罐用钢板的制造方法

专利名称：：罐用钢板的制造方法
技术领域：
：本发明涉及用于作为罐装饮料(cannedbeverage)、罐装食品(cannedfood)的容器(canorcontainer)使用的二片DRD罐(two-piecedrawnandredrawncan)和三片焊接罐(three-pieceweldedcan)的罐用钢板(tinmillblackplate)的制造方法。
背景技术：
：近年来，由于作为罐用钢板的钢罐的需求扩大，因此制罐成本的降低正在推进。作为制罐成本的降低方法，可以列举原材料的低成本化。即，即使在进行拉深加工(drawing)的二片罐中、在简单的圆筒成形为主体的三片罐中，也可以利用极薄(extremelythin)的高强度罐用钢板。例如，在利用板厚0.16mm的钢板时，至少在罐体部(bodyofweldcans)必须使用洛氏硬度(HR30T)为约73~约77(至少为73~76、优选为7477)、拉伸强度(TS:tensilestrength)为约550MPa约620Mpa的高强度材料。现在，极薄且硬质(hard)的罐用钢板，通过在退火后实施二次冷轧(secondarycoldrolling)的DoubleReduce法(以下，称为DR法)来制造。但是，在DR法中，钢板是经过热轧(hotrolling)-冷车L-退火-二次冷轧的工序来制造的。艮口，由于比以退火来结束的普通工序多了一道工序，因此，制造成本增加该工序的部分。因此，关于这种罐用钢板，期望降低成本，而提出了添加各种强化元素(增加强度的合金元素)并以退火(这里为再结晶退火(recrystallizationannealing))工序结束(即没有二次冷轧)来进行制造的方法。例如，在日本特开2001-107186号公报(专利文献l)及日本特开2005-336610号公报(专利文献2)中，公开了实施了再结晶退火的高强度的罐用钢板。这样实施再结晶退火而得到的钢板，各向异性(in-plateplasticanisotr叩y)小，适用于需尽可能抑制产生压皱(earing)的拉深罐。但是，对于不需要那样小的各向异性的钢板，冷轧后，不一定必须进行再结晶退火。在通过冷轧提高强度之后，可以使用通过进行低温下的加热处理，释放冷轧工序中过度导入的应变、或使材料的延展性在必要的最小限度的范围内恢复的方法(被称为恢复退火(recoveryannealing))来代替再结晶退火。在该方法中，没有进行再结晶退火，没有伴随再结晶的显著的硬度降低，因此不需要添加具有析出强化能力(abilityforprecipitationhardening)、固溶强化能力(abilityforsolidsolutionhardening)的元素。因此，不需要担心这样处理过的元素对耐腐蚀性(corrosionresistance)的影响。这样，对于不要求小的各向异性的钢板，进行恢复退火的方法是有效的，因而提出如下技术。在日本特公昭53-20445号公报(专利文献3)中，公开了使热轧的终轧温度(finishingtemperature)为Ar3相变点以下，进行高温巻取，使热轧后的结晶粒径在50p以上的技术。在该技术中，通过在上述热轧后以8590。/。的轧制率(reduction)进行冷轧，之后，进行450~580°C的连续退火(continuousannealing),可以得到TS为5357kgf/mm2、El(总延伸率)为6~8%的罐用钢板。并且，使用C为0.050.06。/。的加盖钢(cappedsteel)作为原材料。在日本特开平8-269568公报(专利文献4)中，公开了通过使用以REM为必需成分的钢，使热轧的终轧温度为Ar3相变点以下，并在以85%以下的轧制率进行冷轧后，在20(TC至50(TC的范围内进行10分钟以上的热处理，得到YS(屈服强度yieldstrength)在640MPa以上的罐用钢板的技术。在日本特开平6-248338号公报(专利文献5)中，公开了通过在进行冷轧之后，在40(TC以上、再结晶温度以下进行退火，分类制作T4T6的调质度(temperedgrade)的、没有拉伸变形(stretcherstrain)的容器用钢板的技术。并公开了通过该技术得到的最大洛氏硬度(HR30T)为72.9。在日本特开平6-248339号公报(专利文献6)中，公开了通过使用与专利文献5相同组成(规定C:0.03重量％以下、N:0.005重量％以下等)的钢，在Ar3相变点以下的温度下实施至少50。/。以上的热轧，并在以50%以上的轧制率进行冷轧之后，在40(TC以上的再结晶温度以下进行退火，而得到高刚性(洛氏硬度与专利文献5相同程度)的容器用钢板的技术。并且，在专利文献5及6中，将再结晶温度定义为再结晶率变为小于10%的组织的温度。在日本特开平8-41549号公报(专利文献7)中，公开了通过在热轧时，使Ar3相变点以下的总轧制率为40%以上等来进行终轧，并以50%以上的轧制率进行冷轧之后，实施35065(TC的短时间低温退火，而得到YS为54~70kgf/mm2的钢的技术。
发明内容但是，在上述的以往技术中没有列举以下所示的问题。例如，在专利文献3、专利文献4、专利文献6及专利文献7中，必须在热轧时，在Ar3相变点以下进行终轧(finishrolling)。若在Ar3相变点以下进行终轧，则热轧钢板(hotrolledsteelsheet)的铁素体粒径(ferritegrainsize)变大，如专利文献3的第3图中所示的那样，热轧后的钢的强度降低。因此，在确保充分的加工性的程度上，作为使钢本身的强度降低的方法是有效的。但是，如果在Ar3相变点以下进行终轧，则冷却速度比宽度方向中央部快的宽度方向边缘部，其终轧时的温度存在降低的倾向。因此，在边缘部，终轧时导入的应变不能通过5热轧后的再结晶、恢复来充分释放，而存在强度升高的倾向。其结果是，由于中央部和边缘部的强度差增大，难以得到宽度方向上均匀的热轧板，因此以现状的操作难以得到均匀的钢板。并且，其中虽然按照惯例使用了"Ar3相变点以下"的表达，但上述的现有技术以在没有开始Ar3相变的温度下实施热轧(的至少一部分)为主旨，因而严格来讲"小于Ar3相变点"的表达才是正确的。在专利文献4中，虽然冷轧后在20050(TC下进行IO分钟以上的退火使应变恢复，但若要用连续退火炉进行IO分钟以上的退火，则必须降低生产线速度，生产率显著降低。在专利文献5、专利文献6中，其特征虽然是在40(TC以上、再结晶温度以下进行退火，但所得到的钢的洛氏硬度不满足73.0，因此为了得到本发明中作为目标的强度水平的钢，必须进一步降低退火温度。因此，由于偏离了普通罐用材料的制造中所采用的退火温度，因而必须另外设置专用的退火周期，生产率降低。本发明是鉴于上述情况而完成的，因此其目的是解决上述现有技术的问题，提出制造高强度罐用钢板的方法。即，本发明适用于不要求小的各向异性的用途，例如焊接罐等，且以除强度外还要求加工性的罐用钢板为对象。而且本发明的目的在于，提出了在确保延展性、例如确保使焊接罐的凸缘加工性具有最低限度必要的延展性的前提下制造高强度的罐用钢板的方法。本发明人为了解决上述问题而进行了专心研究。其结果得到了以下的见解。以通过恢复退火使强度降低而得到目标强度及延展性为前提，对成分组成、制造条件的优化进行了研究。而且，其中，发现通过以下述两项作为本发明的特征和主要条件能够得到目标特性通过在Ar3相变点以上进行终轧，得到在中央部和边缘部没有强度差且宽度方向上均匀的热轧钢板，而且，-冷轧后，在"再结晶开始温度-200'C"以上、"再结晶开始温度-20匸以下"进行退火，在恢复阶段使强度降低至目标强度水平。还发现，通过进一步添加Nb:0.00P/o0.05。/o及B:0.0001%~0.005%的至少任意一种，以上述条件，能够在与目前的罐用钢板的制造中所采用的退火温度相同的温度范围(50070(TC)内进行恢复退火，得到550MPa650MPa、或550MPa700MPa的拉伸强度。本发明基于以上的见解而完成，其主旨如下。一种板厚为0.18mm以下的罐用钢板的制造方法，其特征在于，将钢在Ar3相变点以上的终轧温度下热轧，并在60075(TC的巻取温度(coilingtemperature)下巻取，接着，以60~95%的轧制率进行冷轧后，在(再结晶开始温度-20(rC)(再结晶开始温度-2(TC)的温度下进行退火，其中，所述钢以质量％计，含有C:0.003。/。以下、N:0.004。/。以下、Mn:0.05%0.5%、P:0.02。/。以下、Si:0.02。/。以下、S:0.03。/o以下、Al:0.1%以下，余量由铁及不可避免的杂质构成。在上述[1]中，所述的罐用钢板的制造方法，其中，所述钢以质量％计，还含有Nb:0.00P/o0.05。/o及8:0.0001%0.005%的至少任一种。并且，在本说明书中，表示钢的成分的％，全部是质量％。而且，例如"Mn:0.05%~0.5%"这样的记载，意味着"Mn:0.05。/。以上、0.5%以下"，艮卩"0.05%《Mn《0.5%"。而且，在本发明中，再结晶开始温度是指如图l(实施例条件见后述)所示的强度变化率随温度变大的温度，具体而言，其定义为能够得到再结晶组织占整个组织中的5%的组织的温度。图1是表示本发明的组成的钢的退火温度(横轴'C)与TS(纵轴MPa)及再结晶开始温度的关系的图。图2是表示本发明的其他组成的钢的退火温度(横轴。C)与TS(纵轴MPa)及再结晶开始温度的关系的图。具体实施例方式下面，对本发明进行详细说明。通过本发明的方法所得到的罐用钢板能使拉伸强度达到550650MPa(参照图1)、总延伸率达到5%以上。或者，在添加Nb、B的情况下，能使拉伸强度达到550MPa700MPa(参照实施例的图2:条件见后述)、总延伸率达到4%以上。在制造本发明的罐用钢板时，其特征在于，在Ar3相变点以上的终轧温度下实施热轧，并在(再结晶开始温度-20(TC)(再结晶开始温度-2(TC)的温度范围内进行退火。然后，对本发明的罐用钢板的成分组成进行说明。C:0.003%以下本发明中提出的罐用钢板是通过由冷轧(一次冷轧)导入的变形来实现高强度化的。因此，不需要强化元素，从确保延展性等的观点出发需极力减少。若含有的C超过0.003%，则在成形为罐时不能充分得到必要的局部延展性。而且，残留固溶碳量增加，在制罐(canmaking)的最终工序、即巻边接缝部(seemingpart)的延伸凸缘成形(stretch-flangeforming)时，存在产生裂纹的可能。由于固溶碳量的增大使加工硬化(workhardening)量进一步增大，因此在进行颈口加工(neckforming)、凸缘加工时存在产生褶皱的可能。根据以上情况，使C含量在0.003%以下。另一方面，若C含量小于0.0010%，则用于得到本发明的目标强度的退火温度降低等操作性降低，并且延展性的改善也变小，因此优选C含量为0.0010%以上。N:0.004%以下N是不可避免地混入钢中的杂质元素。若N量增加，则在连续铸造(continuouscasting)时，在矫正区(unbendingzone)容易发生钢坯裂纹(slabcracking)。而且，N形成析出物而使延伸率降低，另一方面，在固溶状态下残留时使钢硬质化。作为防止上述作用的条件，使N含量在0.004%以下。并且，在更需要加工性的用途方面使用钢板时，优选使N含量在0.002%以下。Si:0.02%以下Si是由于固溶强化使钢的强度增加的强化元素，若大量含有则耐腐蚀性会受到显著损害。因此，使Si的含量在0.02。/。以下。Mn:0.05%~0.5%Mn是由于固溶强化使钢的强度增加的强化元素。Mn还是通过减小结晶粒径、并进一步通过细化强化而使强度增加的元素。为了不使上述作用发生，使Mn含量的上限为0.5%，优选为0.3%以下。另一方面，若Mn含量小于0.05%，则即使使S含量降低，也难以避免热脆性(hotshortness),因此在热轧时产生表面裂纹等问题。因此，使Mn的下限为0.05%，优选为0.10%以上。P:0.02%以下若P含量多，则由于固溶强化使钢的强度显著增加，而且使耐腐蚀性变差。因此使P含量为0.02%以下。S:0.03%以下s在钢中以夹杂物的形式存在，对钢板的延展性及耐腐蚀性来说为不利的元素，因此使其含量在0.03%以下，优选在0.01%以下。Al:0.1%以下Al作为脱氧剂使钢中的清洁度提高。而且，与固溶N(soluteN)结合形成A1N，具有降低固溶N量的效果。因此，优选使钢中含有一定程度的A1。作为该条件，优选添加Al约0.005%以上。另一方面，若Al含量超过0.1。/。，则其清洁度的改善效果饱和。而且，还会产生制造成本上升、产生表面缺陷的倾向增大等问题。因此，使A1含量在0.P/。以下。除此之外，还可以含有选自由Nb:0.001~0.05%及B:0.000P/。0.005。/o组成的组的1种或2种。Nb:0.0010.05%Nb是碳化物生成能力强的元素，由于生成的碳化物带来的晶界(grainboundary)的束缚(pinning)，使钢的再结晶温度上升。因此，通过添加Nb、或进一步使Nb添加量变化，可以改变钢的再结晶温度。艮口，能使适合的退火温度上下波动，并能使其随时与目标温度一致。其结果是，能使退火的机会与其他的钢板一致，因此从生产率的方面出发是非常有效的。但是，若含有的Nb超过0.05。/。，则再结晶温度变得过高，CAL(连续退火线)的通过性(processingcapability)降低。而且，由于碳化物的析出强化，目标强度进一步升高。因此，使Nb含量在0.05。/。以下。基本上，虽然在本发明中没有添加强化元素，但对于Nb，从退火温度的观点出发优选添加，如果添加量在0.05%以下，则反而能够通过调整添加量并利用Nb的析出强化而达到所希望的强度。而且，Nb的添加，通过抑制焊接时的再结晶，在对防止焊接强度(weldstrength)降低方面也是有效的。另外，更优选的上限为0.04%。另一方面，若Nb添加量小于0.001%，则无法发挥出上述效果，因此在以该效果为目的添加Nb时，将0.001%作为下限。更优选添加0.005%以上。进一步优选在0.01%以上。B:0.0001~0.005%B是使再结晶温度上升的元素。因此，可以以与Nb相同的目的来添加B。但是，若过量添加则在热轧时阻碍奥氏体区域的再结晶，使轧制载荷增大，因此使B添加量在0.005。/o以下，优选在0.002%以下。而且，B含量若在0.0001%以下则无法得到使再结晶温度上升的效果，因此在以该效果为目的添加B时，将0.0001%作为下限，优选在0.0005%以上，进一步优选在0.0008%以上。B也与Nb相同，若在上述的添加范围内，则由于B的析出强化而能够达到所希望的强度。而且，通过抑制焊接时的再结晶，在对防止焊接强度降低方面也是有效的。Nb及B可以仅添加其中的一种，也可以在上述的各范围内添加两种。余量是Fe及不可避免的杂质。板厚0.18mm以下在本发明中，板厚是重要的因素。板厚在0.18mm以下的范围时，通过使拉伸强度强度550MPa以上并薄板化(gaugedown)特别有意义。而且，若是板厚超过0.18mm的钢板，则即使在超过75(TC的高温范围内也能容易地进行连续退火，但板厚在0.18mm以下的钢板，在连续退火时存在断裂、板的形状变差的可能，生产率降低。在本发明的方法中，由于使退火温度在再结晶开始温度-2(TC以下(通常为约70(TC以下参照后述的实施例)，因此即使是板厚在0.18mm以下的钢也能够容易地生产。因此，在本发明中，从在拉伸强度550MPa以上的范围内效果大的情况、和通过在低温范围内的退火生产率提高效果显著显现出来的情况出发，将板厚限定在0.18mm以下。下面，对本发明中作为目标的钢板特性的理由进行说明。拉伸强度550700MPa通过本发明制造的罐用钢板的一个目的在于，应用于目前利用像DR材料这样的高强度且极薄的钢板的领域中，例如应用于DRD罐、焊接罐的罐体部。在这样的领域中，若使钢板的厚度在0.18mm以下、并使拉伸强度在550MPa以下，则罐体强度不足，因此有可能发生罐的压曲。为了避免这种情况而将拉伸强度在550MPa以上作为目标。另一方面，若想得到大于700MPa(没有利用Nb、B的情况为大于650MPa)的强度，必须添加大量的强化元素，因此存在阻碍耐腐蚀性的可能。并且，拉伸强度主要是通过调整钢板组成、冷轧率和退火温度而控制在目标值。具体而言，通过使成为C:0.003%以下、N:0.004%以下、Mn:0.05%~0.5%、P:0.02%以下、Si:0.02%以下、S:0.03%以下和Al:0.1%以下的组成、并使冷轧率在60%以上，并且在均热温度(再结晶开始温度-20(TC)(再结晶开始温度-2(TC)下进行退火，将拉伸强度控制在550650MPa(图1)。另一方面，通过使成为C:0.003%以下、N:0.004%以下、Mn:0.05%0.5%、P:0.02%以下、Si:0.02%以下、S:0.03%以下和Al:0.1%以下的组成，进一步添力口Nb:0.001%~0.05%、B:0.0001%~0.005%的至少任意一种，并使冷轧率在60%以上，并且在均热温度(再结晶开始温度-20(TC)(再结晶开始温度-2(TC)下进行退火，将拉伸强度控制在550770MPa(图2)。并且，洛氏硬度(HR30T)，在没有添加Nb、B时为约74约77，在添加Nb及B的至少任意一种时为约74约80。总延伸率4%以上若总延伸率小于4%，则焊接罐的凸缘加工性变差，裂纹的发生率变高等，对加工性产生影响。为了避免这种情况，将总延伸率在4%以上作为目标。并且，为了尽量提高加工性，优选确保总延伸率在5%以上。并且，总延伸率主要通过调整钢板组成及热轧时的终轧后的冷却速度而控制在目标值。下面对本发明的罐用钢板的制造方法进行说明。将被调整成上述化学成分的钢水，使用转炉等通常公知的熔炼(steelmaking)方法进行熔炼(produce)，然后通过连续铸造法等通常釆用的铸造方法制造轧制原材(钢锭，特别是钢坯)。然后，使用由上述方法得到的轧制原材，通过热轧得到热轧板。优选在热轧之前将轧制原材加热至125(TC以上。这是为了使钢中的析出物完全固溶、从而消除偏析、实现材质的均质化。使终轧温度在Ar3相变点以上。然后，在60075(TC的巻取温度下进行巻取。然后，覆盖在钢板表面的氧化皮，通常通过酸洗除去。之后，在60~95%的轧制率下进行冷轧，然后在(再结晶开始温度-200'C)(再结晶开始温度-2(TC)的温度下进行退火。(l)热轧条件终轧温度Ar3相变点以上必须使热轧的终轧温度在Ar3相变点以上。如已叙述的那样，在终轧温度低于Ar3相变点下进行终轧时，在恢复退火中虽然具有使钢的强度降低的优点，但若进行终轧以使钢坯的宽度方向中央部变得小于Ar3相变点，则冷却速度大于中央部的宽度方向边缘部在终轧时被导入的应变难以通过再结晶、恢复来释放。因此，边缘部变硬，中央部与边缘部的强度差增大，并且容易得到具有不均匀组织的热轧板。因此，为了得到具有均匀组织的热轧板，使终轧温度在Ar3相变点以上。从改善产品特性(延展性等)的观点出发，更优选使终轧温度在Ar3相变点+5'C以上。并且，从避免氧化皮性缺陷的观点出发，优选使终轧温度在950'C以下。而且，在本发明的钢板组成及热轧条件中，Ar3相变点在约840。C约91(TC的范围内。在本发明中，与使用以往的恢复退火的技术不同，虽然仅通过Ar3相变点以上的热轧就能确保钢的总延伸率，但这是由于以下的原因。当使(作为本发明的条件的)热轧终轧温度在Ar3相变点以上时，热轧板的铁素体粒径较小；当使(作为使用以往的恢复退火的技术下的条件的)热轧终轧温度为低于Ar3相变点的温度时，热轧板的铁素体粒径较大。若将两者冷轧，则在热轧板的铁素体粒径小的情况下，冷轧板中蓄积的应变能量增高。这是由于抑制变形的结晶晶界多的缘故。恢复现象将蓄积在冷轧板中的应变能量作为驱动力而进行，因此作为结果，可以说本发明的条件是促进恢复现象的进行的条件。通过恢复现象，冷轧钢板虽然使强度降低，但由于本发明的条件是应变能量高的状态，因此在恢复后也能维持作为目标的高的强度。并且，通过恢复现象，延展性改善，因此能确保作为目标的适当的延展性。而且，根据上述机制，优选避免粒径容易增大的热轧高温终加工和高纯度组成。(2)巻取温度600°C750°C必须使热轧工序的巻取温度为600°C以上、750°C以下。若小于600°C，则巻取后的保温效果不充分，热轧板的铁素体粒径小到必要值以上，因此存在强度变得过高的倾向。而且，由于变得容易制作混晶组织(microstructurehavingmixedgrainsize)，因lt匕不亍尤选。另一方面，在超过75(TC的温度下进行巻取时，钢板的氧化皮厚度显著增大，下一工序的酸洗中的脱氧化皮性(descalability)有可能变差。并且，为了更进一步改善这样的问题，优选使巻取温度在70(TC以下。(3)冷轧条件(轧制率)60~95%冷轧时，使轧制率为60~95%。若轧制率小于60%，则在冷轧并实施热处理(恢复退火)后，无法达到目标强度。而且，产生认为由材质的不均匀、特别是板厚方向的不均匀性引起的问题。另一方面，若轧制率高于95%,则局部延展性的变差的回避变得困难。优选轧制率在80%以上。(4)冷轧后的热处理(退火)条件温度再结晶开始温度-20(TC以上、再结晶开始温度-2(TC以下热处理(退火)在再结晶开始温度-20(TC以上、再结晶开始温度-201:以下的温度范围内进行。再结晶温度由于组成、例如Nb、B等的添加而变化，因此关于温度范围(均热温度范围)，基于各种钢的再结晶开始温度，使其为-20(TC-2(TC。本发明的退火(恢复退火)的目的在于，通过进行应力释放退火，使强度由通过冷轧导入的应变引起的强度增高的状态降低至目标强度。温度低于再结晶开始温度-200'C时，应变不能被充分释放，而且高于目标强度且延展性变低，因此将再结晶开始温度-20(TC作为下限值。从确保延展性的观点出发，更优选的下限温度为再结晶开始温度-15(TC。另一方面，若温度过高则再结晶开始，过度软化而无法得到目标强度，而且由于部分地再结晶而不能得到均匀的组织，因此将再结晶开始温度-20'C作为上限值。并且，再结晶后的微粒与仅恢复的微粒可以通过利用光学或电子显微镜而进行的观察来识别。从确保强度的观点出发，更优选的上限温度为再结晶开始温度-3(TC。在本发明的钢板组成及冷轧条件中，再结晶开始温度在约560-650。C(没有添加Nb、B)或620780'C(添加Nb、B的至少任意一种)的范围内。并且，在本发明中，从生产率的观点出发，优选使用连续退火炉进行退火。因此，为了不阻碍生产率，优选使退火时的均热时间为10s以上、卯s以下。实施例(实施例1)将含有表1所示的成分组成、且余量由铁及不可避免的杂质构成的钢熔炼，得到钢坯。在表2所记载的各温度下将所得的钢坯再加热后，开始热轧。热轧在使终轧温度在800~950°C、巻取温度在550700t:的范围内变化(均记载于表2中)而进行。接着，酸洗后，在表2所记载的各轧制率下进行冷轧，制造出0.15mm的薄钢板(这里，根据轧制率来调整热轧板的板厚)。对于所得的薄钢板，使用连续退火炉在退火温度35062(TC、退火时间30s的条件下进行(恢复)退火，实施表面光轧以使延伸率达到1.5%以下，再连续实施通常的镀铬(电镀)，得到镀敷钢板(非镀锡钢板)。而且，将详细的制造条件等示出于表2。而且，关于退火温度的影响，确认使用了表1的钢1的钢板(除退火温度外，以表2的钢板1的条件来制造)的再结晶行为。结果示出于图l，能够确认在59(TC下再结晶开始，因此使钢1(90%冷轧)的退火的温度范围为390~570°C。而且，通过60(TC的退火，再结晶几乎结束。表1钢CSiMnPSNAlNbB备注10細70.010.150.010.0030.00250.0500适合40.00310.010.280.010.0040.00250.050.0220.002适合*单位质量％表2加热终轧Ar3巻取冷轧退火再结晶钢板钢温度温度相变点温度轧制率温度开始温度备注(。C)(。c)rc)rc)(%)(°C)(。c)111250890880620卯550590发明例21115089088062090570590发明例31125089088070090350590比较例411250800880620906205卯比较例2011250890880620卯550590发明例211125085088062090550590比较例221125092088062090550590发明例2311250890880700905505卯发明例241125089088062080550590发明例251125089088062070550590比较例26113008卯880620905505卯发明例2711150890880620卯550590发明例2841250890870620卯700720发明例2941250840870620卯700720比较例304125085087062090700720发明例31412508卯87070090700720发明例324125089087055090700720比较例334130089087062090700720发明例344115089087062090700720发明例对通过以上操作得到的镀敷钢板进行拉伸试验、r值测定。拉伸试验使用JIS5号大小的拉伸试验片(轧制方向)进行，测定拉伸强度、延伸率(总延伸率)，从而对强度和延展性进行评价。平均r值通过JISZ2254规定的固有频率法而求出。所得的结果示出于表3。其中，钢板特性的研究是对从板宽度中央采集的样品来进行的，特殊记载的板宽度方向边缘部的钢板特性是对距板宽度端部50mm的位置的样品求出的。<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>*()内的数值表示钢板宽度方向边缘部的值根据表3，在本发明例(钢板1、2等)中，可以得到拉伸强度为550MPa600MPa、总延伸率在5%以上的结果。另一方面，在比较例(钢板3)中，由于退火温度低于本发明的范围，钢中应变的恢复少，因此延展性降低。而且，比较例(钢板4)由于退火温度高至超过本发明的范围，再结晶局部地开始，因此强度不足。这与图1的结果相同。即，在再结晶开始温度-2(TC-20(TC之间的退火温度下，可以得到TS:550650MPa。并且，若在再结晶开始温度-40°。以下进行退火，则特别可以得到TS:600650MPa，另一方面，可知为了得到550~600MPa的钢板，优选在再结晶开始温度-2(TC-50'C左右(优选-4(TC)进行退火。而且，若终轧温度低于Ar3相变点，则边缘部的硬化及特性变差增大，可知事实上钢板的硬度等级已不同(钢板21、29)。而且，根据钢板20与25的比较，可知若将轧制率过度降低，则仍然无法改善延展性，且强度降低。(实施例2)用实机转炉将含有表4所示的成分组成、余量由不可避免的杂质及铁构成的钢熔炼，得到钢坯。将所得的钢坯在1150125(TC下再加热后，开始热轧。热轧在使终轧温度在88090(TC的范围内变化，并使巻取温度为620'C而进行。接着，酸洗后，在8090%的轧制率下进行冷轧，制造出0.15mm0.18mm的薄钢板。对于所得的薄钢板，使用连续退火炉在退火温度30070(TC、退火时间30s的条件下进行(恢复)退火，实施表面光轧以使延伸率达到1.5%以下，再连续实施通常的镀铬，得到非镀锡钢板。而且，详细的制造条件示出于表5。而且，关于退火温度的影响，确认了钢218的再结晶行为的结果是，可以确认如表5所示在62072(TC下再结晶结束。例如，将确认了表4的钢5(除退火温度以外，以表5的钢板13的条件来制造)的再结晶行为示出于图2。表4<table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table>*单位质量％表5<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>对通过以上操作得到的镀敷钢板(非镀锡钢板)进行拉伸试验、r值测定。通过与实施例1相同的方法对各特性进行测定。将得到的结果示出于表6。<table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>根据表6，在本发明例(钢板5、7、9、10、12、13等)中，得到拉伸强度为550700MPa，总延伸率在4%以上。另一方面，比较例(钢板6、8)由于退火温度低至小于本发明的范围，钢中应变的恢复少，因此强度高，延展性降低。比较例(钢板11)由于退火温度高至超过本发明的范围，再结晶局部地开始，因此强度不足。这与图2的结果相同。即，在再结晶开始温度-20。C-20(TC之间的退火温度下可以得到TS:550700MPa。并且，在再结晶开始温度-40"C以下进行退火，则特别可以得到TS:650700MPa，另一方面，可知为了得到550650MPa的钢板，优选在再结晶开始温度-2(rC-5(TC左右(优选为-4(TC)进行退火。而且，比较例(钢板14等)由于成分超过本发明的范围，因此强度高、延展性降低。而且，在通过本发明得到的钢板中，由于再结晶行为随着Nb、B的添加量而变化，因此能使可以应用的退火温度变化。而且，可以根据Nb、B的添加量，使得到的强度变化。因此，本发明的制造方法，能采用与其它的罐用钢板相同的周期进行退火，得到所需的强度，因此在通过实际设备进行制造方面非常有效。产业上的利用可能性根据本发明，可以得到具有550650MPa的拉伸强度、5%以上的总延伸率的罐用钢板。而且，通过省略了DR工序及再结晶退火工序的方法，在添加了Nb、B的情况下，也可以得到拉伸强度为550~750MPa的强度、4%以上的延伸率。其结果是，通过应用本发明的制造方法，对于不需要小的各向异性的罐的用途，可以提供不损害耐腐蚀性、并以低成本制造高强度罐用钢板。而且，本发明的制造方法与通常的罐用钢板的制造方法相比，在低温范围进行退火，因此能消减能量消耗。而且，通过添加Nb、B，可以在与通常的罐用钢板相同的温度范围内进行退火。此时，不需要单独设置退火时机。其结果是，能够不阻碍生产率地制造TS为550700MPa级的钢板。而且，在本发明中，由图1及图2可知，可以根据退火温度的不同在强度变化小的温度范围内进行退火，因此即使退火温度存在偏差也能得到宽度方向上均匀强度水平的钢板。通过本发明的制造方法制造的罐用钢板，最适合用作以作为饮料罐和食品罐的容器使用的二片DRD罐或三片焊接罐为代表的罐用钢板。权利要求1.一种板厚为0.18mm以下的罐用钢板的制造方法，其特征在于，将钢在Ar3相变点以上的终轧温度下热轧，并在600～750℃的卷取温度下卷取，接着，以60～95％的轧制率进行冷轧后，在(再结晶开始温度-200℃)～(再结晶开始温度-20℃)的温度下进行退火，其中，所述钢以质量％计，含有C0.003％以下、N0.004％以下、Mn0.05％～0.5％、P0.02％以下、Si0.02％以下、S0.03％以下、Al0.1％以下，余量由铁及不可避免的杂质构成。2.如权利要求l所述的罐用钢板的制造方法，其中，所述钢以质量％计，还含有Nb:0.00iyo0.05。/o和8:0.0001%~0.005%的至少任意一种。全文摘要在制造高强度的罐用钢板时，通过在Ar3相变点以上的终轧温度下进行热轧，并在冷轧后以(再结晶开始温度-200℃)～(再结晶开始温度-20℃)的温度进行恢复退火，得到拉伸强度550MPa～650MPa、总延伸率5％以上。而且，通过进一步添加Nb0.001％～0.05％和B0.0001％～0.005％的至少任意一种，能在与通常的罐用钢板相同的温度范围内进行退火，并且能得到拉伸强度550MPa～700MPa、总延伸率4％以上。文档编号C22C38/12GK101578381SQ20088000142公开日2009年11月11日申请日期2008年2月19日优先权日2007年2月21日发明者小岛克己,岩佐浩树,西原友佳申请人:杰富意钢铁株式会社