CN100500912C - 软质罐用钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

提供焊接性、非时效性、可加工性良好，并且罐高减少较小的软质罐用钢板及其制造方法。一种钢板，其特征在于，以质量%计含有C：0.0015～0.0050%、Mn：0.1～0.8%、Al：0.01～0.10%、N：0.0015～0.0070%、Nb：4×C～20×C(以原子比计为0.52×C～2.58×C)、B：0.15×N～0.75×N(以原子比计为0.20×N～0.97×N)，余量由Fe及不可避免的杂质构成；通过连续退火法进行制造，平均兰克福特值r_ave在1.3～1.8的范围内，并且满足由r0＜r45-0.2、r90＜r45-0.2、|r0-r90|＞0.3组成的三个关系式中的至少一个，调质度在T2～T3.5的范围内。

Description

软质罐用钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及通过连续退火法制造的软质罐用钢板，特别涉及具有与通过分批退火法制造的钢板大致相同的非时效性、可加工性、焊接性的调质度为T2～T3.5的软质罐用钢板。

背景技术

在镀锡钢皮、无锡薄钢板(TFS)等罐用钢板中，调质度为T4至T6的硬质材料几乎都以连续退火方式制造，软质材料主要以分批退火方式制造。分批退火与连续退火相比，处理时间长，因而生产率低，并且钢板形状、机械特性的均匀性方面也不利。因此，对通过连续退火法制造软质材料的制造方法进行了研究。

例如，在专利文献1中公开了利用设有过时效处理带的连续退火生产线对低碳钢进行退火处理的方法。提出了如下方法：在连续退火中，均热后急速冷却而使固溶C达到过饱和状态，在急速冷却后通过过时效处理带时，使固溶C的大部分析出而使其软质化、非时效化。但是在该方法中，由于不能完全析出C，残留一些固溶C，因而非时效性并不充分。

在制罐加工前没有加热工序的情况下，时效为不会产生问题的程度，但在制罐加工前进行涂装烧结等加热工序的情况下，促进时效，从而在制罐加工中有时会产生拉伸应变(吕德斯延伸引起的收缩皱褶)、表面发裂(压曲引起的折弯皱褶)等不良情况。

在专利文献2中提出了向极低碳钢添加Nb的方法。在该方法中，通过与C的化合力较强的Nb使钢中的全部C作为NbC析出，因而不残留固溶C，实现了全非时效化。但是，在用于焊接用途的情况下，有时因焊接后的加工条件而在焊接热影响部(HAZ部)产生裂纹。认为其原因在于，由于是极低碳钢，因而淬火性不好，从而导致HAZ部强度不足。并且，在添加Nb的极低碳钢中，由于兰克福特值过高，因而在焊接后施行扩管加工、压边筋加工的情况下，存在罐高的减少量大的缺点。由此，在添加Nb的极低碳钢中，主要用于焊接用途的情况下，存在HAZ部裂纹、罐高的减少等问题。

在专利文献3中提出了向极低碳钢添加B的方法。在该方法中，其特征在于，由于存在B，因而其是极低碳钢的同时焊接性良好。但是，在该现有方法中，虽然固溶N可能作为BN而析出，但不能固定固溶C。因此，非时效性不充分，在制罐企业进行涂装烧结等加热工序的情况下，促进时效，从而在加热工序后的制罐加工中，有时产生拉伸应变、表面发裂等成形不良。

在专利文献4中提出了向极低碳钢添加Nb、Ti、B中的一种以上的方法。在该方法中，其特征在于，由于Nb、B的作用，非时效性良好。但是在该现有方法中，需要将C限制在0.0015％以下，以目前技术难以以低成本稳定地制造C在0.0015％以下的钢板。

在专利文献5中提出了向极低碳钢同时添加Nb和B的方法。记载有通过该方法满足焊接性、可加工性、最佳结晶粒径、耐腐蚀性等罐用钢板所需要的各种必需特性等的内容。但是，由于Nb：0.001～0.1％、B：0.0001～0.005％，其成分范围非常大，因而并未找出针对各必需特性的最佳范围。

并且，在专利文献6中公开了如下的不会产生晶界裂纹缺陷的连铸钢坯，其特征在于，在含有N、Nb、Ti的碳钢的成分组成中，特别指定成分组成，并且调整N、Nb、Ti，使其满足特定的关系式，或除了上述关系式以外，使Nb和N的关系还满足其他特定的关系式。但是，在该钢坯中含有Ti：0.004～0.1％，Ti在钢板表面稠化而存在使镀覆性(表面外观和品质)变差的问题，因而难以使用该钢坯。

如上所述，在现有的技术中，不能通过连续退火法得到焊接性、非时效性优良、且焊接后罐身加工过程中的罐高减少量也较小的软质罐用钢板。因此，虽然在一部分制罐企业、一些种类的罐中使用通过连续退火法制造出的软质罐用钢板，但是在大部分制罐企业、大部分种类的罐中使用通过分批退火法制造出的钢板。

专利文献1：特公昭63—10213号公报

专利文献2：特公平1—52450号公报

专利文献3：专利3377155号公报(特开平9—227947号公报)

专利文献4：专利3135656号公报(特开平5—263143号公报)

专利文献5：特开平6—41683号公报

专利文献6：特开2003—166038号公报

如上所述，在现有的技术中，在通过连续退火法制造的软质罐用钢板中，不能得到与通过分批退火法制造的钢板相同的特性。因此，到目前为止，大部分软质罐用钢板通过分批退火法进行制造。本发明的目的在于，针对软质罐用钢板中的调质度为T2～T3.5的钢板，解决上述问题。其中，在此所称的“调质度”是表示用作罐用钢板的镀锡钢皮无锡薄钢板的硬度的指标，在JIS G3303及JIS G3315中，洛氏硬度(HR30T)被规定为：T2为53±3；T2.5为55±3；T3为57±3；T4为61±3。T3.5未在JIS中特别规定，但一般通用的是处于T3和T4的中间程度的洛氏硬度(HR30T)59±3，因此在本申请发明中也定义为59±3。

下面说明要在本发明中解决的课题。

(1)焊接性

制罐企业根据罐的种类进行点焊、凸焊、缝焊等各种焊接。并且，由于在焊接后多数情况下进一步进行加工，并且制罐后的罐用于各种用途，因而有时会在焊接部施加过大的载荷。因此需要相对于各种焊接充分确保焊接热影响部的强度，以防止焊接后进行加工时以及用户使用罐时在焊接热影响部产生裂纹。

(2)非时效性

制罐企业，在制罐加工前多施行涂装烧结。因涂装烧结中的加热促进时效时，在涂装烧结后的制罐加工时产生表面发裂、拉伸应变等不良情况。因此，要求非时效性良好。

(3)罐高的变化

软质罐用钢板有时用于提桶等的焊接罐用途。在这些罐中，多在进行缝焊后施行压边筋加工、扩管加工。在这种情况下，压边筋加工、扩管加工导致罐高的减少量变大时，有时在与罐高不减少的焊接部之间产生高度差。因此，重要的是罐高不能减少太多。为此，需要降低兰克福特值。

(4)可加工性

进行详细的调查后，可知通过现有的连续退火法制造的软质罐用钢板，与通过分批退火法制造的软质罐用钢板相比，即使在相同调质度的情况下可加工性也较差。认为这是与分批退火钢板相比，连续退火钢板即使在相同的调质度下屈服强度也较高的情况引起的。制罐企业在以与分批退火钢板相同的制罐条件进行加工时，为了防止产生混乱就需要降低屈服强度，要确保与分批退火钢板同等程度的可加工性。

本发明是为了解决上述课题而作出的，其目的在于提供焊接性、非时效性、可加工性良好并且罐高减少较小的软质罐用钢板及其制造方法。

(5)热轧性

可知的是，添加有N、B、Nb、Al、C的钢，在钢从γ(奥氏体)转变为α(铁素体)时，在奥氏体晶界大量析出BN、Nb(N、C)、AlN等氮化物及碳氮化物而引起脆化，从而在连铸时产生钢坯裂纹。产生钢坯裂纹时，关于钢坯裂纹部分需要进行角部的切断、利用磨床进行研磨作业的工序，耗费很多劳力和成本，因而严重阻碍生产率。因此，需要使N、B、Nb、Al、C的量，特别是N的量最佳化而防止产生钢坯裂纹。

本发明人等对钢成分、晶粒状态、制造方法等进行各种研究，从而针对软质罐用钢板中的调质度为T2～T3.5的钢板找出了解决方法。

发明内容

(1)本发明的软质罐用钢板，其特征在于，以质量％计钢成分含有C：0.0015～0.0050％、Mn：0.1～0.8％、Al：0.01～0.10％、N：0.0015～0.0070％、Nb：4×C～20×C(以原子比计为0.52×C～2.58×C)、B：0.15×N～0.75×N(以原子比计为0.20×N～0.97×N)，余量由Fe及不可避免的杂质构成；通过连续退火法进行制造，平均兰克福特值r_ave在1.3～1.8的范围内，并且满足由r0<r45-0.2、r90<r45-0.2、|r0-r90|>0.3组成的三个关系式中的至少一个，调质度在T2～T3.5的范围内。

(2)本发明的软质罐用钢板，其特征在于，以质量％计钢成分含有C：0.0015～0.0050％、Mn：0.1～0.8％、Al：0.01～0.10％、N：0.0015～0.0070％、Nb：4×C～20×C(以原子比计为0.52×C～2.58×C)、B：0.15×N～0.75×N(以原子比计为0.20×N～0.97×N)，余量由Fe及不可避免的杂质构成；通过连续退火法进行制造，关于铁素体晶粒的L方向长度，表层的平均值Ls-ave、表层的最大值Ls-max、板厚中心的平均值Lc-ave、板厚中心的最大值Lc-max满足Ls-ave/Lc-ave<0.9的关系，并且满足Ls-max/Lc-max<0.8的关系，调质度在T2～T3.5的范围内。

(3)在上述(1)或(2)所述的钢板中，以轧制方向断面中的面积比计，残留0.5～5％的连续退火后的未再结晶粒。

(4)本发明的软质罐用钢板的制造方法，其特征在于，关于上述(1)至(3)中任一项所述的成分的钢带，作为冷轧条件使轧制率在70～90％的范围内，作为连续退火条件使均热时间t为20～90秒，均热温度T为700～780℃，并且上述均热时间t(秒)、均热温度T(℃)、钢成分(质量％)的关系满足770≤t/3+T-14.8×Log_e(Nb)-32×B/N≤840，进行轧制率为0.5～5％的调质轧制而使调质度在T2～T3.5的范围内。

根据本发明，通过与分批退火法相比在品质的均匀性、生产成本等方面更有利的连续退火法，可确保与通过分批退火法制造的软质罐用钢板大致相等的特性。

附图说明

图1是表示t/3+T-14.8×Log_e(Nb)-32×B/N与未再结晶率之间的关系的特性图。

图2是表示t/3+T-14.8×Log_e(Nb)-32×B/N与兰克福特值r_ave之间的关系的特性图。

图3是表示t/3+T-14.8×Log_e(Nb)-32×B/N与Ls-ave/Lc-ave(表层的晶粒L方向长度平均值Ls-ave和板厚中心的晶粒L方向长度平均值Lc-ave之比)之间的关系的特性图。

图4是表示t/3+T-14.8×Loge(Nb)-32×B/N与Ls-max/Lc-max(表层的晶粒L方向长度最大值Ls-max和板厚中心的晶粒L方向长度最大值Lc-max之比)之间的关系的特性图。

具体实施方式

本发明人等关于通过连续退火法制造的软质罐用钢板进行各种探讨并进行锐意研究，结果完成了本发明。下面，对本发明进行详细说明。

首先，对兰克福特值的限定理由进行说明。深冲压成形2片罐的情况下，兰克福特值大时有利。平均兰克福特值r_ave不足1.3时，深冲压成形时有时产生断裂等问题。因此，在本发明中将兰克福特值r_ave限定在1.3以上。

另一方面，软质罐用钢板，除了2片罐以外，有时还用在3片罐的罐身。在3片罐的罐身中，通过缝焊形成圆筒形状后，多施行扩管加工、压边筋加工等罐身加工。在这种情况下，虽然罐身在圆周方向上产生拉伸变形，但兰克福特值大时板厚不减少，罐高容易减少。相反，兰克福特值小时，由于板厚容易减少，因而罐高的减少量变小。罐高的减少量大时，有时在与罐高几乎不变的焊接部之间产生高度差。

通过到目前为止的调查可知，兰克福特值r_ave超过1.8时，罐高减少量显著。因此，将兰克福特值限定在1.8以下。

并且，在3片罐的罐身中，虽然需要使罐身的圆周方向的兰克福特值较小，但由于使钢板的轧制方向或卷材宽度方向成为罐身圆周方向地进行板材下料，因而优选的是，使轧制方向或卷材宽度方向的兰克福特值较小。

具体而言，分别设轧制方向、卷材宽度方向、45度方向的兰克福特值为r0、r90、r45的情况下，在至少满足(i)r0<r45-0.2、(ii)r90<r45-0.2、(iii)|r0-r90|>0.3这三个关系式中的一个关系式的情况下，可得到罐身加工中的罐高减少量小的3片罐。由此，在本发明中，满足这三个不等式中的任意一个以上不等式。

接着，对轧制方向晶粒长度进行说明。

通过分批退火法制造的软质罐用钢板，因长时间的退火，晶粒充分成长，并且达到不存在固溶C的状态，因而可得到屈服强度对拉伸强度之比(YR)较小的钢板。另一方面，通过现有的连续退火法制造的软质罐用钢板，由于退火时间非常短，因而YR容易变大。作为罐用钢板的一般管理指标的调质度通过洛氏硬度(HR30T)进行区分，已确认洛氏硬度(HR30T)与拉伸强度和屈服强度的平均值有比较大的关联。因此，现有的连续退火钢板与分批退火钢板相比，即使调质度相同，屈服强度也较高，因此还对被认为与屈服强度对应的制罐可加工性不利。本发明人等进行详细研究的结果发现，在连续退火钢板中，为了不改变调质度而提高可加工性，有效的是，防止钢板的表层部和板厚中心部的铁素体结晶粒径产生差值。

其基于以下考虑。洛氏硬度(HR30T)由于在钢板表面压住压头而进行测定，因而虽然影响钢板表面的结晶粒径，但实际的制罐可加工性与钢板的屈服强度对应，因而影响钢板整体的结晶粒径。因此，在连续退火钢板中，通过使钢板的板厚中心部的铁素体结晶粒径大于钢板的表层部，可得到与调质度相同的分批退火钢板同等程度的制罐可加工性。具体而言，关于铁素体晶粒的轧制方向长度，在表层的平均值Ls-ave、表层的最大值Ls-max、板厚中心的平均值Lc-ave、板厚中心的最大值Lc-max满足Ls-ave/Lc-ave<0.9、Ls-max/Lc-max<0.8的情况下，可发挥上述效果。由此，在需要与相同调质度的分批退火钢板同等的制罐可加工性的情况下，将轧制方向晶粒长度限定在该范围内。另外，更为优选Ls-ave/Lc-ave<0.8、Ls-max/Lc-max<0.7。

接着对未再结晶粒的残存率进行说明。

进行详细研究的结果可知，在本发明的钢中，即使残存一些未再结晶粒，虽然钢板强度上升，但其他特性几乎没有变化。因此，为了调整钢板强度，可以残存未再结晶粒。在轧制方向断面的未再结晶粒的存在面积率不足0.5时，未发现钢板强度上升的效果。另一方面，超过5％时钢板强度过度上升，发现制罐可加工性变差等问题。因此，在本发明中，将未再结晶粒残存的情况设定在0.5～5％的范围内。

接着分别说明钢成分的限定理由。

(1)C：0.0015～0.0050质量％

如下所述，碳是在本发明中对钢板的特性具有两个重大影响力的重要元素。

第一，对非时效性的影响。在钢中存在固溶C时，在制罐企业的涂装烧结中促进时效，并在其后的制罐加工中产生拉伸应变、表面发裂等缺陷。在本发明中，由于添加Nb而形成NbC，因而虽然较低地抑制了固溶C的存在量，但C量超过0.0050％时，所需Nb量也增加。由于Nb是价格昂贵的元素，因而在生产成本方面不利，并且由于NbC引起的析出强化作用使钢板过度硬化，因而将C量限制在0.0050％以下。

第二，对罐高减少量的影响。可知在退火工序中，在完全不存在固溶C的状态下进行再结晶时，兰克福特值提高。兰克福特值变大时，在对焊接罐施行压边筋加工、扩管加工等罐身加工的情况下，罐高的减少量变大。因此，在通用用途的情况下，优选的是避免兰克福特值极端上升，因而在退火过程中需要存在一些固溶C。C量不足0.0015％时，热轧中析出的C在连续退火过程中几乎不会再固溶。因此，C量需要在0.0015％以上。由此，以质量比计，将C量设定在0.0015～0.0050％的范围内。

(2)Mn：0.1～0.8质量％

Mn量不足0.1％时，有时会产生高温脆性。并且，超过0.8％时，钢板过度硬化而损害制罐可加工性。由此，以质量比计，将Mn量设定在0.1～0.8％的范围内。

(3)Al：0.01～0.12质量％

Al量不足0.01％时，不能充分得到脱氧效果。并且，由于与N形成AlN，因而也不能充分得到使钢中的固溶N减少的效果。另一方面，超过0.10％时上述效果饱和，相对于此，容易产生氧化铝等夹杂物。由此，以质量比计，将Al量设定在0.01～0.12％的范围内。

(4)N：0.0010～0.0070质量％

N不足0.0010％时，钢板的制造成本上升，还难以进行稳定的制造。并且，在本发明中，虽然B与N之比重要，但N量少时，难以控制用于使B与N之比保持在一定范围的B量。另一方面，N超过0.0070％时，确保焊接性所需的B量增加。即，晶粒内的BN析出量增加，有可能因析出强化作用使钢板过度硬化。由此，以质量比计，将N量设定在0.0010～0.0070％的范围内。

并且，从热轧性的观点出发，使N量在0.0070％以下。进而优选的N量为0.0044％以下的范围。这是因为，如果N量大于0.0070％，则钢的组织从γ转变为α时(根据成分发生变化，该钢大约为850～1000℃)，在奥氏体晶界大量析出BN、Nb(N、C)、AlN等氮化物及碳氮化物而引起脆化，从而在连铸时产生钢坯裂纹。产生钢坯裂纹时，关于钢坯裂纹部分需要进行角部的切断、在磨床上进行研磨作业的工序，耗费很多劳力和成本，因而大大降低了生产率。

(5)4×C≤Nb≤20×C

Nb是用于确保非时效性的重要元素。Nb具有通过形成NbC而减少钢中的固溶C的作用，为了充分发挥该效果，以质量比计需要4×C以上的添加量。另一方面，Nb添加量过多时，减少固溶C的作用饱和，相对于此，产生使再结晶温度上升的缺点。并且，由于Nb价格昂贵，因而生产成本也上升。因此，需要将Nb抑制在20×C以下。由此，以质量比计将Nb量设定在4×C～20×C(以原子比计为0.52×C≤Nb≤2.58×C)的范围内。

(6)0.15×N≤B≤0.75×N

如下所述，B是在本发明中对钢板的特性具有两大影响的重要元素。

第一，对焊接性的影响。B的一部分以固溶状态存在于钢中，该固溶B在结晶晶界偏析，从而在进行焊接时抑制HAZ部中的异常的晶粒成长和由此引起的软化。由于B容易形成BN，因为要使一部分B以固溶状态存在，就需要添加与N量对应的B量。实施详细的调查后，以质量比计B量不足0.15×N时，HAZ部软化，在焊接后进行加工的情况下，有时在HAZ部产生裂纹。

第二，对罐高减少量的影响。虽然添加了Nb的极低碳钢显示出非常高的兰克福特值，但进一步添加B时兰克福特值会降低。虽然不清楚其原理，但已知通过添加适量的B能够降低兰克福特值，特别是能够分别降低轧制方向以及卷材宽度方向的兰克福特值。可知通过添加0.15×N以上的B可发挥出该效果。

并且，如上所述，由于添加了B，兰克福特值特别是L方向以及C方向的兰克福特值降低，根据充分发挥该效果的观点出发，也需要在0.15×N以上。另一方面，B量超过0.5×N时，上述效果呈饱和趋势。另外，超过0.75×N时，产生再结晶温度上升的问题。由此，B量以质量比计为0.15×N～0.75×N(以原子比计为0.20×N≤B≤0.97×N)，进而优选为0.15×N～0.5×N。并且，为了在均热时间30秒以上、均热温度700℃以上、730℃以下的退火条件下使未再结晶部为1％以下，B量优选设为0.15×N～0.60×N。

并且可知，含有适量B时，钢板板厚中心部的铁素体结晶粒径比钢板的表层部更大。如上所述，板厚中心部的结晶粒径比表层部更大时，与调质度相比，可加工性良好。虽然不清楚由于B使结晶粒径在表层与板厚中心部产生差值的原因，但由于B过少或过多都未发现该现象，因而设想由于B的抑制晶粒成长的效果不稳定，从而在表层和板厚中心部的结晶粒径产生差值。钢板板厚中心部的铁素体结晶粒径比表层部更大的现象，在0.15×N以上时出现，超过0.5×N时慢慢降低，超过0.75×N时未再出现。

(7)S：0.008质量％以下

S虽然不会特别对本发明的钢板特性产生影响，但S量大于0.008％时，在添加大于0.0044％的N量的情况下，将大量产生的MnS作为析出核而析出作为氮化物及碳氮化物的BN、Nb(C、N)、AlN，从而使热轧性降低。因此，S量优选设在0.008％以下。

(8)不可避免的杂质

除了上述成分以外，在钢中含有Si、P等不可避免的杂质，但由于上述成分不会特别影响本发明的钢板特性，因而可在不影响其他特性的范围内适当含有。并且，还可以在不会给钢板特性带来不良影响的范围内添加上述元素以外的元素。

下面，对本发明的钢板的制造条件进行说明。

制钢条件中，只要是可得到本发明规定的钢成分的方法，可以是任意方法，不特别限定性地规定。但从钢坯的均匀性考虑，优选的是通过连铸方式制造钢坯。钢坯的再加热条件也不特别限定性地规定，由于温度过高时在表面缺陷、能量成本方面不利，并且温度过低时难以确保热终轧温度，因而优选在1050～1300℃的温度范围内。

热轧条件也不特别限定性地规定，但从热轧钢板的均匀性、表面性状、机械特性以及生产成本的观点出发，终轧温度优选在860～950℃。并且，基于相同理由，卷材卷取温度优选在550～720℃。

关于酸洗，只要去除表面的氧化皮即可，不特别规定方法。关于一次冷轧，为了得到适当的轧制方向晶粒长度以及适当的兰克福特值，需要设在70～90％的范围内。

由于连续退火条件在本发明中是重要的项目，因而如下所述地进行详细说明。

在连续退火的均热时间过短或均热温度过低的情况下，不能充分进行再结晶。并且，再结晶的进展程度还随着钢成分Nb、B、N的量发生变化。试制各种成分的钢并进行实验，结果发现再结晶的进展程度，关于Nb量(质量％)与Log_e(Nb)的值有较大关联，关于B量、N量(质量％)与B/N的值有较大关联。本申请发明人等根据所进行的实验了解到：关于对再结晶的进展程度产生影响的均热时间t(秒)、均热温度T(℃)、钢成分(质量％)Nb、B、N的各个参数，下式(1)的关系成立，并发现A值与再结晶的进展程度有较大关联。

A＝t/3+T-14.8×Log_e(Nb)-32×B/N…(1)

如图1所示，在A<770的情况下，未再结晶粒残存率超过5％，由此制罐可加工性变差。另一方面，与此相反，可知A值过大时促进再结晶结束后的晶粒成长而产生问题。

在A>840的情况下，如图2所示，存在平均兰克福特值r_ave超过1.8的情况。并且，在A>840的情况下，如图3和图4所示，还存在不满足不等式Ls-ave<Lc-ave×0.9、Ls-max<Lc-max×0.8的关系的情况。

根据上述发现限定为以下(2)的范围。

770≤t/3T-14.8×Log_e(Nb)-32×B/N+≤840…(2)

均热时间不足20秒时，即使在满足上式(2)的关系的情况下，有时也不能得到目标组织。另一方面，均热时间超过90秒时，生产率降低。因此，均热时间优选设在20秒以上、90秒以下的范围内。

并且，在均热温度不足700℃的情况下，即使在满足上式(2)的关系的情况下，有时也不能得到目标组织。另一方面，超过780℃时，在如罐用钢板之类的极薄材料中有可能产生炉内断裂、形状不良。因此，在本发明中将均热温度限定在700～780℃的范围内。

并且，为了减少固溶C，也可以在保持上述均热温度后进行过时效处理。在此，虽然不特别规定过时效处理的方法，但为了充分降低固溶C，优选的是以350～450℃保持30～90秒。关于调质轧制，由于轧制率过低时不能进行钢板形状的矫正、表面粗糙度的调整，因而为了发挥其效果，设定在0.5％以上。另一方面，轧制率超过5％时，由于加工硬化而损害制罐可加工性，因而设定在5％以下。

另外，关于表面处理，在需要耐腐蚀性的情况下，进行镀锡、无锡薄钢板镀覆等。并且，也可以根据需要形成聚酯等有机树脂被膜等。

实施例

熔炼出表1-1及表1-2所示的各种成分的钢种A～U，在垂直弯曲型连铸机(垂直部3.5m、弯曲半径10m、钢坯尺寸宽度为1000mm，厚度为230mm)或实验室铸模(140mm×140mm×370mm、容量50kg)中进行铸造后，分别在钢坯加热温度1250℃、终轧温度890℃、卷取温度620℃的条件下进行热轧。对上述热轧板进行盐酸酸洗后，进行冷轧、连续退火、调质轧制。

在表2-1及表2-2中分别表示冷轧率(％)、连续退火中的均热温度T(℃)、均热时间t(秒)、式(1)的A值(＝t/3+T-14.8×Log_e(Nb)-32×B/N(在表2-1、表2-2、表3中表示为A))以及调质轧制率(％)。然后，通过施行电解铬酸盐处理来制成无锡薄钢板。并且，考虑到制罐企业在涂装烧结后进行制罐加工，施行了210℃×10分钟的时效热处理。

并且，在所制造的钢板中，测定兰克福特硬度(HR30T)而求出调质度，并选取JIS5号拉伸试验片来测量轧制方向的屈服强度、轧制方向、宽度方向、45度方向的兰克福特值r0、r90、r45。根据三个方向的兰克福特值r0、r90、r45，利用计算式r_ave＝(r0+r90+2×r45)/4，求出平均值r_ave。上述结果也如表2—1及表2—2所示。

另外，为了观察制罐时的特性，对上述钢板进行3片罐的罐身成形以及2片罐成形。关于3片罐的罐身成形，在使卷取宽度(滚轧成形后两端的重叠量)为0～3mm的条件下对400×850mm的长方形坯料施行滚轧成形加工，以不会产生灰尘的上限的焊接电流进行缝焊而接合两端，由此得到直径大约为270mm的圆筒状的罐身。接着，在施行直径最大增加率大约为6％的扩管加工，并且加工出压边筋高度为6～8mm的压边筋，最后使凸缘宽度为6mm地进行凸缘加工，由此得到3片罐的罐身。关于由此得到的3片罐的罐身，利用下述评价标准进行评价。

(3片罐的非时效性的评价)

以滚轧成形加工中发生的表面发裂来评价非时效性。通过以下评价标准进行判定，并将其结果分别表示在表2-1和表2-2中。

在通过肉眼进行的目测检查中，用双重圆(◎)表示完全未发现发生表面发裂的钢；用圆(○)表示发现略微发生表面发裂但使用没有问题的钢；用叉号(×)表示未发生表面发裂的钢。

(3片罐的焊接性的评价)

作为焊接性的评价，调查了缝焊后进行凸缘加工时的HAZ裂纹发生率。通过以下评价标准进行判定，并将其结果分别表示在表2-1和表2-2中。

用显微镜对从焊接部选取的试样的研磨表面进行观察，用双重圆(◎)表示HAZ裂纹发生率在0.5％以下的钢；用圆(○)表示HAZ裂纹发生率超过0.5％、且在1％以下的钢；用叉号(×)表示HAZ裂纹发生率超过1％的钢。

(3片罐的罐高变化的评价)

作为罐高变化的评价，求出扩管加工、压边筋加工后的罐高减少量。通过以下评价标准进行判定，并将其结果分别表示在表2-1和表2-2中。

用双重圆(◎)表示罐高减少量在1mm以下的钢；用单圆(○)表示罐高减少量超过1mm、且在1.5mm以下的钢；用叉号(×)表示罐高减少量超过1.5mm的钢。

关于2片罐成形，对直径为100mm的圆形坯料进行冲裁，并进行拉深率大约为0.6的拉深加工、拉深率大约为0.75的再拉深加工。

(2片罐的非时效性的评价)

作为非时效性的评价，以罐身下部至罐底的部位中的拉伸应变的有无来进行评价。通过以下评价标准进行判定，并将其结果分别表示在表2-1和表2-2中。

通过目测检查或显微镜观察，用双重圆(◎)表示完全未发现发生拉伸应变的钢；用圆(○)表示发现略微发生拉伸应变但使用没有问题的钢；用叉号(×)表示未发生拉伸应变的钢。

(2片罐的深拉深性的评价)

关于2片罐的深拉深性，以拉深加工以及再拉深加工中断裂的罐体的比例进行评价。通过以下评价标准进行判定，并将其结果分别表示在表2-1和表2-2中。

用双重圆(◎)表示断裂发生率在0.3％以下的钢；用圆(○)表示断裂发生率超过0.3％、且在0.5％以下的钢；用叉号(×)表示断裂发生率超过0.5％的钢。

实施例中，所有评价项目都判定为合格(◎或○)。另一方面，在比较例中，存在1个以上判定为不合格(×)的评价项目。

关于制出的钢板的一部分，取出轧制方向断面的铁素体组织。作为板厚中心在板厚的1/2深度位置以及作为表层在深度为15μm的位置，对横切轧制方向的长度300μm的线上的铁素体结晶晶界的个数进行测定，将300μm/(晶界个数)作为平均晶粒长度。并且，在300μm的范围内将最长的结晶晶界的间隔作为最大晶粒长度。在表3中分别表示表层的平均晶粒长度Ls-ave和板厚中心的平均粒径长度Lc-ave之比Ls-ave/Lc-ave、以及表层的最大晶粒长度Ls-max和板厚中心的最大粒径长度Lc-max之比Ls-max/Lc-max。

(可加工性的评价)

通过回弹试验对可加工性进行评价。在回弹试验中，测量直径为1英寸(25.4mm)的心轴产生180°弯曲后的回弹角度。通过以下评价标准进行判定，并将其结果分别表示在表3中。

用双重圆(◎)表示不足相同调质度、相同板厚的分批退火钢板的回弹角度的1.03倍的钢；用单圆(○)表示相同调质度、相同板厚的分批退火钢板的回弹角度的1.03倍以上、不足1.05倍的钢；用叉号(×)表示相同调质度、相同板厚的分批退火钢板的回弹角度的1.05倍以上的钢。其结果也一并表示在表3中。

在实施例中，满足Ls-ave/Lc-ave>0.9且Ls-max/Lc-max>0.8，回弹评价结果也是判定为合格(◎或○)。另一方面，在比较例中，不满足Ls-ave/Lc-ave>0.9和Ls-max/Lc-max>0.8中的任意一个，回弹评价结果也是判定为不合格(×)。

(钢坯的表面裂纹的评价)

通过目测对用连铸机铸造的钢坯的表面裂纹进行评价。通过以下评价标准进行判定，并将其结果分别表示在表1-1和表1-2中。用双重圆(◎)表示通过目测未观察到钢坯的表面裂纹的钢；用单圆(○)表示通过目测在钢坯的角部发现100mm以下的裂纹，但可在用磨床对钢坯表面进行研磨的工序中进行处理的钢；用叉号(×)表示由于在钢坯的长边一侧跨越100mm以上的长度产生裂纹，从而不得不切断钢坯的角部的钢。

(热轧性的评价)

由于钢坯的表面裂纹主要在钢从γ转变为α的温度(大约850～1000℃)范围内产生，因而关于950℃下的热轧性，通过模拟连铸时的温度历程和拉伸应力的高温拉伸试验进行评价。评价方法中，求出950℃下的高温拉伸试验中的断裂面的拉深值(断面减少率)而进行评价。样品制作如下：从实验室钢坯直接切出，并加工成平行部直径为8mm、长度为15mm的圆棒试验片。高温拉伸试验利用高频感应方式的热加工再现试验机在真空中实施，以1420℃进行60秒均热后，急速冷却至试验温度，并以950℃保持60秒后，进行拉伸试验。以加热及冷却速度为10℃/s以及5℃/s、变形速度为2×10^-3/s的条件进行。拉深值越小，热轧性越低，就越容易产生钢坯的表面裂纹。通过以下评价标准进行判定，并将其结果分别表示在表1-1和表1-2中。用双重圆(◎)表示可判断为拉伸试验断裂后的断裂面的拉深值在35％以上、在连铸时未发生钢坯裂纹的钢；用单圆(○)表示可判断为拉深值在10％以上且小于35％，通过目测在钢坯的角部发现100mm以下的裂纹，但能够在用磨床对钢坯表面进行研磨的工序中进行处理的钢；用叉号(×)表示可判断为拉深值小于10％，并由于在钢坯的长边一侧跨越100mm以上的长度产生裂纹，从而不得不切断钢坯的角部的钢。

工业性

根据本发明，可提供焊接性、非时效性、可加工性良好，并且罐高减少较小的软质罐用钢板及其制造方法。

表1-1

 

No.	区分	C	Si	Mn	P	S	Sol.Al.	N	Nb	B
											A	比较钢	0.0011	0.01	0.28	0.010	0.011	0.046	0.0024	0.011	0.0012
B	发明钢	0.0015	0.01	0.28	0.009	0.011	0.044	0.0025	0.017	0.0013
											C	发明钢	0.0029	0.01	0.28	0.009	0.011	0.046	0.0023	0.022	0.0013
D	发明钢	0.0049	0.01	0.72	0.011	0.011	0.055	0.0025	0.029	0.0011
											E	比较钢	0.0058	0.01	0.29	0.010	0.012	0.052	0.0023	0.022	0.0013
F	比较钢	0.0029	0.01	0.28	0.008	0.011	0.050	0.0019	0.010	0.0013
											G	发明钢	0.0029	0.01	0.28	0.009	0.011	0.050	0.0019	0.014	0.0014
H	发明钢	0.0023	0.01	0.28	0.009	0.010	0.050	0.0019	0.044	0.0013
											I	比较钢	0.0025	0.01	0.29	0.009	0.010	0.048	0.0024	0.057	0.0011
J	比较钢	0.0029	0.01	0.28	0.009	0.011	0.046	0.0009	0.022	0.0008
											K	发明钢	0.0030	0.01	0.29	0.010	0.011	0.044	0.0012	0.020	0.0008
L	发明钢	0.0032	0.01	0.30	0.010	0.011	0.042	0.0068	0.022	0.0015
											M	比较钢	0.0028	0.01	0.31	0.009	0.011	0.040	0.0087	0.019	0.0015
N	比较钢	0.0024	0.01	0.32	0.009	0.011	0.038	0.0029	0.024	0.0003
											○	发明钢	0.0023	0.01	0.32	0.010	0.011	0.038	0.0026	0.023	0.0004
P	发明钢	0.0025	0.01	0.33	0.010	0.010	0.036	0.0025	0.023	0.0018
											Q	比较钢	0.0025	0.01	0.33	0.010	0.011	0.036	0.0025	0.020	0.0023
R	比较钢	0.0033	0.01	0.28	0.010	0.012	0.009	0.0023	0.025	0.0013
											S	比较钢	0.0031	0.01	0.28	0.010	0.011	0.109	0.0023	0.025	0.0012
T	比较钢	0.0030	0.01	0.08	0.010	0.012	0.046	0.0023	0.023	0.0013
											U	比较钢	0.0031	0.01	0.87	0.010	0.012	0.049	0.0023	0.025	0.0011
V	发明钢	0.0030	0.01	0.30	0.010	0.011	0.047	0.0020	0.022	0.0012
											W	发明钢	0.0031	0.01	0.30	0.0100	0.011	0.043	0.0044	0.021	0.0012
X	发明钢	0.0016	0.01	0.31	0.0130	0.014	0.047	0.0048	0.027	0.0012
											Y	发明钢	0.0032	0.01	0.31	0.0100	0.008	0.047	0.0068	0.022	0.0012

表1-2

 

No.	区分	Nb/C	B/N	钢坯裂纹	拉深值(％)	热轧性
							A	比较钢	10.00	0.50	◎	57	◎
B	发明钢	11.33	0.52	◎	56	◎
							C	发明钢	7.59	0.57	◎	58	◎
D	发明钢	5.92	0.44	◎	58	◎
							E	比较钢	3.79	0.57	◎	58	◎
F	比较钢	3.45	0.68	◎	59	◎
							G	发明钢	4.83	0.74	◎	57	◎
H	发明钢	19.13	0.68	◎	58	◎
							I	比较钢	22.80	0.46	◎	59	◎
J	比较钢	7.59	0.89	◎	65	◎
							K	发明钢	6.67	0.67	◎	65	◎
L	发明钢	6.88	0.22	○	12	○
							M	比较钢	6.79	0.24	×	3	×
N	比较钢	10.00	0.10	◎	45	◎
							○	发明钢	10.00	0.15	◎	56	◎
P	发明钢	9.20	0.72	◎	58	◎
							Q	比较钢	8.00	0.92	◎	58	◎
R	比较钢	7.58	0.57	◎	59	◎
							S	比较钢	8.06	0；52	◎	58	◎
T	比较钢	7.67	0.57	◎	59	◎
							U	比较钢	8.06	0.48	◎	57	◎
V	发明钢	7.33	0.60	◎	58	◎
							W	发明钢	6.77	0.27	◎	43	◎
X	发明钢	16.88	0.25	○	20	○
							Y	发明钢	6.88	0.18	◎	36	◎

表2-1

表2-2

Claims (4)

1.一种软质罐用钢板，其特征在于，以质量％计钢成分含有C：0.0015～0.0050％、Mn：0.1～0.8％、Al：0.01～0.10％、N：0.0015～0.0070％、Nb：4×C～20×C、B：0.15×N～0.75×N，余量由Fe及不可避免的杂质构成；

通过连续退火法进行制造，平均兰克福特值r_ave在1.3～1.8的范围内，并且满足由r0<r45-0.2、r90<r45-0.2、|r0-r90|>0.3组成的三个关系式中的至少一个，调质度在T2～T3.5的范围内。

2.一种软质罐用钢板，其特征在于，以质量％计钢成分含有C：0.0015～0.0050％、Mn：0.1～0.8％、Al：0.01～0.10％、N：0.0015～0.0070％、Nb：4×C～20×C、B：0.15×N～0.75×N，余量由Fe及不可避免的杂质构成；

通过连续退火法进行制造，关于铁素体晶粒的L方向长度，表层的平均值Ls-ave、表层的最大值Ls-max、板厚中心的平均值Lc-ave、板厚中心的最大值Lc-max满足Ls-ave/Lc-ave<0.9的关系，并且满足Ls-max/Lc-max<0.8的关系，调质度在T2～T3.5的范围内。

3.根据权利要求1或2所述的软质罐用钢板，其特征在于，以轧制方向断面的面积比计，残留0.5～5％的连续退火后的未再结晶粒。

4.一种权利要求1～3中任一项所述的软质罐用钢板的制造方法，其特征在于，

作为冷轧条件使轧制率在70～90％的范围内；

作为连续退火条件使均热时间t为20～90秒，均热温度T为700～780℃，并且，

所述均热时间t、均热温度T、钢成分的关系满足770≤t/3+T-14.8×Log_e(Nb)-32×B/N≤840，其中，均热时间的单位为秒，均热温度的单位为℃，钢成分的单位为质量％；

进行轧制率为0.5～5％的调质轧制而使调质度在T2～T3.5的范围内。

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