超薄钢板及其制造方法

专利名称：超薄钢板及其制造方法
技术领域：
本发明主要涉及一种超薄钢板及其制造方法，该超薄钢板适用于T1-T6和DR8-DR10的所有调质度，适合用于各种两片罐(SDCShallow-Drawn Can，DRDCDrawn & Redrawn Can，DTRCDrawn &Thin Redrawn Can，DWICDrawing & Wall Ironing Can)三片罐(SideSeam Soldered Can，Sido Seam Welded Can，Thermoplastic Bonded SideSeam Can)，即使极薄、宽度大也有均匀的材质和板厚精度，而且具有优良的经济性。
在本发明方法中，超薄钢板包含表面处理用原板和表面处理钢板两者。
背景技术：
罐用钢板在镀上Sn(包含Sn附着量在2.8g/m2以上的镀锡钢皮以及Sn附着量不到2.8g/m2的薄镀锡层钢板LTS(Lightly Tin CoatedSteel))、Ni、Cr等各种镀层后用于饮料罐、食品罐等。
上述罐用钢板的材质由调质度规定，调质度由洛氏T硬度(HR30T)的目标值表示，一道轧制品为T1-T6，二道轧制品由硬度(HR30T)的目标值与在轧制方向上测定的屈服强度的目标值表示，分为DR8～DR10。
可是，随着最近对饮料罐的大量消费，制罐作业的高速化得以发展，这样，产生了对适用于高速制罐的罐用钢板的需求。因此，对于罐用钢板来说，不仅需要对硬度的精度而且需要对钢板的尺寸精度、平坦度、钢带的横向弯曲等进行比汽车用钢板更为严格的管理。
另一方面，随着制罐技术的进步，三片罐和两片罐这样的罐体也具有使用板厚度薄的轻量罐以进行合理化的明显倾向。
这样减小板厚，当然不能避免罐强度的降低。因此，出于加强的目的，通过卷内缘加工、多段卷内缘加工、平滑大幅度卷内缘加工等改变罐的形状，以提高罐强度，或者通过在喷漆和烘烤后进一步进行深冲加工、减薄拉深加工、拉伸加工、胀形加工、底部的球形加工等从而加以强化。
另外，在两片罐的制造方法中，除了轻量罐化之外，为了增大内部容量，还有使罐高越来越高(即深冲比增大)的倾向。
从这些最近的情形来说，要求罐用钢板具有高强度而且超薄化，同时还具有优良的制罐加工性、深冲加工性，这就是要兼有对于现行观点来说是相矛盾的特性。此外，在同时获得这些特性的基础上，提高板厚精度、抑制加工性的波动比过去更为重要。
由于最近卷材喷漆化和薄膜叠合卷材得以实用化，所以为了对例如三片罐的壳体板有效地进行叠合作业，而在沿着钢带的长度方向上贴上薄膜后，采用通过切割、纵切而切出一个罐单位的壳体板的方法。在该方式中，虽然使罐体的焊接部在轧制方向(罐高方向在钢板轧制方向)地粘贴薄膜，但为了在卷回钢带时将软质薄膜高精度地贴在设定位置，对钢带的横向弯曲精度和平坦度的要求更严格。之所以这样，是因为当例如薄膜稍偏离设定位置而贴在焊接部时，会导致焊接不良，产生大的损失。
这样，作为罐用钢板，对钢带的横向弯曲和平坦度也要求比过去要优良得多。
在从罐用钢板加工成罐的过程中，现在确立了将除了宽度方向端部n个毫米以外的几乎整个宽度形成为罐的合理制罐法，其中，作为罐用钢板，在整个宽度上要求材质和板厚均匀，并要求板宽和长度的容许误差、直角度偏差、钢带的横向弯曲精度等尺寸精度优良。另外，如上述那样，为了防止印刷偏差，需要平坦度优良的钢板。由于作为恶化该平坦度的原板因素对材质的不均匀影响很大，所以从这一点来说也要求材质均匀的超薄钢板。
板厚的均匀性、特别是板宽方向上板厚的均匀性很重要，这一点如前所述，下面进一步对此进行说明。现有的罐用钢板由于板厚的均匀性不充分，所以将其用于罐的制造时，在为了两片罐而冲裁圆形坯料的场合，经考虑设计成相应于原材料板厚易于变薄的板宽方向端部的板厚实际的、大的坯料直径。因此，在板厚易于变厚的板宽中央部，罐高不必要地变高，材料利用率变差；而且，在将罐体从压力机取出时罐体上部会挂在压力机上，阻碍将其取出，还没有取出就又投入下一个罐体，从而产生多个罐体被冲压多次这样的阻塞现象，使生产率受到大的损失。
对于三片罐来说，即使在挠曲之后卷成圆筒形，也易于变成扁平，不能获得高圆度的圆筒体，或者即使采用高强度、超薄的大宽度罐周钢板，也存在板厚局部过薄而使罐强度不足的问题。
在钢带宽度方向上硬度均匀也是非常重要的。如在钢带的宽度方向上混有硬质部和软质部，则即使在以同样的轧制条件进行轧制的场合，也会因软质部伸长多和硬质部伸长小而使平坦度变差。这样的因材质原因导致的平坦度不良，即使由张力平整机等机械矫正方法对其外观加以矫正，之后，将其纵切成罐单位而形成小的坯料时，又会部分地出现翘曲，产生高速制罐变难的新问题。
可是，现有的罐用钢板的、可用印刷机或喷漆机制造的宽度上限为3英尺(约900mm)，所以从很早以前就一直以窄幅制造。然而，在随着制罐法的进步而设置新的生产线时，为了实现从罐用钢板制造到形成罐的综合性合理化、获得高生产率，将制造宽度扩大到4英尺(约1220mm)以上。所以，作为罐用原材料，要求使用生产率也优良的宽幅钢带。
如以上所述，从轻量罐化的目的出发板厚应超薄，而从生产率的角度看应为宽幅，在罐用钢板的领域新近要求综合性地超薄而且幅宽的钢板。
然而，采用现有技术，虽然单就宽幅钢带的制造来说从设备来看是可能的，但难以合理地对应上述那样的要求。例如，存在板厚比设定值薄或材质不合格或尺寸精度变差等问题。特别是在钢带宽度方向端部和长度方向端部，这些质量下降会产生在钢板的制造工序中被切断、去除而使材料利用率下降的问题。
因此，采用现有技术难以制造在钢板整个宽度上板厚和材质都均匀的超薄宽幅钢带，可以合理生产的钢带尺寸从连续退火的通板性来看，限度是板厚约0.20mm、板宽约950mm(例如东洋钢板株式会社著、株式会社阿格勒发行的“镀锡钢皮和无锡钢”(修订2版)中第4页所记载)。即使过去曾制造比此更宽的钢带，但难以在板宽9570以上获得实质上均匀的板厚和材质。
钢成分的偏析以及热轧和退火时的温度不均匀可以认为是阻碍材质均匀性的一个重要因素。其中，钢成分的偏析可以说已通过连铸化大体解决，退火由连续退火技术的进步大体解决。因此，遗留下来的操作因素方面的问题可以认为主要在热轧。
在上述热轧中，如采用由现有4个机架的轧机构成的热轧机时，没有有效的板横向厚差控制装置，所以随着工作辊的热膨胀及磨损而产生的轧辊辊型的经时变化，另外，随着轧材的板厚、板宽变化而产生的轧辊挠曲变形的变化，在从刚换过轧辊到下一次更换之间导致了约100μm的板横向厚差变化。
为了控制该横向厚差，虽然使用了4级轧辊变位、6级HC轧辊，但超薄宽幅钢板仍产生了约40μm以上的板横向厚差变化，从保证材质的均匀性来说还不充分。
不论怎样，在现有的技术中，在加工成作为罐用钢板的制品之前，板宽方向的端部及长度方向的端部在切边作业等中被切除扔掉，这样导致的材料利用率下降是一个大问题。
如上所述，从轻量罐化产生的罐体生产成本的下降、卷材宽幅化产生的生产率的提高的角度，对品质优良、超薄而且幅宽的罐用钢板提出了强烈需求。
然而，用现有制造技术生产该钢板时，存在只能得到钢板的板厚和材质(特别是硬度)在板宽方向上不均匀的制品的问题。为此，不仅会导致切除横向端部所带来的材料利用率下降，而且会导致连续退火工序中高速通板性的下降、横向弯曲以及平坦度下降等。另外，在使用该钢板的罐体制造中，会导致罐体形状不良和强度不良导致的制品成品率的降低，不能有效地应用由薄膜叠合卷材和涂层卷材等进行的新制罐法。
本发明的目的就鉴于上述问题而提供一种罐用超薄钢板及其制造方法，该罐用超薄钢板即使超薄并且宽度大，也具有均匀的材质(特别是硬度)和均匀的板厚。
本发明的另一目的在于提供一种罐用超薄钢板及其制造方法，该罐用超薄钢板可以进行软质调质度T1或硬质调质度T2～T6以及调质度DR8～DR10的调质，适合于新的制罐法，尽管超薄而且幅宽，但也具有均匀的材质(特别是硬质)和均匀的板厚。
本发明的具体目的在于提供高品质的超薄钢板及其制造方法，该高品质超薄钢板为板厚在0.20mm以下、板宽为950mm以上的超薄宽幅钢板，而且在冷轧状态钢板的除两侧宽度方向端部外(其中，在板宽中所占比例两侧端合计在5％以内)的范围内，板厚波动量在±4％以内，而且硬度(HR30T)的变动量在±3以内。
发明的公开本发明的超薄钢板的特征在于钢板的平均板厚在0.20mm以下，板宽在950mm以上，在冷轧状态钢板的板宽95％以上的范围，板宽方向上的板厚变动量在平均板厚的±4％以内，而且板宽方向上的硬度(HR30T)变动量在平均硬度的±3以内。
这里，钢的成分组成中含有C 0.1wt％以下、 Si0.03wt％以下、Mn0.05～0.60wt％、 P 0.02wt％以下、S 0.02wt％以下、Al0.02～0.20wt％、N 0.015wt％以下、 O 0.01wt％以下，余下部分最好为由Fe和不可避免的不纯物组成。
另外，钢的成分组成中含有C 0.1wt％以下、Si0.03wt％以下、Mn0.05～0.60wt％、 P 0.02wt％以下、S 0.02wt％以下、 Al0.02～0.20wt％、N 0.015wt％以下、 O 0.01wt％以下，并且含有从Cu0.001～0.5wt％、 Ni0.01～0.5wt％、Cr0.01～0.5wt％、 Mo0.001～0.5wt％、Ca0.005wt％以下、 Nb0.10wt％以下Ti0.20wt％以下以及 B 0.005wt％以下中选出的1种或几种，其余部分最好由Fe和不可避免的不纯物构成。
对于含c量，为了提高焊接后的加工性，最好大于0.004wt％而不超过0.05wt％，为了提高深冲性，最好设在0.004wt％以下的范围。
这些钢板也包括至少在钢板的单面有表面处理层的情况。
另外，该表面处理层最好镀上锡或镀上铬。
另外，该表面处理层最好包括全锡量0.56～11.2g/m2的镀锡层，在上述镀锡层表面形成的1～30mg/m2的金属Cr，以及在其上层形成的、含有以Cr换算为1～30mg/m2的铬水合氧化物的铬酸盐层。
或者，该表面处理层最好含有金属Cr30～150mg/m2的镀铬层以及含有以Cr换算为1～30mg/m2的铬水合氧化物的铬酸盐层。
或者，该表面处理层最好包括Ni/(Fe+Ni)的重量比为0.01～0.3、厚度为10～4000的Fe-Ni合金层，形成于上述合金层表面的、全Sn量为0.56～5.6g/m2、以凸部面积率10～70％在表面与有多个凸部的镀锡层，形成于上述镀锡层表面的1～30mg/m2的金属Cr，以及形成于其上层的、含有以Cr换算为1～30mg/m2的铬水合氧化物的铬酸盐层。
本发明的超薄钢板的制造方法通过粗轧将钢坯(主要是连铸坯)轧成板宽为950mm以上的薄板坯，将其与前面的薄板坯对焊起来，用边缘加热器使该薄坯的宽度端部升温，接着在至少3个机架中由成对交叉辊轧制进行连续精轧，形成板宽950mm以上、板厚0.5～2mm、横向厚差在+40μm以内的热轧钢带，对该热轧钢带进一步进行冷轧，形成平均板厚0.20mm以下，板宽950mm以上的钢板。
在上述冷轧后，进一步进行连续退火和平整轧制。
冷轧最好在前段侧的1个机架以上进行交叉变位轧制。
在成对交叉轧制中，成对交叉角度最好是设在0.2°以上，在交叉变位轧制中最好使用单侧梯形工作辊。
本发明的热轧钢板为板厚2mm以下、板宽950mm以上、横向厚差在±40μm内的钢板。
上述热轧钢板适合用于超薄钢板。
本发明的热轧钢板的制造方法的特征在于采用粗轧将钢坯轧成板宽950mm以上的薄板坯，将其与前面的薄板坯对接，用边缘加热器对该薄板坯的宽度端部进行升温，接着在至少3个机架中通过成对交叉辊轧制进行连续精轧。
首先，在本发明中作为对象的钢板尺寸设为平均板厚0.20mm以下、板宽950mm以上。其理由如已说明的那样，是为了通过轻量罐化降低罐体生产成本以及通过宽幅化提高生产率。另外，在钢板的整个宽度上使板厚的变动量在板厚方向平均板厚的±4％以内、使硬度(HR30T)的变动量为板宽方向平均硬度的±3以内，是因为要确保连续退火等工序中的高速通板性以及确保成形品的尺寸精度和强度，就需要将板宽方向上的偏差抑制在上述范围内。这里，虽然希望在整个宽度上将其设在所期望的变动量以下，但实用上只要在整个宽度的95％的范围确保在所期望的变动值以下即可。
在板宽方向与具有这样高精度的板厚和硬度特性的、上述尺寸那样宽度大而且超薄的钢板在到目前为止还不存在。
发明者们认识到，为了制造上述超薄宽幅钢板，首先需要制造精度良好的超薄宽幅热轧钢带。另外还发现，在现有的热轧法的精轧机中，由于是以1条为单位使粗轧后的薄板坯通过，每次反复进行精轧机轧辊咬入薄板坯前端和咬出尾端的操作，薄板坯的先行端部和后行端部只得在不受轧辊约束的状态下行走于精轧机内以及精轧机最后的机架到卷取机之间，所以得不到足够的精度。也就是说，在现有技术中，由于薄板坯的先行端部和后行端部不能如轧制方向中央部那样在一定张力状态下轧制，所以存在如下问题。
(1)由于钢带形状发生紊乱，所以不能对热轧钢带的整个宽度进行均匀的加工。
(2)当热轧钢带的板厚变薄时行走变得不稳定，从精轧机的最终机架出来后，发生弯曲行进、不能到达卷取机的故障。为了防止这个问题，与中央部相比不得不大幅度降低薄板坯的先行端部和后行端部的轧制速度，使得不仅热轧钢带的轧制方向端部而且宽度方向上的温度和厚度的控制也难以进行，不能加工成均匀的材质和板厚。
(3)当长度方向和宽度方向上的板厚和材质的变动变大时，与之对应，冷轧后的变动也变大，所以导致因切除扔掉而带来的大幅度的材料利用率降低。
由于以上原因，在现有技术中，板厚的超薄化有限度，作为热轧钢带，即使无视经济性，最好的情形也就为1.8mm。
因此，需要开发能以高生产率稳定地制造2.0mm以下那样的超薄热轧钢带的技术。
以前，以连续退火法制造超薄宽幅钢板极为困难。这是因为，在连续退火法中，钢带一边被传送一边承受加热、均热、冷却的温度变化，而且窄幅、宽幅、薄、厚等各种尺寸的钢带根据预定的生产工序作各种组合地被传送，所以在炉内辊的宽度方向上产生对应于各传送钢带技术规格的温度差，从而发生由此起因的传送故障。例如，在炉内辊宽度方向上产生温度差时，热膨胀差导致变形发生，钢带弯曲行进，如弯曲行进得不到矫正则发生破断。因此，制造极薄的超薄钢板或极宽的宽幅罐用钢板时自然有极限。
当为了合理地制造超薄钢带而进行高速传送时，易于产生热翘曲。当欲防止该热翘曲时，又易于发生弯曲行进，另外也有与其相反的场合，此时可以稳定通板的区域非常狭窄，这也使合理制造超薄宽幅的钢板很困难。
为了解决这一问题，发明者们首先发现，通过在热轧时接合薄板坯然后再进行连续轧制以及调整钢带的横向厚差，可以稳定地高速通板。
也就是说，罐用热轧钢带的横向厚差在过去设置为凸形横截面的横向厚差是常识。与此相反，发明者们注意到，为了高速传送超薄幅度的钢板，防止热翘曲很重要，为此有必要改善冷轧钢带的平坦度，作为其方法，首先减小热轧钢带的横向厚差，改善在连续退火炉中传送的卷材上易于发生翘曲的宽度方向中央部的平坦度。
研究的结果表明，通过绝对不产生中部翘曲(Center Bucle ISIJTR009-1980)、在冷轧后稍有一点边部波浪(Edge wave ISIJTR009-1980)地进行加工，更正确地说，通过不发生中间翘曲也不发生边部波浪、获得良好平坦度地进行加工，解决了热翘曲和破断的问题。
作为具体的解决办法，发明者们发现在热轧的精轧中使用交叉辊并且最好在冷轧中也使用交叉辊是很重要的。
另外，发明者们发现，为了合理地制造超薄宽幅的罐用钢板，通过那样使热轧连续化、在热轧或进一步在冷轧中使用交叉辊、进一步用加热器对热粗轧得到的薄板坯的在轧制过程中变成低温的宽度端部进行升温，可以有效地加工成平坦度不恶化、横向厚差小的钢带。
下面对钢的组分以及其限定理由加以说明。
c在铁素体中的因溶量大约为N的1/10～1/100，从这一点来说，如箱式退火法那样进行的缓冷的钢板应变时效处理主要由N原子的特性来支配。但是，在连续退火法中，由于冷却速度极大，所以c也不能充分地析出，而残存了大量因溶碳，这对应变也产生不良影响。
另外，c是决定再结晶温度、抑制再结晶晶粒尺寸成长的重要元素。在采用箱式退火法的场合，虽然由于c量的增加使得晶粒尺寸变小而硬化，但在连续退火法的场合，看不到随着c量增加而硬化这样的单纯倾向。
c量大约为0.004wt％以下的超微量时为软质，当c量增加时，在0.01wt％出现硬度变得最大的峰值，当c量进一步增加时，硬度又降低，在c量为0.02～0.07wt％的范围达到谷底，进一步增加c量硬度又增大。c量在大约0.004wt％以下而成为软质，可以认为是由于退火时c在溶解温度下的溶解量的绝对值小从而使得c产生的应变时效硬化变小的缘故。
在本发明中，不用特别地进行真空脱气处理，即可用含有相应于所需硬度的c的低碳钢制造钢板。但是，为了避免过度的硬化和轧制的恶化，以连续退火法合理地制造适合于罐用的钢板，需要将c设在0.1wt％以下。
c量大约为0.004wt％以下的超微量时虽然为软质，但为此在炼钢工序中需要真空脱气处理，在经济上稍为不利。
因此，为了利用含有超过0.004wt％的某一程度c量的组分对软化有效这一现象，以经济地合理地制造占罐用钢板约85％的调质度T3以上的钢板，最好将c量调整到约大于0.004而不超过0.05wt％的范围。在该范围内，可以将焊接产生的HAZ硬化量也抑制得小。在0.02wt％以上的范围为软质而且不需要真空脱气处理，所以更为理想。
本发明者调查了镀锡钢皮硬度与对其有影响的因溶C、N以及晶粒尺寸之间的关系，其结果表明，即使用连续退火法，当减少因溶C、N、使晶粒尺寸增大时，也可以得到软质。根据这一认识，为了减少退火后的因溶C，采用降低作为初始材料的连铸坯的C的方法是有效的。
一般情况下，在用压力加工将镀锡钢皮制成罐时，使γ值大很重要，同时，减小Δγ值也很重要。发明者们在研究了将镀锡钢皮原板的Δγ进一步减小的方法后发现，使成为晶粒的碳为超微量、将晶粒尺寸粗大化的方法很有效。
在以上发现的基础上，发明者们进一步研究的结果表明，通过对超低碳钢坯料进行连续退火，改变随后进行的平整轧制的压下率，可以分别制成T1～DR10的钢板。
从这一观点出发，为了在特别重视深冲性的情况下以连续退火法制造调质度T1以下的软质镀锡钢皮，最好将C设在0.004wt％以下。
另一方面，制罐技术的进步非常迅速，现在，已达到采用在拉伸试验中延伸率为0％的钢板也可以冲压出饮料罐这样的深罐的水平。为了更为合理地制造罐用钢板，如果可以制造出不用连续退火也能用于罐的钢板，则是具有划时代意义的。
这是因为，由于罐用钢板的原板在通过连续退火炉时的板厚较薄，易于产生热翘曲和冷却翘曲所导致的通板故障，所以不得不将通过速度限制得小些，从而使采用连续退火法的高强度超薄钢板的制造特别不经济。
作为达到省略这样的退火的手段，尽可能地减少c量以使冷轧后的硬度在目标硬度之下，是有用的，具体地说，最好设在0.002wt％以下。
Si除了会恶化镀锡钢皮的耐蚀性之外，还是极端地硬化材质的元素，所以应避免含有量过多。特别是，当Si量超过0.03wt％时，由于硬化而不能制造软质的镀锡钢皮原板，所以需要限制在0.03wt％以下。
因此，在炼钢阶段尽可能地减少Si量很重要，为了抑制耐火材料中的SiO2被钢水中的Al还原，需要考虑采用锆质耐火材料来取代现在使用的熟料耐火材料等。
Mn是为了防止S所产生的热轧钢带的边裂发生所需要的元素。S含量小时虽然不必添加Mn，但由于钢中不可避免地含有S，所以需要添加Mn。当Mn量少于0.05wt％时不能防止边裂的发生，另一方面，由于Mn超过0.60wt％时晶粒尺寸变小，因溶强化导致硬化，所以其添加量需要设在0.05～0.60wt％的范围内。
P是使材质硬化、并且恶化镀锡钢皮耐蚀性的元素，因此，含量过多了不好，需要限制在0.02wt％以下。
S含量过多时，在热轧过程中，处在高温γ区域时因溶的S随温度下降而变得过饱和，以(Fe，Mn)S于γ晶界析出，这会引起热脆性产量的热轧钢带的边裂。另外，形成S系夹杂物也会导致冲压缺陷的发生。因此，有必要将S量设在0.02wt％以下。特别是Mn/S比小于8时易于发生上述边裂和冲压缺陷，所以Mn/S最好设在8以上。
Al在钢的制造过程中具有脱氧剂的作用，是提高清洁度所需要的元素。然而，添加过剩不仅从经济性的角度来说不好，而且会抑制再结晶晶粒尺寸的长大，所以其含有量需要设在0.20wt％以下的范围。另一方面，当Al量极度降低时，镀锡钢皮的清洁度变差。另外，Al有利于获得软质镀锡钢皮，并且具有固定因溶N以减少其残存量的作用。因此，将Al限定在0.02～0.20wt％的范围内。
当N在炼钢过程中以空气中N的方式混入。因溶于钢中时，不能得到软质钢板。因此，在制造软质材的场合，要极力抑制在炼钢过程中来自空气的N的混入，将其设在0.015wt％以下。为了容易地，以低成本制造硬质材料，N是极其有效的成分，为此，可以精炼时向钢水中吹入N气，获得与目标硬度(HR30T)对应的N量。
O与钢中的Al、Mn、耐火材料的Si、熔剂的Ca、Na、F等形成氧化物，该氧化物会导致压力加工时的裂纹或耐蚀性的恶化，因而应尽可能减少。因此，O量的上限为0.01wt％。为了减少O，通过真空脱气处理强化脱氧、调整中向包的堰形状，浇口形状、浇铸速度等方法是有效的。在这些精炼过程中，添加适量的Al可改善清洁度。
Cu、Ni、Cr以及Mo不恶化钢的塑性，可以增加强度，所以相应于作为目标的钢板的强度(硬度(HR30T))水准进行添加。另外，这些元素具有提高钢板耐蚀性的效果。为了发挥这些效果，Cu、Mo至少需要添加0.001wt％，Ni、Cr至少需要添加0.01wt％。然而，即使添加超过0.5wt％，由于效果饱和，导致成本上升，所以添加量的上限对其中任一种都设为0.5wt％。不论单独添加还是复合添加，这些元素的效果都同样得到发挥。
Ca、Nb、以及Ti都是有利于提高钢的清洁度的元素。但是，过度添加Ca不仅不经济，而且生成的非金属夹杂物其熔点低，成为软质，并在轧制工序中长度伸长、导致制罐加工不良，因此其上限定为0.005wt％。
在对Al镇静钢实施Ca处理的场合，生成反应作为脱氧反应可考虑为(1)(2)在Al镇静钢中，一般情况下Ototal(氧化物)比溶解氧要多得多，所以(2)的脱氧反应为主体。
Ca氧化物在该组成下即使在钢水中也是熔化状态，微细的Ca氧化物也易于聚集、合并、上浮、分离，残存的非金属夹杂物在5μm以下。这样的小尺寸的夹杂物在凝固快的连铸法中均匀地分散。因此，可以消除非金属夹杂物所带来的过去一直发生的缺陷。
作为Ca的使用方法，通过用Ba等来稀释Ca，工业性地发挥Ca的强脱氧能，是有效的。作为具体的Ca的添加方法，在真空脱气处理中，对Al镇静钢水充分进行脱氧后，用来自钢水包下部的惰性气体一边搅拌钢水，一边用Al-Ca-Ba丝在短时间进行添加，该方法在经济性方面是有效的。
Nb除了有上述提高清洁度的作用外，还具有形成碳化物、氧化物从而减少固溶碳、因溶氮的残存量的功能。但是，过多添加时，Nb系析出物的晶界钉扎效果使再结晶温度上升，使连续退火炉的通板作业性变差，而且晶粒变细，所以将Nb添加量设在0.1wt％以下的范围。添加量的下限最好设在发挥其效果所需要的0.001wt％。
Ti除了上述提高清洁度的作用外，还具有形成碳化物、氮化物从而减少固深C、固溶N量的残存量的功能。另一方面，过多添加时，会产生锐利的、硬的析出物，使耐蚀性变差，同时会导致压力加工时的擦伤划痕。因此，将Ti添加量设在0.2wt％以下。Ti添加量的下限最好设在发挥效果所必需的0.001wt％。
B是一种可有效地改善晶界脆化的元素。也就是说，在超低碳钢中添加碳化物形成元素、极端地减少固溶C时，再结晶晶界的强度变弱，在将罐于低温下保管的场合等，有产生脆化裂纹的危险。为了在这样的用途中也能获得良好的质量，添加B是有效的。
下面说明B的晶界脆化改善作用。如固溶C存在于晶界，则P的偏析变小，晶界强度变大，可以抑制脆化不良。然而，如固溶C量变少，则P在晶界偏析而产生脆化。此时，如B存在，则起到固溶C的作用，或者B自身增大晶界强度，所以可解决脆化不良的问题。
B虽然还形成碳化物和氮化物，是有效的软化元素，但由于在连续退火时会在再结晶晶界偏析、推迟再结晶，所以将其添加量设在0.005wt％以下。而且，该B添加量的下限最好设在发挥效果所需要的0.0001wt％。
下面说明本发明中用于制造超薄宽幅钢板的更为具体的方法。
本发明中所用连铸坯可以根据需要对转炉钢水进行真空脱气处理，然后通过连铸而得到。
接着，为了制造作为目标的0.20mm以下的超薄宽幅的罐用钢板，需要制造2.0mm以下的横向厚差量小的超薄热轧钢带。如厚度超过2.0mm，则在进行冷轧以超薄化时的压下率变大，冷轧温度差，同时难以确保良好的形状。而且，在从厚度大约为260mm的大断面厚板坯进行轧制时，为了在防止薄板坯温度降低的同时能制造均匀材质的热轧钢带，有一个限度，从该限度出发，考虑轧机功率，设为0.5mm。
为了保持以高生产率制造上述2.0mm以下的极薄热轧钢带，首先最好连轧化。


图1示出轧制方法对板厚0.130mm、板宽1250mm、硬质度DR9(目标硬度以HR30T表示为76)的超薄宽幅钢板在板宽方向上的硬度的影响。如图1所示，在现有方法中，距热轧钢带的宽度端部5mm的相当位置处的硬度(HR30T)比目标值低12，而在采用连续轧制的发明方法中，即使在端部，硬度(HR30T)也几乎不降低，可以制造具有均匀硬度的超薄宽幅钢板。
结果，热轧、冷轧、或者进一步表面处理后的切边也不再需要。另外，由于可在热轧钢带的全长上高速而且以一定速度地继续轧制，所以大大提高了生产率。另外，由于在热轧钢带全长上施加有一定的张力，所以板厚、形状以及材质都均匀，材料利用率也提高，可以以高生产率制造超薄热轧钢板。而且，由于可以在一定张力下进行轧制，所以可进行强制冷却，晶粒尺寸的控制范围也变大。
上述热精轧后的卷取温度，除了后述的省略连续退火的场合，基本上希望在550℃以上，最好确保在600℃以上。这是因为，如卷取温度不到550℃，就不能进行充分的再结晶，热轧板的晶粒尺寸变小，即使在冷轧后进行连续退火，冷轧板的晶粒也与热轧板的晶粒大小相对应，变得较小，难以获得T1等软质罐用钢板。
在连续轧制时，在短时间内接合薄板坯对于稳定地获得本发明所期望的效果是很有利的。
下面，说明短时间对接法的例子。首先，对应好薄板坯接合的时刻，接合装置一边与薄板坯的速度相对应地移动，一边以20秒以内这样短的时间将薄板坯相互接合。此后，采用电磁感应法对接合部分进行加热并将其压接在一起。在不断开地用精轧机连续地轧制后，用在卷取机前面近处的剪切机分割钢带，并加以卷取。
另一方面，为了减小冷轧后的板宽中央部的横向厚差，由于该横向厚差与热轧钢带的横向厚差相似，所以基本上必须减小热轧板的板横向厚差，而且发现，在冷轧中板厚度较厚的前段机架的轧辊也最好减小。
落边是由于轧制负荷产生的轧辊的扁平变形复制到板端部而形成，该变形与轧制负荷分布相对应。因此，作为改善方法，基本上是减小负荷从而减小扁平变形量，作为其具体对策加以考虑的方式和其问题可列举如下。
(1)由于工作辊直径越大负荷也增大，在板宽端部附近的板厚减少变得明显，落边量变大，所以减小工作辊直径。如辊径减小，则板宽端部附近处的工作辊挠曲急剧变化也有所帮助，落边量变小。然而，这一方式对于以高速轧制超薄钢板并不好。
(2)增大入口、出口侧的张力。然而，采用该方式时轧制中钢带易破断。特别是不适合于超薄宽幅罐用钢板的制造方法。
(3)减小压下率。然而，该方式不利于超薄钢板的轧制。
(4)增大出口侧的板厚。板厚越大，宽度方向的金属流动也越易于产生，从而可使负荷和出口侧板厚在宽度方向的分布均匀，所以可改善状况。然而，该方式不符合采用超薄热轧钢带的本发明的主旨。
(5)使用形变抗力小的坯料。形变抗力的大小也依原样地对落边的大小产生影响。因此，C量比低碳钢少得很多的超低碳钢是有利的，但这从成本上考虑不能说是最好的。
另外，还可列举如下的其它落边的控制法及其问题。
(1)虽然有采用变更板宽端部处的辊型的带锥度工作辊进行轧制的方法，但由于采用该方法可以发挥效果的、作为目标的宽度受到限度，所以难以对应在生产工序中板宽不同的钢带。
(2)虽然也有通过在热精轧机架间轧边机所形成的钢带张力下减少宽度从而改变宽度端部的板外形的方法，但采用该方法时设备复杂，产生外观缺陷时修整很困难，生产率也很差。
(3)还可以沿水平方向弯曲小直径轧辊，改变材料在宽度方向的金属流动，但采用该方法时生产率差。
如上所述，虽然有预先将板宽度端部的板厚设得厚一些然后对其进行水平轧制的各种各样的方式，但没到达到合理地生产超薄宽幅的罐用热轧钢带的程度。
作为现有的制造横向厚差小的热轧钢带的方法，众所周知，在通常的轧机的工作辊之间形成交叉角，可以产生明显改善板横向厚差的效果，但轴向力过大，妨碍了实用化。
通过采用成对交叉轧机可以对其进行改进使之实用化，该成对交叉轧机成对地使工作辊和支承辊交叉。在该轧机中，不在工作辊和支承辊之间发生轴向力，采用仅承受轧材与工作辊之间的轴向力的构造。因此，采用成对交叉轧机(pair-crossed roll system)，可以有效地进行横向厚差控制以及落边控制。
成对交叉方式是在将工作辊轴(WR轴)和支承辊轴(BUR轴)相互保护平行的状态下使上下辊群交叉的方式。成对交叉方式的横向厚差控制原理是，将上下WR轴交叉时产生的两轧辊间的最小间隙在宽度方向上以抛物线形状变化，相当于在WR上形成凸向的抛物线形的轧辊辊型。
也就是说，在通常的方式下，即使强压下，由于轧辊弯曲，板宽度中央部凸出(凸形截面的板横向厚差)，所以也难以减小横向厚差，特别是难以轧制超薄宽幅的罐用钢板。与此相反，如使轧辊交叉，则可以使热轧钢带的板横向厚差非常小。
图2示出在精轧中采用改变交叉角度的成对交叉辊的场合的交叉角度与热轧钢带(钢带厚1.6mm，钢带宽1300mm)的板横向厚差(钢带宽度方向中央部的板厚-离钢带宽度方向端部30mm位置处的板厚)的关系。
如图2所示，横向厚差控制以及落边控制可以通过调整该轧辊轴的交叉角度来进行，此时该交叉角度最好在0.2°以上，在0.4°以上则更好。另外，可以看出，增大交叉角，边部外形从落边向抬边(edge up)产生了很大变化，落边得到很大改善.另外，落边区域为从宽度端部起20～30mm，而抬边的区域为落边区域的数倍大，因而可改善板横向厚差，实质上，板厚可以成为完全平直或直到变成凹形截面的横向厚差。另外，还得知，当交叉角过大时，薄板的形状从边浪(edge wave)变化为中部翘曲，交叉角度在1.5°以下时质量没有问题，在此以上时中部翘曲形状导致通板作业性变坏。
根据以上结果，通过控制交叉角度可以将热轧钢带的横向厚差量控制在+40μtm以内，此时交叉角度最好为0.2°以上，在0.4～1.5°时则更理想。该横向厚差量为超过+40μm的大的凸形截面的横向厚差量时，冷轧后也为凸形截面的横向厚差，同时还出现板宽中央部比端部更多地延伸的所谓“中部翘曲”的形状不良，而且连续退火的高速通板也变得困难。另一方面，当形成超过-40tm的大的凹形截面的横向厚差时，冷轧后也形成凹形截面的横向厚差，与上述现象相反产生宽度端部更多地延伸的所谓“边浪”的形状不良，同样使连续退火的高速通板困难。而且，中部翘曲、边浪的形状不良难以矫正，不能用于高速制罐，产生不良，材料利用率降低。
如上所述，虽然可以使热轧机为成对交叉辊来改善横向厚差，但为了有效地活用这种方式，需要使用至少3个机架，而且已经确认，即使所有机架都使用，也没有问题。
在热轧中，为了消除通常必然产生的在宽度端部的温度降低所导致的形状和材质(组织)的不均匀，采用边部加热器对宽度端部进行加热(具体地说是将宽度端部的温度设定加热到比中央部高50-110℃的温度)是有效的。通过与上述轧制方法相组合，可以获得横向厚差在±40μm以内的、在整个宽度的95％以上厚度和材质均匀的超薄热轧钢带。在这里，作为板横向厚差的控制方法，美国专利US 5531089可以有效地得到应用。
下面说明上述边部加热器的作用。在热轧环境下，除了加热炉外都是暴露在空气中，而且是高温，不得不一边用高压水喷射除去轧制时产生的表面氧化皮一边进行轧制，另外还如本发明那样从260mm左右厚的板坯进行直到2mm厚以下的高压下并加工。所以，混合有加工热、换热、水冷却、散热等。
因此，热轧处理时间变长时，在整个宽度方向、整个长度方向上的温度差也变大，材质变得不均匀。另一方面，随着连铸技术的发展，铸坯厚度变大，所要求的板坯宽度也变大。另外，随着罐用钢板的高强度化、宽幅超薄化，为了减轻冷轧的负荷，需要板厚越来越薄的热轧钢带，因而产生了热轧温差增大的趋势。
结果，精轧结束温度下降大的端部处的晶粒大小比中央部粗大化，同时对深冲加工不利的结构也发达。特别是在粗轧机前等候时间长的轧制方向后行部的侧端部的温度下降大，在精轧机上温降也同样大。
作为其解决办法，到现在为止，虽然曾尝试通过增大轧制速度以提高加工热从而进行热补偿等方法，但对超薄宽幅罐用的钢板的制造是不够的。
对此，发明者们已证实，如可在相当于热轧工序中间的精轧机前进行均热，则可解决该问题，并达到了实用化的程度。
精轧结束温度(FDT)为通常的范围，即860℃以上，而为了进行充分的再结晶，需要将卷取温度(CT)设在550℃以上。但是，CT太高时钢板表面氧化皮层变厚，下一道工序的酸洗所形成的脱氧化皮性变差，所以，其上限最好设为750℃。
在热轧工序中，采用一般所使用的单是平直的工作辊时，冷轧时发生的落边不仅会弱化上述热轧钢带的横向厚差改善效果，而且可能相反地使其变大。已经得知，对于这样的现象，为了制造质量更好的超薄宽幅罐用钢板，控制冷轧时的板横向厚差是有效的。
发明者们对最佳冷轧法的研究结果如图3所示。亦即，图3为对应于热轧钢带宽度方向测定超薄宽幅钢板(板厚0.130mm，板宽1250mm)的板宽方向板厚的结果，该超薄宽幅钢板通过改变热轧法与冷轧法的组合进行轧制而得到。
如图3所示，通过在热轧的精轧机中使用成对交叉轧辊，在冷轧中前段的至少1个机架使用交叉变位机，可以使板厚均匀。这里，冷轧中的交叉变位机的工作辊最好使用单侧梯形工作辊。而且发现，这样的冷轧方法即使将其用于多个机困，也不会出现任何问题。
这样，在热轧钢带减小了落边，并可在冷轧中于前段机架预先增大宽度端部板厚以防止落边发生，随后可进行水平轧制。
如上所述，即使在将热轧进行组合的轧制中，采用简单的单侧梯形工作辊不能连续地对应不同的板宽。该问题可以通过将工作辊在辊身方向上移动加以解决。
其结果如图4所示。图4为热轧法(精轧机的所有机架使用0.6°的成对交叉辊或现有技术中的0°)与冷轧中的交叉角度对冷轧钢带的横向厚差(钢带宽度方向中央部的板厚-距热轧钢带宽度方向端部10mm的位置处的板厚)、平板度、通板性的影响的调查结果。
由图4可知，为了从用交叉辊精轧得到的热轧钢带制造确保平坦度的冷轧钢带，在冷轧机也采用交叉辊是极为有效的。
通过采用上述各制造条件，可以合理地制造在板宽方向上板厚和材质分布良好的各种尺寸的超薄宽幅罐用钢板。
即使可以制造板厚精度高的热轧钢带，如冷轧后的平坦度变差，连续退火中的高速通板也会变得难以进行，而且从质量的角度来看也会变得不能用作罐用钢板。因此，为了用板横向厚差小的热轧钢带获得板厚精度高、平坦度也良好的冷轧钢带，由于相似断面轧制是基本的，所以最好使冷轧机的工作辊也是可以使板横向厚差小的轧辊。如相对压下大，则板宽端部延伸，如压下小，则板宽中央部延伸。亦即，如图4所示，如在热轧机中使用交叉辊，则最好在冷轧机中也使用交叉辊。
图5示出平坦度对CAL通板速度和钢带破断故障的影响在与钢带的板厚和板宽的关系下的调查结果。由图5可知，随着板厚变薄或随着板宽变大，高速通板时破断的发生频度也变大。然而，如改善平坦度，则可以回避破断的危险性。
在本发明中，基本上是在冷轧后进行退火和平整轧制。在以连续退火的方式进行退火的场合，可以进行过时效处理，其条件只要根据常法进行即可，具体地说，可以设为400-600℃、20-3分。在通过焊接形成为圆筒状之后进行扩罐使之变形的那样的用途中，要求极高的耐时效性。在这样的用途中，可以在连续退火后对卷材进行进行箱式退火。
在C≤0.002％以下的钢中，如热精轧后的再结晶充分进行，则可以省略冷轧后的退火和平整轧制。在这里，通过在650℃以上或在更好的情形下的700℃以上卷取、使其自行退火，可以实现热精轧后的再结晶，但也可在卷取后将热轧板再加热到550～600℃进行退火。在再加热退火的场合，虽然对卷取温度没有特别的限制，但从生产率的角度出发最好设在550℃以上。
在省略冷轧后的退火和平整轧制的场合，为了补偿拉伸凸缘性等加工性的降低，也可以在冷轧后进行于200～400℃加热保持10秒钟以上的热处理(回复处理)。这里，将上限设为400℃是为了防止再结晶造成的强度不足。这样的热处理可以在镀层处理和络酸盐光泽处理之前进行，也可以在进行这些处理后与制罐生产线中的喷漆烘烤或叠片工序同时进行。
为了从通过连续退火加工获得的低碳钢和超低碳钢钢板(包括后述的在表层具有Fe-Ni合金层的钢板)获得T1～T6、DR8～DR10的调质度，例如可以在压下率为几个％～40％的范围，进行适当选定的调质处理。
根据以上说明的方法，可以制造出在宽度方向上的板厚分布以及硬度分布良好、调整到所希望调质度的冷轧钢带。在该冷轧钢带的表面镀上Sn、Cr、Ni等，并根据需要进行络酸盐光泽处理，可以制造耐锈性、耐蚀性良好的超薄宽幅的表面处理钢板。在镀锡的场合，也可以根据需要在镀覆之后、铬酸盐光泽处理之前进行软熔光亮处理。在制造凸状镀锡钢板的场合，在镀覆之前，需要预先形成Ni/(Fe+Ni)的重量比0.01～0.3、厚10～4000的Fe-Ni合金层。
以下说明这些表面处理。
发明者们对高速缝焊罐用LTS的焊接性进行研究后发现，即将焊接之前的残存金属锡量使焊接性明显提高。
亦即，由于金属锡是柔软的低熔点(232℃)金属，所以，在与焊接电极的接触部以及钢板相互间的接触部，焊接加压力容易使其变形或使其进一步熔化、扩大接触面积，不发生焊接电流的局部集中所导致的“飞散”，易于形成牢固的焊接熔柱。结果，适宜焊接电流范围增大。
已知发现，为了获得这样的效果，最好使即将焊接前残存的金属锡量为0.05(g/m2)。进一步调查的结果表明，最好使凸部的面积百分率为10～70％。
当在现有的镀锡钢皮原板上镀少量的昂贵的锡时，软熔光亮处理、喷漆、印刷的烘烤等在焊接之前的热处理使得金属锡从基体铁一侧进行合金化，使金属锡剧减，除了导致焊接性降低外，还使得利用金属锡光泽的所谓的金属调印刷不能实现。
这样，为了以凸状(岛状)形成金属锡层，采用已进行Ni扩散处理的钢板作为镀锡用钢板是有效的，该Ni扩散处理作为对熔融锡在表面的润湿性的惰性化处理。即，通过在钢板的至少一面镀上附着量为0.02～0.5g/m2的Ni，进行扩散处理，形成Ni/(Fe+Ni)的重量比为0.01～0.3，厚10～4000的Fe-Ni合金层。
通过在扩散处理后的母板表面用电镀形成平坦的锡膜，接着进行软熔光亮处理，使锡凝集、凝固，可以形成使用该Ni扩散处理钢板的凸状镀锡层。并且已经得知，进行电镀锡之后，在表面涂敷溶剂(ZnCl2、NH4Cl等水溶液)，然后再进行软熔光亮处理，则可以更有效地形成凸状。
采用EPMA分析得到的、凸状锡镀层的锡分布扫描电镜象(1000倍)的代表例如图6所示。图6中的白色部相当于凸部，黑色部相当于平坦Fe-Sn合金层凹部。图6(a)为由细小凸部构成的场合的例子，图6(b)为由较大的凸部构成的场合的例。这样的凸部的大小可以通过软熔光亮处理工序的通电辊间的电压、通电时间、熔融后水冷之前的冷却速度以及镀锡量等加以控制。
在电镀锡后，在表面涂敷溶剂(ZnCl2、NH4Cl)等水溶液)，并进一步进行软熔光高处理，可以更有效地形成凸状的金属锡层。
为了最有效地进行上述Ni扩散处理，可以在连续退火线前设置镀Ni设备，在退火线的出口侧设置平整轧制设备。这样，通过将镀Ni、退火、平整轧制作为1条线连在一起，一举加工成镀覆用母板，可以由连续化大幅度降低成本。另外，由连续化可以不停留地连续进行镀Ni→退火→平整轧制工序，可以防止Fe氧化物等形成，可以进一步提高焊接性和耐蚀性的效果。
本发明的连续退火法与箱式退火法相比，不纯物的表面浓度少，在耐锈性、耐蚀性方面有利。另外，该方法也可以兼用作利用热轧钢带的连续退火线进行的再加热再结晶处理。
作为表面处理，在进行通常的镀锡之后于其上层进行铬酸盐光泽处理的场合，镀锡层由0.56～11.2g/m2的金属Sn量组成，铬酸盐层包含以铬换算为1～30mg/m2的铬水合氧化物以及1～30mg/m2的金属Cr。
如果锡量不到0.56g/m2，则软熔光亮化处理或喷漆、印刷后的烘烤等将促进Fe-Sn合金化，从而导致焊接即将开始之前的残存金属Sn量变得过少。另一方面，当超过11.2g/m2时，在即将开始焊接前的残存金属Sn量变得过多，电阻加热缝焊中的发热用于Sn的溶解，使得铁的熔化没有充分进行，不能充分得到接合强度，为此不得不降低焊接速度，变得不经济。另外，也是由于Sn价格高，是有限的资源。
当铬酸盐层中的铬水合氧化物以Cr换算不足1mg/m2时，薄板镀层的喷漆密接力、印刷密接力小，或薄膜粘合力不能足够大。另一方面，当超过30mg/m2时，通电性变差，焊接性下降。
当金属Cr不到1mg/m2时，与漆膜、印刷膜、塑料薄膜的密接性下降，而且耐蚀性、耐锈性也降低。另一方面，超过30mg/m2时，由于金属Cr的超硬性的原因，制罐加工时在金属Cr膜中产生裂纹，相反使密接性变差。
作为表面处理，在进行儿酸盐光泽处理的场合，形成30～150mg/m2的金属Cr后，在其上形成铬水合氧化物层，该铬水合氧化物层以Cr换算为1～30mg/m2。
其理由在于，当镀铬层中的金属Cr量不到30g/m2时，Cr的覆盖性不充分，作为食品罐的耐蚀性、耐锈性不充分。另一方面，超过150g/m2时，制罐加工性变差。另外，当铬水合氧化物以Cr换算不到1mg/m2时，漆膜、印刷膜、塑料薄膜的粘合力不能足够大。另一方面，当超过30mg/m2时，制罐加工性变差。
作为表面处理，也可以在上述Fe-Ni合金层表面镀锡并通过软熔光亮处理(通常在升温到230～280℃后1秒以内投入50～80℃的水槽)以10～70％的凸部面积率形成在表面有许多凸部的镀锡层后，进行铬酸盐光泽处理。
在该场合，镀锡层为0.56～5.6g/m2的金属锡量，铬酸盐层包括以Cr换算为1～30mg/m2的铬水合氧化物和1～30mg/m2的金属Cr。
其理由在于，Sn量不到0.56g/m2时，软熔光亮处理或喷漆、印刷后的烘烤等促使Fe-Sn合金化，从而使得即将开始焊接前的残存金属Sn量变得过少。另一方面，当超过5.6g/m2时，由于金属Sn量过多，所以即使进行软熔光亮处理也不能形成岛使状锡，而是形成平坦的或是简单的凸凹形状，这就失去了经济上的价值。另外，铬酸盐层的组成限定理由与进行上述通常的镀锡的场合相同。
将通过软熔光亮处理得到的凸状镀锡层的凸部面积率设为10～70％的理由在于，不到10％时，扩大焊接时的接触面积的效果不充分，得不到提高焊接性的效果，超过70％时，失去了形成凸状的经济性价值。
另外，将Fe-Ni合金层的Ni/(Fe+Ni)的重量比设为0.01～0.3，厚度设为10～4000，其理由在于当Ni/(Fe+Ni)的重量比不到0.01时，不能出现耐蚀性、耐锈性的改善效果，超过上限的0.3时，软熔光亮处理后的Fe-Sn-Ni合金层变得粗疏，覆盖率变小，耐蚀性、耐锈性变差；厚度不到10时，耐蚀性、耐锈性的改善效果小，当超过4000时，在硬而脆的Fe-Ni合金中产生裂纹，恶化耐蚀性、耐锈性。
附图的简单说明图1示出热精轧法对冷轧钢带的硬度(HR30T)分布的影响；图2示出热精轧机的工作辊的交叉角度对热轧钢带的横向厚差的影响；
图3示出热轧法和冷轧法对冷轧钢带板厚分布的影响；图4示出成对交叉热精轧以及交叉变位冷轧对冷轧钢板的横向厚差和平坦度的影响；图5示出冷轧钢带的板厚和平坦度对连续退火的高速通板性的影响；图6为示出岛状锡的扫描电镜象的金相组织显微照片。
实施发明的最佳形式实施例1表1所示成分的钢用270t底吹转炉熔炼，将该成分的钢用连铸机铸造获得铸坯。
将这些铸坯粗轧后得到薄板坯，将该薄板与先行的薄板坯接合，同时用边部加热器加热宽度端部，接着用热精轧机分别进行连轧，形成宽度为950～1300mm的超薄热轧钢带，并将其卷取。该热精轧机在前3个机架或所有7个机架使用改变交叉角度的成对交叉轧辊。之后，进行酸洗、除鳞，接着用6机架串列连续冷轧机进行轧制，获得超薄冷轧钢带。该连续冷轧机包括交叉变位机，该交叉变位机采用单侧梯形工作辊作为第1机架的工作辊。
另外，为了进行比较，用过去的铸坯单位进行热轧(单一轧制)，并且进行不使用成对交叉机也不使用单侧梯形工作辊的交叉变位机的冷轧。
以上各制造条件示于表2和表3中。
在一部分冷轧钢带镀Ni，并与其它冷轧钢带同样地进行连续退火(镀Ni材相当于Ni扩散处理)。扩散处理退火条件为660～690℃、10秒。接着，调整平整轧制的压下率制造各种调质度的钢板。

表2

表3

使用的镀Ni液以及退火条件如下。
镀Ni液组成硫酸镍 250g/l氯化镍 45g/l硼酸 30g/l电镀液温度 65℃电流密度 5A/dm2退火条件气氛NHX气体气氛(10％H2+90％N2)从进行了这样的处理的钢板取试样，测定宽度方向上的硬度(HR30T)分布以及板厚(mm)分布。
对于进行Ni扩散处理后的试样，根据下述方法测定镀Ni量、表层中的Ni/(Ni+Fe)的比。
镀Ni量用荧光X射线测定·Ni/(Ni+Fe)比用GDS以重量比在深度方向测定这些测定结果示于表4～6。
表4

表5

表6

实施例2与实施例1同样地从表7中所示成分的钢制造冷轧钢板。在该钢板的表面形成镀层，根据需要进行软熔光亮处理，之后，进行铬酸盐光泽处理，制造表面处理钢板。
以上各制造如表8和表9所示。在No.2的钢中，连续退火时进行500℃、30秒的过时效处理。
表面处理条件如下。
对于不进行Ni扩散处理的通常镀锡来说，以卤素型的锡电镀工序进行镀锡或进行薄镀锡，然后连续进行软熔光亮处理、铬酸盐光泽处理，加工成镀锡钢皮。
无锡钢板(TFS)是这样加工成的，即，在电镀生产线上先用CrO3180g/l、H2SO40.8g/l的铬酸盐液形成金属Cr量为30～120mg/m2的镀层，接着通过电镀线用CrO360g/l、H2SO40.2g/l的铬酸盐液镀上铬水合氧化物(以铬量换算为1～30mg/m2)。
在实施了Ni扩散处理的钢板上，于卤素型锡电镀工序镀锡，之后，连续地进行软熔光亮处理、铬酸盐光泽处理，加工成镀锡钢皮。
另外，使用的镀锡液以及软熔光亮处理和铬酸盐光泽处理的条件如下。
·镀锡液组成氯化亚锡75g/l氟化钠 25g/l氟化氢钾50g/l氯化钠 45g/lSn2+36g/lSn4+1g/lpH 2.7电镀液温度 65℃电流密度48A/dm2·软熔条件 通电加热(280℃)·铬酸盐液 三氧化铬15g/l硫酸0.13g/l
40℃、10A/dm2阴极电解处理对于按照以上方法进行了Ni扩散处理的、电镀之前的钢板，按照下述方法测定镀镍量、表层中的Ni/(Ni+Fe)的比。
·镀Ni量用荧光X射线测定·Ni/(Ni+Fe)比用GDS以重量比沿深度方向测定针对用上述方法制造的冷轧钢带，调查平坦度和连续退火中的通板性。
进行电镀和铬酸盐光泽处理后，从得到的表面处理钢板取样，测定宽度方向的硬度(HR30T)分布以及板厚(mm)分布。
另外，采用以下方法调查了制罐性。对于三片罐，进行相当于罐筒体的弯曲加工以及耐弯折试验。耐弯折试验的评价是相当于罐筒体成形那样进行弯曲加工，然后区分成在筒体上发生的弯折为商品所不能容许的程度和没有得到设计要求的圆度而变成扁平的情形(用符号X表示)以及不是这样的情形(用符号O表示)进行评价。另一方面，对于两片罐，评价罐壁的损伤性，区分成用肉眼观察不能发生伤痕的情形(用符号O表示)以及可以发现伤痕并预见到耐蚀性变差的情形(用符号×表示)加以评价。
对于得到的表面处理钢板，根据以下方法测试防锈性、耐蚀性、采用T剥离试验获得的漆密接性以及高速焊接性。
·线性锈蚀性在试样表面涂上60mg/dm2的变性环氧酯油漆(东洋因基株式会社F-65DF-102(改1))后，在160℃×10分的条件下烘烤，之后，在对角线上形成X形划痕。采用干湿循环试验机，将试样暴露，试样暴露的条件是以30分钟的间隔反复取温度25℃、相对湿度50％的干燥状态和温度50℃、相对湿度98％的湿润状态。2个月后观察线状锈的发生，根据锈蚀的程度分成以下5阶段进行评价。◎没有线状腐蚀○稍有线状腐蚀△中等程度的线状腐蚀×稍微严重的线状腐蚀*严重的线状腐蚀·耐蚀性在试样表面涂上变性环氧酯油漆(东洋因基株式会社F-65DF-102(改1))60mg/dm2之后，在160℃×10分的条件下烘烤。用其热装90℃的番茄汁70ml。
该热装在55℃下经过10天后，取出来观察腐蚀状态，按以下基准评价耐蚀性

高焊接性用焊丝直径约为1.5mm的铜焊丝用电阻加热缝焊机(商用机)焊接喷漆后的表面处理钢板，其中，焊丝速度65米/分，焊接压力40kg，频率600Hz。
此时，将不发生飞散的上限电流值与获得剥离焊接强度(在焊接部的一端形成切口，从罐筒体剥离焊接部，由此进行剥离试验，如在该剥离试验中焊接部的全长被拉开，则判定其强度足够)的下限电流值的差作为适宜焊接电流范围进行评价，如为5A以上则判定可进行高速焊接。当确认在凸缘扩展罐成型中焊接部近旁不产生裂纹，即不产生所谓的受热区裂纹，则可作最终判定。
·油漆密接性分别在工件试样的表面涂上变性环氧酯油漆(东洋因基(株)F-65DF-102(改1))60mg/dm2后，在160℃×10分的条件下烘烤，之后，在涂漆面相互之间夹入厚40μm的尼龙12薄膜，并加压粘合，制成拉伸试样。
对于该试样，用拉伸试验机进行T剥离试验，测定接合强度，作为漆密接性的指标。
对于凸状镀锡钢板，在用EPMA对凸状锡分布进行锡分析的扫描电镜象(1000倍)中分为凸状部分和平坦部，凸部的面积率用图象处理法进行测定。
其测定结果如表10～12所示。
表7

表8

<p>表10

<p>表11

表12

实施例3用270t底吹转炉熔炼表13所示成分的钢，由连铸机铸造获得铸坯。
将对这些铸坯进行粗轧得到的薄板坯与先行的薄板坯接合，同时采用边部加热器加热宽度端部，接着用在前3个机架或所有7个机架使用改变交叉角度的成对交叉辊的热精轧机分别进行轧制，形成宽度为950～1300mm的超薄热轧钢带，并将其卷取。之后，酸洗脱鳞，接着采用6机架串列连续冷轧机进行轧制，得到超薄冷轧钢带，该连续冷轧机包括交叉变位机，该交叉变位机采用单侧梯形工作辊作为No.1机架的工作辊。
另外，为了进行比较，以现有铸坯单位进行了热精轧(单一轧制)，并在不使用成对交叉机也不使用单侧梯形工作辊的交叉变位机的情况下进行了冷轧。
对一部分冷轧钢带，进行镀Ni，并与其它冷轧钢带一样进行连续退火(镀Ni材相当于Ni扩散处理)。扩散处理退火的热循环为700～720℃、10秒。接着，调整平整轧制的压下率制造各种调质度的钢板。
以上的制造条件示于表13和表14中。使用的镀Ni镀和退火与实施例1的条件相同。
从进行了这样的处理的钢板取样，测定宽度方向的硬度(HR30T)分布和板厚(mm)分布。另外，测定γ值(兰克福特值)以及其各向异性Δγ。
进而对进行了Ni扩散处理的试验以与实施例1同样的方法测定镀Ni量、表层中的Ni/(Ni+Fe)比。
这些测定结果示于表15～18中。
表13

表14

<p>表15

表16

特别适合于这个反应的溶剂是醚类如二甘醇二甲醚，三甘醇二甲醚或四甘醇二甲醚，或二甲基乙酰胺。通常这步反应是在0℃和+150℃之间进行，优选+20℃和+100℃之间。
式IV所示的化合物和它的盐是新的化合物。它们是特地为合成式I所示的有效成分而开发的。所以式IV所示的化合物也是本发明的部分。
式IV所示的化合物可由文献中已记述过的原料或可购得的原料，由事实上已知的方法制备。例如，式IV所示化合物的制备可通<p>实施例4采用表19中所示成分的钢，以与实施例3相同的方法制造冷轧钢板。在该钢板表面进行电镀，根据需要进行软熔光亮处理后，进行铬酸盐光泽处理，制造表面处理钢板。
其各制造条件示于表19和表20中。Ni扩散处理的电镀液和退火的各条件以及各种表面处理条件与实施例2的条件相同。
从以上述方法制造的表面处理钢板取试样，测定宽度方向硬度(HR30T)分布和板厚(mm)分布。另外，还测定γ值(兰克福特值)及其各向异性Δγ。
Ni扩散处理材料表层中的Ni/(Ni+Fe)、冷轧钢带的平坦度和连续退火中的通板性、表面处理钢板的硬度(HR30T)、板厚(mm)分布、制罐性、防锈性、耐蚀性、T剥离试验测定的漆密接性和高速焊接性等的各试验条件均与实施例2相同。
其测定结果如表21～24所示。
表19

<p>表20

p><p>表21

表22<

表23

表24<

实施例5用270t底吹转炉熔炼表25中所示成分的钢，并用连铸机获得铸坯。
将通过对这些铸坯进行粗轧得到的薄板坯与先行的薄板坯接合，并用边部加热器加热宽度端部，接着通过在前3个机架或所有7个机架使用具有交叉角度的成对交叉辊的热精轧机，连续轧制成板宽为950～1300mm的超薄钢板，卷取后，由酸洗脱鳞。
接着，以各种条件进行冷轧，连续退火以及平整轧制。这里，通过6机架串列连续冷轧机轧制成超薄板厚，该连续冷轧机包括交叉变位机，该交叉变位机将单侧梯形工作辊用作No.1机架的工作辊。
另外，作为比较例，还进行了热轧条件和冷轧条件中的任一条件脱离本发明范围的实验，该热轧条件包括以铸坯单位进行的热精轧(单一轧制)、薄板坯的反卷处理、边部加热器的端部加热、成对交叉轧机的采用等，该冷轧条件包括热轧钢带板厚、冷轧机的单侧梯形交叉角度。
并且，对一部分冷轧钢带镀Ni，与其它钢带同样地进行连续退火(镀Ni相当于Ni扩散处理)。扩散处理退火的热循环为730～760℃、10秒。接着，调整平整轧制的压下率制造各种调质度的钢板。
以上各制造条件如表26和27所示。所使用的镀Ni和退火具有与实施例1相同的条件。
表25

p><p>表26

表27

从进行了这样处理的钢板取试样，测定宽度方向的硬度(HR30T)分布以及板厚(mm)分布。另外，还测定γ值(兰克福特值)及其各向异性Δγ。
对进行了Ni扩散处理的试样，以与实施例1同样的方法测定镀Ni量、表层中Ni/(Ni+Fe)比。
其测定结果如表28-31所示。
表28

表29

○以良好的精度粘贴薄膜，能高速生产焊接罐×在焊接罐·焊接部有薄膜，不能焊接表30

表31

实施例6采用表32所示成分的钢与实施例5同样地制造冷轧钢板。在该钢板表面进行电镀、根据需要进行软熔光亮处理后，进行铬酸盐光泽处理，制造表面处理钢板。
其各制造条件归纳于表33和34中。并且所使用的镀Ni液和退火的各条件、各种表面处理条件与实施例1的条件相同。
从由以上方法制造的表面处理钢板取试样，测定宽度方向的硬度(HR30T)分布和板厚(mm)分布。另外还测定了γ值(兰克福特值)以及其各向异性Δγ。
Ni扩散处理材料的表层中Ni/(Ni+Fe)、冷轧带钢的平坦度以及连续退火的通板性、表面处理钢板的硬度(HR30T)分布、板厚(mm)分布、制罐性、防锈性、耐蚀性、T剥离实验测得的漆密接性和高速焊接性等的各试验条件均与实施例2的条件相同。
其测定结果示于表34～表38中。
表32

表33

表34

表35

表36

○以良好的精度粘贴薄膜，能高速生产焊接罐×在焊接罐·焊接部有薄膜，不能焊接表37

表38

实施例7用270t底吹转炉熔炼表39所示成分的钢，由连铸机铸造得到铸坯。
对这些铸坯进行粗轧，将得到的薄板坯与先行的薄坯接合，并用边部加热器加热宽度端部，接着用在前3个机架或所有机架使用交叉角度不同的成对交叉辊的热精轧机连轧形成板宽950～1300mm的超薄表面处理钢板，通过在卷取热轧钢带的状态下使其自行退火或通过连续退火线进行再加热退火。在自行退火后或再加热退火前由酸洗脱鳞。
接着进行各种条件下的冷轧、回复热处理。这里，用6机架连续冷轧机轧成超薄板厚，该连续冷轧机包括交叉变位机，该交叉变位机将单侧梯形工作辊用作No.1机架的工作辊。
另外，作为比较例，以铸坯单位进行热精轧，同时进行不使用成对交叉机的轧制，并进行不采用单侧梯形工作辊的交叉变位机的冷轧。
接着，进行回复热处理，然后调整平整轧制的压下率形成各种调质度的冷轧钢板。
以上的各制造条件归纳表示于表39和表40中。
从进行了这样的处理后的钢板取试样，测定宽度方向的硬度(HR30T)分布以及板厚(mm)分布。
进一步对进行了Ni扩散处理的试验，采用与实施例1相同的方法测定镀Ni量、表层中的Ni/(Ni+Fe)的比。
其测定结果示于表41-表43中。
表39

表40

表41

表42

表43

实施例8采用表44中所示的成分的钢以与实施例7相同的方法制造冷轧钢板。在该钢板表面进行电镀、铬酸盐光泽处理，制造表面处理钢板。
以上各制造条件归纳表示于表44和表45中。
从以这样的方法制造的冷轧钢带和表面处理钢板取样，进行调查试验。这里，冷轧钢带的平坦度和连续退火中的通板性、表面处理钢板的硬度(HR30T)分布、板厚(mm)分布、制罐性、防锈性、耐蚀性、T剥离试验得到的漆密接性和高速焊接性等的各试验条件，均与实施例2的条件相同。
其测定结果示于表46～表48中。
表44

表45<

表46

<p>表47<

表48

从上述实施例1～8已经明确，按照本发明可以制造板厚和硬度在板宽方向上均匀的超薄宽幅罐用钢板。而且已经看出，可以制造罐用超薄钢板，该罐用超薄钢板在各种两片罐法、三片罐法中可以对应高速制罐，具有适合于加工成轻量罐的材质，并具有适合于进行薄膜叠片的卷材那样的新制罐法的性能。
另外还得知，通过钢成分的适量化、热轧的连续化和宽度端部的加热、以热精轧机的成对交叉辊、冷轧机的交叉辊进行的轧制等，可以合理地制造在板宽方向上质量均匀的超薄宽幅钢板。
产业上利用的可能性如上所述，按照本发明，通过在热轧中接合薄板坯以连续化、由成对交叉辊实现横向厚差的平坦化以及由边部加热器对热轧钢带端部进行升温，并根据需要在冷轧中由单侧梯形工作辊进行交叉变位轧制等，可以合理制造材质特别是硬度均匀性和板厚均匀性良好的超薄罐用钢板。
另外，如进一步在冷轧后于钢带表面镀Ni、以退火使其扩散，形成Fe-Ni合金层，则可以制造材质和板厚均匀性良好、具有凸状锡层、高速焊接性良好的超薄宽幅的罐用钢板。
按照本发明，通过以相当于产品宽度多倍的宽度铸造连铸坯，热轧后或冷轧后或表面处理后将其分割成产品宽度，还可以有效地制造产品。
权利要求
1.一种超薄钢板，其特征在于钢板的平均板厚在0.20mm以下，板宽在950mm以上，在冷轧状态钢板的板宽95％以上的范围，板宽方向上的板厚变动量在平均板厚的±4％以内，而且板宽方向上的硬度(HR30T)变动量在平均硬度的±3％以内。
2.如权利要求1所述的超薄钢板，其中，钢的成分中含有C 0.1wt％以下、 Si0.03wt％以下、Mn0.05～0.60wt％、 P 0.02wt％以下、S 0.02wt％以下、Al0.02～0.20wt％、N 0.015wt％以下、 O 0.01wt％以下，其余部分由Fe和不可避免的不纯物组成。
3.如权利要求1所述的超薄钢板，其中，钢的成分中含有C 0.1wt％以下、 Si0.03wt％以下、Mn0.05～0.60wt％、 P 0.02wt％以下、S 0.02wt％以下、Al0.02～0.20wt％、N 0.015wt％以下、 O 0.01wt％以下，并含有从Cu0.001～0.5wt％、 Ni0.01～0.5wt％、Cr0.01～0.5wt％、 Mo0.001～0.5wt％、Ca0.005wt％以下、 Nb0.10wt％以下Ti0.20wt％以下以及 B 0.005wt％以下中选出的1种或2种以上，残余部分由Fe和不可避免的不纯部组成。
4.如权利要求1～3中任何一项所述的超薄钢板，其特征在于在钢板的至少一面有表面处理层。
5.如权利要求4所述的超薄钢板，其中，表面处理层是通过镀锡或镀铬而获得的。
6.一种超薄钢板的制造方法，其特征在于由粗轧将钢坯加工成板宽950mm以上的薄板坯，将其与先行的薄板坯进行对接，用边部加热器使该薄板坯的宽度端部升温，接着在至少3个机架中由成对交叉辊轧制进行连续轧制，形成板宽950mm以上、板厚0.5～2mm、横向厚差在±40μm以内的热轧钢带，对该热轧钢带进一步进行冷轧，形成平均板厚0.2mm以下、板宽950mm以上的钢板。
7.如权利要求6所述的制造方法，其中，在上述冷轧后，进一步进行连续退火和平整轧制。
8.如权利要求6或7所述的超薄钢板的制造方法，其特征在于冷轧在前段侧是1个机架以上进行的交叉变位轧制。
9.一种热轧钢板，其特征在于，板厚为2mm以下，板宽950mm以上，横向厚差在±40μm以内。
10.一种超薄钢板用热轧钢板，其特征在于板厚在2mm以下，板宽在950mm以上，横向厚差在±40μm以内。
11.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于用粗轧将钢坯加工成板宽950mm以上的薄板坯，将其与先行的薄板坯对接，用边部加热器使该薄板坯的宽度端部升温，接着在至少3个机架由成对交叉辊轧制进行连续精轧。
全文摘要
一种制造超薄钢板的方法,其中,通过粗轧将钢坯加工成薄板坯,将其与先行的薄板坯对焊,用边部加热器使该薄板坯的宽度端部升温,接着在至少3个机架用成对交叉思轧制进行连续精轧,形成板宽950mm以上、板厚0.5～2mm、横向厚差±40μm以内的热轧钢带,对该热轧钢带进行冷轧、连续退火、平整轧制,根据需要,还进一步对该冷轧钢带的表面施行电镀处理,获得平均板厚0.20mm、板宽950mm以上、在钢板板宽95%以上的范围板宽方向的板厚变动量在平均板厚的±4%以内而且板宽方向的硬度(HR30T)的变动量在平均硬度的±3以内的钢板。
文档编号B21B1/38GK1193293SQ97190536
公开日1998年9月16日 申请日期1997年3月14日 优先权日1996年3月15日
发明者荒谷诚, 龙尚稔, 久久凑英雄, 登坂章男, 奥田金晴, 荒谷昌利, 冈田进 申请人:川崎制铁株式会社