专利名称：：罐用钢板及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及罐用钢板及其制造方法，特别是关于适用于3部件罐、变形3部件罐的罐用钢板及其制造方法。
背景技术：
：罐容器由其部件结构大致可分为由罐筒体和上盖构成的2部件罐、由罐筒体及上盖、底盖构成的3部件罐。对于3部件罐，其罐筒体的接合采用软钎焊、树脂粘接、焊接等方法进行。可是近年来，从罐的外观设计性提高的观点出发，不是对单纯的圆筒状的罐，而是对更具有立体形状的外观设计罐的要求提高了。这种状况例如在杂志“THECANMAKERFeb.1996，p32-37”中有所介绍。这些外观设计罐主要是以3部件罐制造的，是在成形成圆筒并进行接合之后，适当采用精巧的可分模、静水压冲压等技术，对圆筒状的接合筒体部赋予沿圆周方向的延伸变形，制造成目的的形状，例如桶形等。将用这种方法制造的外观设计罐称之为变形3部件罐，与过去的3部件罐相比，要求下列特性优良。即要求(1)2次变形(指圆筒成形后的为赋予外观设计性的加工，下同)时不发生破断，(2)2次变形时，不发生外观不良，(3)2次变形时，罐高度的减少小。在2次变形中的主要破断形态，有焊接部附近的破断、罐筒体部的破断，另外，二次变形中的主要外观不良，有表面粗糙、滑移线。另外，在2次变形中若罐高减小，则难以确保制品罐的罐容量和材料的利用率。而且在r值大时，罐高的减小大。另外，鉴于近年来为降低成本而减小板厚的要求，还要求(4)材料强度(硬度)高，(5)材料的屈服强度(YS)不过度的高。材料强度(硬度)低时，不能确保罐体强度，而材料的屈服强度(YS)过高时，导致弹性变形回复增大，结果由于圆筒的正圆度的降低和搭接余量的偏差，使焊接性降低。可是过去，罐用钢板的制造方法大致分为(i)将C0.01～0.10％程度，较佳0.03％以上的低碳钢冷轧后，再经装箱退火的制造方法，(ii)将低碳钢冷轧后，再经连续退火的制造方法，(iii)向C不足0.01％程度的超低碳钢中添加Ti、Nb等强力的固溶C固定元素，将所得到的钢(IF钢)冷轧后，经过连续退火的制造方法。可是，将(i)的低碳钢进行装箱退火的方法，虽然2次变形的加工性一般呈良好的倾向，但因为不能降低r值，所以难以消除2次变形时罐高的减小。此外，此种方法由于晶粒易于变得粗大，不大功夫就容易发生表面粗糙，而容易造成外观不良。而且由于软质化而难以确保强度，另一方面，若施加一般采用的2次轧制时，虽然能硬质化，但产生YS过剩的问题。另一方面，将(ii)的低碳钢进行连续退火的方法，与对低碳钢进行装箱退火的方法相比，虽然不充分但可以降低r值，因为晶粒呈细晶粒也易于防止表面粗糙和确保强度(硬度)。但是，加工性不够好，在2次变形时，特别容易在焊接部附近发生破断。而且此方法，由于非时效化困难，容易发生滑移线。将(iii)的IF钢进行连续退火的方法，一般在非时效性方面优良，但因易于生成粗大晶粒，对防止表面粗糙是最不利的，而且r值也最高。虽然也考虑过进行不完全再结晶退火的方法等来解决这些问题，但难以在2次变形时获得充分的加工性。如上所述，过去的方法，要将r值减低到不足1.0，抑制罐高度的减小是困难的，而且防止表面粗糙和2次变形加工性·非时效性的二者兼顾是困难的。此外，在特开平1-116030号公报中，揭示了将C0.10％以下的实质上的低碳钢，于再结晶温度以上、800℃以下连续退火后，在300℃～700℃的温度范围内施加装箱退火，得到具有晶粒度编号9号以上(相当平均粒径17.6μm以下)的细晶粒的、即使经盖的烘烤涂装也不发生时效的非时效性的、开罐性等优良的易开启罐用钢板的技术。但是，即使采用该技术，r值也在1.0以上，而且2次变形加工性、硬度、耐表面粗糙性均不能满足本发明作为目标的变形3部件罐中所要求的水平。本发明的目的在于，解决上述现有技术的问题，提供一种能够满足复杂的罐设计要求的加工性、加工后外观特性、高合格性的罐用钢板及其制造方法。本发明的目的还在于，提供一种有效防止由氧化铝等集聚状夹杂物引起的表面缺陷的发生、外观美丽无缺陷等表面性状良好的、焊接部的成形性优良的罐用钢板及其制造方法。发明的公开本发明人为完成上述课题进行了锐意研究。结果得到新的认识通过添加适量的Mn和在适宜条件下的连续退火的组合，就能够同时达到r值的减低、晶粒的细晶粒化、高硬度化，再通过施加装箱退火循环的热处理，能够获得2次变形加工性的改善和非时效化。而且，本发明人发现，为防止2次变形时的罐筒体裂纹，抑制由板厚分布不均匀造成的变形集中是重要的，因此将成品板卷中的中凸规定在5μm以下是有效的。此外，本发明人考虑到，为使钢板的表面性状良好，使焊接部的成形性良好，控制钢中残留的氧化物及硫化物的组成是重要的因素。也就是说，已发现，将这些夹杂物的组成控制在适宜范围内、而且更佳地使这些钢板的制造工艺最佳化，作为最终制品就能得到难以生锈的、表面性状良好的、焊接部的成形性良好的、适用于3部件罐的罐用钢板。本发明就是基于上述认识完成的。(1)罐用钢板，其特征在于，具有以重量％计含C超过0.005％至0.1％、Mn0.05％～1.0％的组成，和以铁素体作为主相、具有平均晶粒粒径10μm以下的组织，轧制方向或垂直轧制方向的r值为0.4～不足1.0，时效硬化指数AI值为30MPa以下。(2)(1)中所述的罐用钢板，其特征在于，具有以重量％计含C0.03～0.1％、Mn超过0.5％至1.0％的组成。(3)(1)或(2)中所述的罐用钢板，其特征在于，上述组织以铁素体作为主相，含有粒径0.5～3μm的珠光体相，其体积比为0.1～1％。(4)(2)或(3)中所述的罐用钢板，其特征在于，上述组成以重量％计含C0.03～0.1％、Mn超过0.5％至1.0％、Al0.10％以下、N0.0050％以下，其余由Fe及不可避免的杂质构成。(5)(4)中所述的罐用钢板，其特征在于，除上述组成之外，以重量％计还含有由Ti0.20％以下、B0.01％以下、V0.1％以下、Nb0.1％以下之中选择的1种以上。(6)(1)中所述的罐用钢板，其特征在于，除上述组成之外，以重量％计还含有Al0.001～0.01％、Ti0.015～0.10％、N0.02％以下、Ca和REM中的1种或2种合计0.0005～0.01％，而且S和Ca、REM的1种或2种的含量满足下式的关系S-5×((32/40)Ca+(32/140)REM)≤0.0014其余由Fe及不可避免的杂质构成，粒径1～50μm的氧化物系夹杂物含有Ti氧化物及CaO和REM氧化物的1种或2种，而且再结晶织构以轧制方向及垂直轧制直角方向的至少任一方向的r值计相当于1.0以下。(7)(6)中所述的罐用钢板，其特征在于，粒径1～50μm的氧化物系夹杂物为Ti氧化物为20重量％以上90重量％以下、CaO和REM氧化物的1种或2种合计为10重量％以上40重量％以下、Al2O340重量％以下(Ti氧化物、CaO和REM氧化物的1种或2种、Al2O3的合计为100％以下)。(8)(1)～(7)的任一项所述的罐用钢板，其特征在于，总伸长EL(％)相对于板厚t(mm)为EL≥110t。(9)(1)～(8)的任一项所述的罐用钢板，其特征在于，制品板卷中的板中凸为5μm以下。(10)罐用钢板的制造方法，其特征在于，将以重量％计含有C0.03～0.1％、Mn超过0.5％至1.0％的钢板坯以精轧温度800～1000℃进行热轧，在500～750℃下卷取，冷轧后，于再结晶温度以上800℃以下连续退火，然后于超过500℃至600℃施加1小时以上的装箱退火。(11)(10)中所述的罐用钢板的制造方法，其特征在于，上述连续退火的退火温度规定为720℃以上。(12)(10)或(11)中所述的罐用钢板的制造方法，其特征在于，在上述热轧时将热轧板的中凸规定为40μm以下，在上述冷轧时将冷轧板的中凸规定为5μm以下。附图的简单说明图1是表示2次成形时裂纹发生和El/t关系的曲线图。图2是表示时效处理后屈服伸长和时效硬化指数AI值的关系的曲线图。图3是表示2次成形后的表面粗糙和制品板平均晶粒粒径的关系的曲线图。图4是表示变形3部件罐实例的说明图。图5是表示对2次成形性、罐高度方向的缩小倾向造成影响的2次成形后的罐高度变化和轧制方向r值的关系的曲线图。实施发明的最佳方式3部件罐的罐筒体的成形方法有将钢板的L方向(轧制方向)取作罐的圆周方向的方式进行圆筒成形的方法(正格林法)，和将钢板的C方向(垂直轧制方向)取为罐的圆周方向的方式进行圆筒成形的方法(逆格林法)。在正格林法的场合，在圆筒成形后，钢板因2次成形而沿L方向延伸(参照图4)。因而可知，罐高度方向的缩小量，与将拉伸变形加到钢板L方向时的宽度方向(垂直于拉伸方向的方向)缩小量，即钢板L方向的r值相关。另一方面，在逆格林法的场合，钢板因2次成形沿C方向延伸。因此，罐高度方向的缩小量与钢板C方向的r值相关。因而，各自的r值越小，2次成形后罐轴方向的缩小量越小。而且也清楚，r值高的场合，罐的高度在圆周方向容易变得不均一。2次成形后的罐高度由制罐工厂规定，但缩小量过大时，难以确保内部容量，或者产生罐盖、罐底和罐筒体部分不能卷边接缝等问题。首先，对本发明人进行的基础实验结果进行说明。使用各种制品板，用正格林法成形成圆筒后，如图4(B)所示那样施加2次成形，详细地调查罐筒体部的尺寸变化。图5示出了钢板轧制方向的r值和2次成形后罐高度变化的关系。由图5可知，为减小罐高度方向的变化并确保充分的加工性，r值规定为0.4～1.0是适当的。这种倾向在逆格林法的场合也是同样。而且通过将钢板的r值在L方向、C方向同时规定为0.4～1.0，则与圆筒成形的方向无关，能使罐高度的变化减小，因此较佳。为了得到这样的比较低的r值，钢板的退火方法必须以连续退火法短时间的退火来进行。但是，一旦由一次再结晶引起的织构的形成进行完毕，即使其后施加像装箱退火那样的长时间的退火处理，r值也几乎不变化。其次，使用各种制品板，调查经210℃×20min的时效处理后的屈服点伸长Y-El和钢板时效性指数AI值的关系，将其结果示于图2。AI值是在赋予制品板7.5％的拉伸预变形之后，施加了100℃×30min时效处理场合的处理前后的屈服应力变化量。再使用相同的制品板，在2次成形后，成形成加在钢板上的相当单轴变形范围为0.05～0.15的桶形罐，然后调查罐筒体部有无滑移线发生，一并记于图2。由图2可知，为防止滑移线的发生，将涂装·烘烤或薄膜叠层处理相当的时效处理(210°×20分)后的钢板屈服点延伸规定为不足3％、钢板的AI值规定为30MPa以下是必要的。而且得到如下认识为防止滑移线的发生，将C量限制在0.03～0.1％，Mn量限制在超过0.5％，Al量限制在0.01～0.1％，N量限制在0.0050％以下，同时利用装箱退火循环是有效的。此外，本发明人发现，为得到这样的低时效性钢板，接续为得到低r值等的连续退火后施加利用装箱退火的过时效处理，使碳化物及氮化物充分析出，极力减低固溶C及固溶N是重要的。接着，对2次成形后的表面粗糙和晶粒度的关系进行了调查，将其结果示于图3。由图3可知，为防止2次成形后发生表面粗糙，有必要将制品板的晶粒粒径规定为10μm以下。为了将制品的晶粒粒径达到10μm以下，可将C量调整到0.03％以上，并且在冷轧后以短时间退火的连续退火来进行再结晶退火，接续其后的装箱退火在不使晶粒粗大化的范围内进行，仅以促进碳化物、氮化物的析出作为目的。接着，调查在将接合的罐筒体2次成形成桶形罐(桶形罐是加在钢板上的相当单轴变形范围为0.05～0.15)时，接合部发生的裂纹和制品板延性的关系。在图1中的制品板全伸长EL/板厚t之比(EL/t)和裂纹发生率的关系示出了其结果。由图1可知，为使2次成形后不发生裂纹，有必要规定(EL/t)＞110。还获得了以下的认识为使(EL/t)＞110，将C量限制在0.1％以下，Mn量限制在0.7％以下，Al量限制在0.07％以下，N量限制在0.003％以下，同时将利用连续退火法的短时间退火和装箱退火循环的长时间退火相结合是有效的。以下，说明本发明中的钢的化学成分限定理由。C超过0.005％至0.1％C是本发明中重要元素之一，采用增加C量，可以决定钢板退火后的原样的强度。C量在0.005％以下时，晶粒变得过于粗大，在用作罐的场合，产生表面粗糙现象的危险性增大。由确保制品材质稳定性的观点出发，C量希望在0.010％以上。另一方面，C量超过0.1％时，铁素体·珠光体组织的珠光体量增大，除了热轧性和冷轧性都劣化之外，还过度硬质化，成形性、耐腐性也显著降低，不适于作为罐用钢板这一用途。此外，C量给焊接部硬度上升以直接的影响，C量越多，焊接部的硬度越上升，结果使焊接部的成形性降低。而且，由为了获得对应于薄壁化的罐体强度的钢板的强化和减低钢板时效性的观点出发，希望将C量规定在0.03～0.1％的范围。为减低时效性，有必要使渗碳体充分析出，减少钢中的固溶量。C量不足0.03％时，得不到与薄壁化对应的罐体强度。Mn0.05～1.0％Mn对熔炼时的脱氧是有效的，另外对抑制钢的热脆性也有效果。为发挥这些希望的效果，希望添加0.05％以上。此外，Mn是将钢板的r值控制在目标范围内的低r值的重要元素之一。在变形3部件罐中，为了减小2次变形后的罐高度方向的缩小量，有必要将制品钢板的L、C方向的r值规定为0.4以上、不足1.0。关于为什么Mn对r值的减低显示出效果，虽然详细的机理不明，但可认为钢中的固溶Mn的增大对r值的减低起有效的作用。此外，据认为Mn的添加对减低钢板的时效性也显示出效果。由于Mn在渗碳体中浓化，具有使渗碳体/铁素体界面的移动速度变慢的效果。在热轧板中析出的渗碳体在退火工序中一部分再固溶，但由于Mn在渗碳体中浓化，使渗碳体/铁素体界面的移动速度变慢。因此，难以发生渗碳体的再固溶。由此认为，由于Mn抑制了退火阶段中的固溶C的增大，所以获得了显示低时效性的钢板。而且，Mn对固溶强化也有效果，为了适应今后的薄壁化，Mn的添加也是有效的。为发挥这些效果，希望添加量超过0.5％。另一方面，多量添加Mn时，除了有耐蚀性劣化的倾向外，还使钢板硬质化，使延伸卷边加工性等制罐加工性劣化，因此将其上限定为1.0％，优选为0.7％以下。再者，由于主要是在珠光体中生成渗碳体，所以能够获得极优良的非时效性·延性(EL)，而为了生成这样的珠光体，优选的是规定C为0.03～0.1％、Mn为超过0.5％至1.0％的范围。N0.02％以下N用作固溶强化的成分，在本发明这样极严格的塑性加工中利用时，关系着延性的降低，因此希望极力减少。考虑到随着N含量增大的延性的劣化量，希望将0.02％定为上限。另外，N是提高时效性的元素，使滑移线的发生频度增加。由时效性的观点出发，对实用上发生不适宜的情况，在0.0050％以下即可防止，因此更希望将N量规定在0.0050％以下。N量的下限不作特别限定，但只要是0.0010％，就称为工业上可以达到的成本的范围。此外，由延性的观点出发，优选将N量规定在0.0030％以下，而由确保稳定的材质的观点出发，0.0020％以下的范围更为适宜。Al0.10％以下Al以AlN的形式使钢中的固溶N固定化，是对耐时效性有效的元素。为提高耐时效性，优选添加Al0.010％以上，但对于耐时效性更加严格的用途，希望添加0.05％以上的Al。此外，含量多时，使氧化铝集聚造成的表面缺陷的发生频度急剧增加，因此将其上限规定为0.10％。而由成形性的观点出发，Al规定为0.07％以下为佳。在严格要求制品板表面性状的场合，希望将Al调整到0.01％以下。Al超过0.01％时，脱氧成为Al脱氧，巨大的Al2O3聚集大量生成，造成使表面性状劣化的倾向。另外，在本发明中，为减少固溶N，也可以添加Ti、B、V、Nb的1种以上代替Al的一部分或全部。Ti0.20％以下Ti作为TiN与N结合，是减低固溶N量的元素，是对耐时效性有效的元素。为得到这种效果，按照含有的N含量调整Ti、B等的添加量，但是在单独添加Ti的场合，希望添加0.01％以上。另一方面，添加量超过0.20％时，成本变高、延性降低，同时多发生表面缺陷。因此将Ti定为0.20％以下，较佳在0.01％以上。另外，在对表面性状严格要求的场合，为形成细小氧化物系夹杂物、达到晶粒的细化，希望将Ti规定在0.015～0.10％的范围。B0.01％以下B作为BN与N结合，是减低固溶N量的元素，是对耐时效性有效的元素。为得到这种效果，按照含有的N含量调整Ti、B等的添加量，但在单独添加B的场合，希望规定为0.0003％以上。添加B量超过0.01％时，成本变高，而且因形成BN造成的钢的脆化变得显著。V0.1％以下V作为VN与N结合，是减低固溶N量的元素，是对耐时效性有效的元素。为得到这种效果，按照含有的N含量调整Ti、V等的添加量，但在单独添加V的场合，希望规定为0.005％以上，更佳可在0.01％以上。另一方面，添加V超过0.1％时，成本变高，而且延性降低。Nb0.1％以下Nb作为NbN与N结合，是减低固溶N量的元素，是对耐时效性有效的元素。为得到这种效果，按照含有的N含量调整Ti、Nb等的添加量，但在单独添加Nb的场合，希望规定为0.002％以上，更佳也可在0.005％以上。另一方面添加Nb超过0.1％时，成本变高，而且延性降低。为减低固溶N量，在复合添加减低固溶N量的元素时，优选的是相对于N以当量以上，较佳2倍以上的方式，并满足下述条件。(14/27·Al+14/48·Ti+14/11·B+14/51·V+14/93·Nb)≥N其中Al、Ti、B、V、Nb、N为各元素的含量(重量％)。此外，在本发明中，在严格要求表面性状的罐用钢板的场合，控制钢中夹杂物的大小、组成为佳。因此，在将上述Al量进而限定在0.001～0.01％、上述Ti量限定在0.015～0.10％的情况下，将Ca和/或REM量规定在0.0005～0.01％，而且希望S及Ca和REM的1种或2种的含量满足下式的关系。S-5×((32/40)Ca+(32/140)REM)≤0.0014Ti0.015～0.10％在对表面性状有严格要求的罐用钢板的场合，进行Ti脱氧，形成50μm以下尺寸的细小氧化物系夹杂物，控制冷轧-退火时晶粒的长大性，以达到晶粒的细化，同时提高强度-延性的平衡。而且，通过Ti的细小氧化物抑制焊接部(特别是热影响区)组织的粗大化，能够提高焊接部的成形性。Ti的添加量不足0.015％时，细小氧化物的量过少，因此得不到所希望的效果。但是，Ti的添加量超过0.10％时，热轧性、冷轧性及退火后的2次冷轧性显著降低，制品的表面性状也显著降低。因而希望Ti规定在0.015～0.10％的范围。而且为确保优良的表面性状，更佳为0.05％以下。Al0.001～0.01％在严格要求制品板表面性状的场合，希望将Al调整到0.01％以下。Al超过0.01％时，脱氧成为Al脱氧，巨大的Al2O3聚集大量生成，造成表面性状劣化的倾向。另外，Al超过0.01％时，能够控制冷轧-退火时晶粒长大性的50μm以下的细小氧化物变少，因此使制罐时发生表面粗糙等不适宜情况的危险性增大。而且重要的是，Al量多时夹杂物的组成成为Al2O3-CaO和/或Al2O3-REM氧化物系，因此这样的夹杂物成为生锈的起点，造成耐蚀性劣化的倾向。因此，在要求严格的表面性状的场合，希望将Al规定在0.01％以下。另一方面，由脱气及连铸的操作稳定化的观点出发，Al规定为0.001％以上较佳。Ca、REM的1种或2种合计0.0005～0.01％REM是指La、Ce等稀土元素。在严格要求良好的表面性状的场合，希望添加Ca及REM的1种或2种为0.0005％以上。在Ti脱氧之后，再以0.0005％以上的量添加Ca及REM的1种或2种，使钢水中的氧化物组成成为Ti氧化物20％以上90％以下，优选85％以下，CaO和/或REM氧化物10％以上40％以下，Al2O340％以下的低熔点的氧化物系夹杂物。这样，在连铸时能够有效防止含金属的Ti氧化物向水口的附着，从而可防止水口堵塞。另外，CaO和/或REM氧化物，可以有助于抑制冷轧-退火后的晶粒长大，防止焊接部(特别是焊接热影响区)的粗大化。因此，合计含Ca、REM的1种或2种为0.0005％以上。另一方面，Ca、REM的合计量超过0.01％时，反而会使发生表面缺陷的危险增大，使作为罐用钢板是重要的耐蚀性降低的缺点明显化，因此优选将上限规定在0.01％。此外，为了脱氧也可添加Ca，但添加量超过0.01％时，使加工性劣化。S-5×((32/40)Ca+(32/140)REM)≤0.0014S是对钢的加工性有害的成分，因此希望极力减低。但是，过度的脱硫处理是造成成本上升的重要因素，因此，经过对脱硫处理所需要的费用和脱硫带来的机械特性改善效果进行勘察，认为将上限规定在0.01％为佳。并且由加工性出发，优选的上限值为0.005％。此外，S在钢中是作为各种硫化物存在的，而在作为MnS系夹杂物存在的场合，在热轧时沿轧制方向显著地形成带状，在最终制品的制罐加工时助长裂纹发生。此点通过添加Ca、REM可改善硫化物的形态及非延性，从而使包括焊接部的加工部的成形性得到显著改善。根据本发明人的调查，虽然理由不明，但认为是通过添加Ca、REM，以原子比计达到这些元素的约5倍的S变成了无害的硫化物。因而，只要有害的S量，即S-5×((32/40)Ca+(32/140)REM)的值足够小，就不发生由硫化物造成的加工性的降低。按照本发明人的调查可知，只要以上式表示的有害硫量为0.0014％以下，就不成问题。O0.010％以下O由生成细小氧化物的观点出发，是必要的成分，但添加量超过0.010％时，会多量地生成粗大的Al2O3，使延性、深冲性降低。因此，将0.010％定作上限为佳。而O的更佳的上限值为0.007％。O只要是在0.005％以下即为希望值。在严格要求良好的表面性状的场合，优选的是将Al量、Ti量、进而Ca和/或REM量调整到适宜的范围内，而且为减低有害S量，形成使S及Ca、REM的1种或2种的含量适宜化的组成，使粒径1～50μm的氧化物系夹杂物含有Ti氧化物及CaO、REM氧化物的1种或2种为佳。使作为脱氧生成物的夹杂物成为Ti氧化物及CaO、REM氧化物的1种或2种，更详细地说，成为Ti氧化物-CaO和/或REM氧化物～Al2O3-SiO2系夹杂物，借此就可成为生锈少的、由夹杂物、析出物造成的变形能的劣化几乎没有的、而且没有由聚集状夹杂物造成的表面缺陷的罐用钢板。将本发明规定的氧化物系夹杂物限定为粒径1～50μm，是因为这样范围的夹杂物可以看作由脱氧生成的夹杂物。另一方面，粒径超过50μm的夹杂物，一般渣、铸模粉等外来夹杂物是主要的原因。另外，在Al2O3系聚集中，也有比其巨大的，但如果粒径50μm以下的夹杂物的氧化物组成满足上述必要的条件，则可以看作是巨大的Al2O3系聚集充分减少。更佳的是，粒径1～50μm的氧化物系夹杂物的组成为，Ti氧化物20重量％以上90重量％以下，CaO、REM氧化物的1种或2种合计10重量％以上40重量％以下，Al2O340重量％以下(Ti氧化物，CaO、REM氧化物的1种或2种，Al2O3合计100％以下)。上述夹杂物的Ti氧化物不足20重量％时，不是Ti脱氧钢，而成为Al脱氧钢，因Al2O3浓度高而发生水口堵塞。另外，CaO、REM氧化物浓度高时，生锈性变得显著，因此Ti氧化物浓度规定在20重量％以上为佳。另一方面，Ti氧化物浓度超过90重量％时，CaO、REM氧化物浓度的比例变小，反而发生水口堵塞，因此Ti氧化物浓度定为90重量％以下为佳。更佳为30重量％以上、80重量％以下。另外，在上述夹杂物中的CaO、REM氧化物的1种或2种合计不足10重量％时，夹杂物不成为低熔点的夹杂物，引起水口堵塞。另一方面，超过40重量％时，夹杂物在其后吸收S而变化成水溶性，成为生锈的起点，因此使耐蚀性降低。因此更佳的范围是20～40重量％。此外，关于上述夹杂物中的Al2O3，在超过40重量％时，因为构成高熔点的组成，所以不仅引起水口的堵塞，而且夹杂物的形状成为聚集状，增加了制品板中的非金属夹杂物性的缺陷。另外，在钢中几乎不含有Al的场合，夹杂物中的Al2O3也仅为大体上可忽略的浓度。再者，在上述氧化物系夹杂物中，也有以上揭示的以外的氧化物混入的情况。在此情况下关于以上揭示的以外的氧化物的量，不作特别的限定，但对于SiO2，较佳是控制在30重量％以下，对于MnO，较佳是控制在15重量％以下。其理由是，在它们超过各自量时，就不能称之为钛镇静钢。而且，在像这样的组成下，即使不添加Ca也不产生水口堵塞，也没有生锈的问题。若考虑到氧化物的形成倾向，为了在夹杂物中含有SiO2、MnO，使钢水中的Si、Mn浓度达到Mn/Ti＞100，Si/Ti＞50为佳，但在这种场合会导致钢的硬质化、表面性状的劣化。这样的粒径1～50μm的氧化物系夹杂物占全部夹杂物量的80重量％以上为佳。其理由是在不足80重量％时，夹杂物的控制不充分，是构成板卷的表面缺陷和水口堵塞的原因。其它Si、P、S则希望尽可能减低。Si0.10％以下在多量含有Si时，发生表面处理性劣化、耐蚀性劣化等问题，因此将其上限定为0.10％。特别是在必需优良的耐蚀性的场合，0.02％以下更为适宜。P0.04％以下在多量含有P时，使钢硬质化，从而使加工性恶化，同时还使耐蚀性劣化，因此将其上限定作0.04％。在对这些特性特别重视时，有必要定在0.01％以下。S0.01％以下S作为夹杂物存在，是使钢板的延性减小、而且造成耐蚀性劣化的元素，因此将其上限定为0.01％为佳。对于要求特别良好的加工性的用途，希望定在0.005％以下。除此之外，余量为Fe及不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，Cu、Cr、Ni、Sn、Mo、Zn、Pb等认为是由原料或废钢混入的元素，但只要Cu、Cr、Ni各自是0.2％以下，Sn、Mo、Zn、Pb及其它元素各自是0.1％以下，对于作为罐的使用特性的影响即可忽略。除上述的组成之外，优选的是在连续退火终了时获得下述组织。本发明的罐用钢板，优选的是制成以铁素体作为主相，以体积比计含有具有平均晶粒粒径10μm以下、较佳粒径0.5～3μm的珠光体相为0.1～1％的组织。而且上述粒径以外的珠光体相体积比可容许到1％以下。通过采取上述的组成和组织，能够得到AI值≤20MPa、EL/t≥120的优良特性。据推测这是因为固溶C被固定在珠光体中的渗碳体中。而作为主相的铁素体相按体积比可以是95％以上。平均晶粒粒径10μm以下在本发明中，为防止2次成形时表面粗糙的发生，制品板的平均晶粒粒径规定在10μm以下。而且由确保延性出发，优选的规定在5μm以上。本发明中所说的平均晶粒粒径，是利用按JISGO552规定的弦计算法，使用在板厚断面(轧制方向断面)中测定的晶粒的平均粒径(但是，最表面5μm由平均中除外)。r值在轧制方向或垂直轧制方向的方向是0.4～不足1.0通过将轧制方向或垂直轧制方向的r值规定在0.4以上、不足1.0，可以在圆筒状的罐筒体2次成形时将圆筒长度方向的收缩量抑制在最低限，能够改善钢材的利用率。变形部虽然发生薄壁化，但因加工硬化使强度增加而作为罐体的特性没有问题，从罐体的轻量化的观点出发是所希望的。而且，r值可以是轧制方向或垂直轧制直角方向的任一方，与制罐时的2次成形拉伸方向一致的方向，但能满足两个方向更佳。时效指数AI值30MPa以下制品板的AI值超过30MPa时，2次成形时发生滑移线，造成外观不良，因此有必要将AI值规定在30MPa以下。优选为20MPa以下。全伸长EL/板厚t之比(EL/t)110以上为防止2次变形时裂纹的发生，有必要提高变形方向的延性，因此将各个方向的全伸长EL/板厚t之比(EL/t)规定在110以上为佳。更佳为140以上。表面硬度HR30T50～57钢板的硬度以HR30T而论，比50低时，得不到足够的罐体强度，受外力容易变形，在将盖卷合在罐筒体上时，由于来自罐高度方向的力，使加到罐上下的卷边部变形，发生盖难以卷合等问题。另一方面，超过57时，卷边成形性变差，易发生裂纹。此外，在超过57的场合，即使是本发明的方法，光整轧制也必须超过5％，使圆筒成形时弹性变形回复量变大，发生焊接不良等问题。因而，硬度规定在HR30T50～57为佳。接着，说明制造条件的限定。将上述组成的钢原材料(板坯)热轧，制成热轧钢板，或者再将这些热轧板经冷轧制成冷轧板。对制造条件的限定进行说明。板坯加热温度1000～1300℃在对板坯进行热轧之前加热板坯的加热温度不足1000℃时，要确保高的热轧精轧温度是困难的，另一方面，加热温度超过1300℃时，钢板的表面性状显著劣化。因此，将板坯加热温度规定在1000～1300℃为佳。另外，板坯一旦冷却到室温后，可以进行再加热，另外，也可以不冷却装进加热炉进行加热。另外，既可在精轧之前进行粗轧，也可用薄板坯直接进行精轧。精轧温度800～1000℃精轧温度不足800℃时，使最终制品板的晶粒细化变得困难，制罐后失去外观的美观性。但是，超过1000℃进行精轧时，氧化铁皮损失显著增加，因而不佳。因此，精轧温度限定为800～1000℃。此外，精轧温度按照通常方法，规定为在轧机出侧测定的值。在热轧中，优选的是进行使热轧板的中凸达到40μm以下的轧制，这是为了毫不勉强地将冷轧板的中凸精轧成5μm以下。将热轧板的中凸规定为40μm以下的轧制希望实施横向-纵向方式的轧制，特别是在精轧时采取3机架以上的成对横向-纵向轧机进行轧制。中凸(板中凸)的定义是[板宽中央板厚-板宽端部(离最端部30mm)板厚]的绝对值(测定两板宽端部的平均值)。卷取温度500～750℃卷取温度不足500℃时，钢板的形状、宽度方向的材质均匀性降低。而且为了使固溶N以AIN等固定化、降低时效性，希望卷取温度规定为600℃以上。在固溶N的固定主要用Ti单独进行的场合，卷取温度也可以到500℃的低温。另一方面，卷取温度超过700℃时，渗碳体凝集、粗大化，冷轧、退火后的r值比目标值高，同时热轧母板组织的均匀性降低，而且氧化铁皮的厚度显著增加，脱氧化铁皮性降低。另外，在冷轧之前，希望用酸洗等方法除去热轧板表面生成的氧化铁皮。对酸洗条件不作特别限定，用通常的盐酸或硫酸进行酸洗是适宜的。接着，对酸洗过的热轧板施加冷轧。对冷轧的条件不作特别限制，但在制造极薄钢板时，通常规定为80％以上，这在热轧·酸洗成本上是有利的。在冷轧时，冷轧板的中凸规定在5μm以下。在中凸超过5μm时，特别是对由板宽端部附近取的钢板进行2次变形之际，发生罐筒体部的破断。另外，为实现中凸5μm以下，优选采用移位方式轧制或横轧-纵轧方式(或二者)轧制，特别优选的是使用1架以上，以横轧-纵轧方式和移位方式并用的方式轧制。再结晶退火用连续退火法，再结晶终了温度以上且800℃以下在本发明中，要求圆筒成形后有高的2次成形性，因此必须将钢板在再结晶终了温度以上退火，形成再结晶组织。用作特殊的用途时，有利用部分再结晶组织的可能性，但难以确保材质的稳定性。另一方面，在超过800℃的高温度下退火的场合，高温强度降低而且钢板板厚变薄，因此产生被称为热中间浪的不良现象的危险性增大。此外，在超过800℃的高温度下退火时，钢板的r值超过1.0，使2次成形后的罐高度降低。而且晶粒粗大化，2次成形后有发生表面粗糙的危险。因此利用连续退火法的再结晶退火规定为再结晶温度以上、800℃以下。还知道，由于连续退火后的组织成为以铁素体为主相，在铁素体中含有粒径0.5～3μm的珠光体相为0.1～1％(按体积比)的组织，所以装箱退火后的非时效性及延性得到提高。为得到这样的组织，将退火温度定为720℃以上为佳。装箱退火在超过500℃至600℃下保持1-10小时在本发明中，接在连续退火之后，施加装箱退火式热循环(在本发明中，将该热循环称为装箱退火)。装箱退火以促进渗碳体及AIN的析出为目的，是长时间的均热及缓冷的热处理，在超过500℃至600℃以下的温度下保持1～10小时为佳。热处理温度在500℃以下时，渗碳体、AlN等析出不充分，延性不足。另一方面，热处理温度超过600℃时，使渗碳体过度粗大化，而且使再结晶晶粒粗大化。因此，r值大到1.0以上，使2次成形时产生表面粗糙。为此将装箱退火的处理温度规定为超过500℃、600℃以下。装箱退火的保持时间不足1小时时，得不到上述效果，另一方面，在超过10小时的场合，则生产率降低，因此保持时间定为1～10小时为佳。由于渗碳体及AIN充分析出，使耐时效性和延性提高，防止了2次成形时滑移线的发生和2次成形时的裂纹发生。再结晶退火后的2次轧制压下率0.5～5％再结晶退火后，按必要施加2次冷轧。为了确保罐体的强度、使退火板的材质均匀化、并且减低由可动位错的导入造成的时效性，2次冷轧的压下率定为0.5～5％为佳。在压下率不足0.5％时，看不到所规定的效果。另一方面，压下率超过5％时，圆筒成形时的弹性变形回复量变大，或者发生由延性的劣化或延性的各向异性引起的卷边裂纹等问题。制品的板厚0.25mm以下由制罐成本降低的观点而推进原材料的薄壁化、适应制罐工厂的要求的本发明的要旨考虑，优选将板厚规定在0.25mm以下。本发明的钢板(方法)在t≤0.25mm时，比过去的钢发挥出特别优良的2次变形性。实施例实施例1用转炉熔炼表1所示化学组成的钢，用连铸法制造板坯。按表2所示的条件对这些板坯施加热轧、冷轧、连续退火、然后2次冷轧，制成最终成品板厚0.22mm的冷轧板。接着，在卤素型电镀锡线上连续施加相当于25号的镀锡，加工成镀锡薄钢板。由这样得到的镀锡钢板的板轧制方向(L方向)和直角方向(C方向)切取试样，调查全伸长EL、表面硬度HR30T、r值、AI值及与烘烤相当的时效处理(210℃×20分)后的屈服点伸长(Y-El)、全伸长EL/t之比。这些均使用JIS5号拉伸试样。将这些钢板成形成250g罐尺寸的圆筒，然后使用由特殊的组合结构构成的冲压模具进行2次成形。2次成形时的拉伸变形方向取为L方向(正格林法)及C方向(逆格林法)，拉伸变形量取平均7％。制罐后，调查有无裂纹发生、有无表面粗糙及滑移线发生。而且调查2次成形前后的罐轴方向高度的变化。将这些结果示于表3。并且，铁素体平均粒径，按JISGO552规定的标准对制品板C断面组织进行测定。此外，采用调查制品板C断面组织的SEM方法测定珠光体体积比例。表面粗糙规定为发生表面粗糙度Ra≥1.0μm。滑移线规定为发生能够明确目视认的滑移线。本发明例在2次成形后不发生表面粗糙、滑移线，而且2次成形时也不发生裂纹。与此相对，在Mn量为本发明范围之外的比较例(钢板No.10～No.12)中，r值高，延性降低，2次加工后发生表面粗糙、滑移线，并观察到裂纹。实施例2使用表1所示的钢No.E，以表4所示的条件进行热轧、冷轧、连续退火、然后进行2次冷轧，制成最终成品板厚0.22mm的冷轧板。接着，在卤素型电镀锡线上连续施加相当25号的镀锡，加工成镀锡薄钢板。对这些制品板进行与实施例1同样的调查。将其结果示于表5。热轧除制造条件No.2-13之外，使用在全部机架中具有成对横轧-纵轧辊的轧机，施加成对横轧-纵轧方式的轧制。此外，冷轧除制造条件No.2-13之外，在前段使用具有横轧-纵轧机架的轧机，进行并用横轧-纵轧方式及移位轧制方式的轧制，调整冷轧板的中凸。本发明例将r值控制在适宜的范围，2次成形时的罐轴方向的收缩量小，能够使初期的坯料形状更小，由此带来的利用率的提高大致为2％的程度，但在生产数量极大的制品领域中，可获得显著的效果。本发明的其它特性也具有高于比较例的特性。本发明在实施例中施加了镀锡，但也可用于无锡钢板、复合镀钢板等，进而也可不施加电镀作为涂装钢板使用。也能适用于在钢板表面粘结树脂薄膜的钢材。此外，不仅可用作3部件罐用钢板，而且用作2部件罐用钢板也没有任何问题。实施例3转炉出钢后，将300吨钢水在RH真空脱气装置中进行脱碳处理，调整成C＝0.014重量％、Si＝0.01重量％、Mn＝0.25重量％、P＝0.010重量％、S＝0.005～0.009重量％，同时调整钢水温度为1585～1615℃。向该钢水中添加Al0.2～0.8kg/t，进行3～4分钟的预脱氧，使钢水中的溶存氧浓度降低到55～260ppm。此时钢水中的Al浓度为0.001～0.005重量％。然后向该钢水添加70重量％Ti-Fe合金0.8～1.8kg/t，花费8～9分钟进行Ti脱氧。进行成分调整后，向钢水中添加30重量％Ca-60重量％Si合金，或在其中混合金属Ca、Fe、5～15重量％REM的添加剂，或者90重量％Ca-5重量％Ni合金等Ca合金、REM合金的Fe被覆线0.05～0.5kg/t，进行处理。经此处理后Ti浓度为0.026～0.058重量％、Al浓度为0.001～0.005重量％、Ca浓度为0.0000～0.0036重量％、REM浓度为0.0000～0.0021重量％、Ca和REM的浓度之和为0.0005～0.0043重量％。接着，用2线板坯连铸装置铸造该钢，制造连铸板坯。铸造时向中间包及浸渍水口内吹入Ar气。连铸后进行观察，在中间包及浸渍水口内几乎没有附着物。接着，将上述连铸坯热轧成板厚1.8mm。热轧条件为，板坯加热温度1130℃、精轧温度890℃、热轧卷取温度620℃。对热轧钢板酸洗后进行冷轧，制成板厚0.18mm的冷轧板。然后，在740℃下进行20秒均热的连续退火型的短时间退火，制成冷轧退火板。从这样得到的冷轧退火板切取试样，调查夹杂物组织、r值、AI值。这些r值、AI值的调查使用JIS5号拉伸试样。并且对这些钢板进行卷边裂纹评价试验和生锈调查。将其结果示于表6。此外，此时氧化物系夹杂物的尺寸大部分是宽50μm以下。这些氧化物的细目为，Ti2O360～70％，CaO+REM氧化物20～30％，Al2O315％以下。这种冷轧板的脱皮、分层、氧化铁皮等非金属夹杂物性的缺陷在一个板卷只看到0.00～0.02个/1000m。另一方面，为进行比较，在转炉出钢后，对300吨的钢水用RH真空脱气装置进行脱碳处理，调整成C＝0.014重量％、Si＝0.01重量％、Mn＝0.25重量％、P＝0.010重量％、S＝0.002重量％，同时调整钢水温度为1590℃。向该钢水中添加Al1.2～1.6kg/t进行脱氧处理。脱氧处理后钢水中的Al浓度为0.041重量％(Al镇静钢)。然后，添加FeTi，同时进行成分调整。经此处理后的Ti浓度为0.040重量％。接着，将该钢用2线板坯连铸装置进行铸造，制造连铸板坯。此时，中间包内钢水的夹杂物的平均组成中，95～98重量％Al2O3、5重量％以下的Ti2O3的聚集状夹杂物为主体。在铸造时不向中间包和浸渍水口内吹入Ar气的场合，在水口上显著附着Al2O3，在第3批料中，滑动水口开度显著增加，因水口堵塞而中止浇铸。另外，在吹入Ar气的场合，水口内也附着大量Al2O3，在第8批料中，铸模内的液面变动增大，中止浇铸。接着，上述连铸坯以板坯加热温度1150℃、精轧温度890℃、热轧卷取温度680℃，热轧到1.8mm，然后酸洗、冷轧，制成板厚0.18mm的冷轧板。再在750℃下进行20秒均热的连续退火型的短时间退火，制成冷轧退火板。从这样得到的冷轧退火板上切取试样，调查夹杂物组织、r值、AI值。r值、AI值的调查使用JIS5号拉伸试样。另外，对这些钢板进行卷边裂纹评价试验和生锈试验。在该冷轧板上看到皮、分层、氧化铁皮等非金属夹杂物性缺陷是0.45个/1000m-板卷。将其结果示于表6。将所得的冷轧板的卷边裂纹试验结果以与S-5×((32/40)Ca+(32/140)REM)的关系示于表6。其中，钢板No.30～35，除S、Ca、REM的关系以外，是按本发明的方法制造的钢，钢板No.36是为比较用而熔炼的Al镇静钢。由表6可知，S-5×((32/40)Ca+(32/140)REM)是0.0014重量％以下的本发明例，显示出优良的延伸卷边特性、不足1.0的r值、30MPa以下的AI值。此外，钢板的生锈率(0℃，在湿度95％中放置10小时后)是不成问题的值。产业上的应用可能性按照本发明，在对成形成圆筒状的钢板赋予圆周方向延伸变形、以制造立体的变形罐时，使罐轴方向的宽度收缩量减低，能够提高原材料的利用率。另外，按照本发明，通过控制钢中的夹杂物，在连铸时不会引起浸渍水口的堵塞，可以极其稳定地进行连铸。另外，本发明的钢板是生锈少、由夹杂物和析出物造成的变形能劣化几乎没有、而且由没有聚集状夹杂物造成的表面缺陷，表面性状良好、焊接部成形性优良的钢板，作为3部件罐用钢板极为优良。按照本发明，能够制造具有对复杂的罐设计要求也能够满足的加工性、加工后外观特性的罐用钢板。此外，按照本发明，能够在罐制造中提高原材料的利用率，在产业上达到格外的效果。表1表2表3>*St.-St.滑移线*罐高度缩小量合格范围1mm以内表4表5</tables>*St-St.；滑移线*罐高度缩小量合格范围1mm以内**不至于产生裂纹，但在一部份发生缩颈模样。***在由板端部切取的材料中，一部分发生裂纹。表6权利要求1.罐用钢板，其特征在于，以重量％计含C超过0.005％至0.1％、Mn0.05～1.0％的组成，和具有以铁素体相作为主相、平均晶粒粒径10μm以下的组织，在轧制方向或垂直轧制方向的r值为0.4～不足1.0，时效硬化指数AI值为30MPa以下。2.权利要求1所述的罐用钢板，其特征在于，以重量％计是含C0.03～0.1％、Mn超过0.5％至1.0％的组成。3.权利要求1或2所述的罐用钢板，其特征在于，上述组织以铁素体作为主相，以体积比计含有粒径0.5～3μm的珠光体晶粒为0.1～1％。4.权利要求2或3所述的罐用钢板，其特征在于，上述组成以重量％计含C0.03～0.1％、Mn超过0.5％至1.0％、Al0.10％以下、N0.0050％以下，其余由Fe和不可避免的杂质构成。5.权利要求4所述的罐用钢板，其特征在于，除上述组成之外，以重量％计还含有从Ti0.20％以下、B0.01％以下、V0.1％以下、Nb0.1％以下之中选择的1种以上。6.权利要求1所述的罐用钢板，其特征在于，除上述组成之外，以重量％计还含有Al0.001～0.01％、Ti0.015～0.10％、N0.02％以下、Ca和REM的1种或2种合计0.0005～0.01％，而且S及Ca、REM的1种或2种的含量满足下式S-5×((32/40)Ca+(32/140)REM)≤0.0014的关系，其余由Fe和不可避免的杂质构成，粒径1～50μm的氧化物系夹杂物含有Ti氧化物和CaO、REM氧化物的1种或2种，而且再结晶织构以轧制方向和垂直轧制方向的至少任一方向的r值计相当于1.0以下。7.权利要求6所述的罐用钢板，其特征在于，粒径1～50μm的氧化物系夹杂物为Ti氧化物20重量％以上90重量％以下、CaO和REM氧化物的1种或2种的合计10重量％以上40重量％以下、Al2O340重量％以下(Ti氧化物、CaO和REM氧化物的1种或2种、Al2O3的合计为100％以下)。8.权利要求1至7中任一项所述的罐用钢板，其特征在于，全伸长EL(％)相对于板厚t(mm)为EL≥110t。9.权利要求1至8中任一项所述的罐用钢板，其特征在于，制品板卷中的板中凸为5μm以下。10.罐用钢板的制造方法，其特征在于，将以重量％计含有C0.03～0.1％、Mn超过0.5％至1.0％的钢板坯以精轧温度800～1000℃进行热轧，在500～750℃下卷取，冷轧后于再结晶温度以上800℃以下进行连续退火，然后在超过500℃至600℃施加1小时以上的装箱退火。11.权利要求10所述的罐用钢板的制造方法，其特征在于，将上述连续退火的退火温度规定为720℃以上。12.权利要求10或11所述的罐用钢板的制造方法，其特征在于，在上述热轧时将热轧板的中凸规定为40μm以下，在上述冷轧时将冷轧板的中凸规定为5μm以下。全文摘要本发明提供表面性状良好、具有能适应于复杂罐成形的加工性·加工后外观特性·高合格率的罐用钢板及其制造方法。本发明的具体构成为:将以重量%计含C:0.005以上～0.1%、Mn:0.05%～1.0%的组成的板坯,以精轧温度800～1000℃进行热轧,在500～750℃下卷取,冷轧后,于再结晶温度以上800℃以下连续退火,然后在500℃以上～600℃施加1小时以上的装箱退火。优选以铁素体作为主相、以体积比计含有粒径0.5～3μm的珠光体晶粒为0.1～1%的平均晶粒粒径作为10μm以下的组织。另外,为得到良好的表面性状,优选含Ti:0.015%～0.10%、Al:0.001～0.01%、Ca和REM的1种或2种合计0.0005～0.01%,将S－5×((32/40Ca+(32/140)REM)规定为0.0014%以下较佳。文档编号C22C38/14GK1263568SQ99800472公开日2000年8月16日申请日期1999年4月7日优先权日1998年4月8日发明者登坂章男,荒谷昌利,古君修,久久凑英雄,荒谷诚,三木祐司申请人:川崎制铁株式会社