CN101595234A - 罐用钢板及其母材使用的热轧钢板以及它们的制造方法 - Google Patents

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Abstract

在制造罐用钢板时，通过含有C：0.01～0.12％、Si：0.005～0.5％、Mn：0.3～1.5％、P：0.005～0.2％、Al：0.10％以下、N：0.012％以下、Nb：0.005～0.10％而组合固溶强化、析出强化、细粒化强化，得到基本上为铁素体单相组织且平均粒径为7μm以下，涂装烧结处理后的特性为屈服强度：500MPa以上、屈服比：0.9以上、总伸长率：10％以上、Δr：－0.50～0的钢板。尤其是将热轧条件设为FT：870℃以上、热轧后的冷却速度：40℃/s以下、CT：620℃以上，使得成为该罐用钢板的轧制原材料的热轧钢板的平均结晶粒径达到6μm以上。

Description

罐用钢板及其母材使用的热轧钢板以及它们的制造方法
技术领域
本发明涉及罐用钢板(tin mill black plate)、及其母材(basematerial)使用的热轧钢板(hot-rolled steel sheet)。本发明还涉及罐用钢板及其母材热轧钢板的制造方法。详细而言，涉及高延展性、高强度、且各向异性(Δr)(in-plate plastic anisotropy)小的罐用钢板及其母材使用的热轧钢板、以及它们的制造方法。
背景技术
近年来，为了扩大钢罐的需要，采取降低制罐成本、将瓶型罐(bottle shaped can)、异型罐(shaped can)这样的新型罐种类投入市场等策略。
作为制罐成本的降低策略，可以举出原材料的低成本化。即，无论是在进行拉延加工(drawing)的二片罐中，还是在单纯的圆筒成型为主体的三片罐中，正在推进所使用的钢板的薄壁化(gauge down：薄厚度化、降低厚度)。
但是，由于仅使钢板薄壁化时，罐体强度降低，因此无法使用仅仅是薄壁化的钢板，必须使用极薄且硬质(hard)的罐用钢板。
现在，这样的极薄且硬质的罐用钢板，通过在退火后实施二次冷轧(secondary cold rolling)的Double Reduce法(以下称为DR法)来制造。用DR法制造的钢板具有高强度且屈服点伸长率(yield pointelongation)小的特点。在伴随着底加工(bottom forming)的DRD罐(drawn and redrawn can)用途中，为了防止拉伸应变(stretcher strain)的发生，期望屈服点伸长率尽可能小，从这点来看，DR法是有效的。但是，DRD罐虽然要求边部产生(earing)小，但是由于DR法存在各向异性增大的趋势，因此容易产生边部，为了防止边部产生，还有降低各向异性(用Δr表示)的问题。
另一方面，最近投放市场的异型罐等，伴有高加工度的罐体加工(body shaping)。但是，缺乏延展性的DR材料由于加工性差，而难以应用在异型罐等中。而且，DR材料与通常的退火后实施表面光轧(调压)的钢板相比，由于制造工序增加，因而生产成本高。
为了避免这样的DR材料的缺点，在省略二次冷轧而主要是在一次冷轧(cold rolling)和退火工序中控制特性的Single Reduce法(SR法)中，使用各种强化法制造高强度钢板的方法、或者制造边部产生率小的钢板的方法，如下所述，提出了各种方案。
例如，在日本特开2001-107186号公报(专利文献1)中，提出通过添加大量C和N(总计为0.0050质量％以上)使其烧结固化(bakehardening)，得到与DR材料同等的高强度罐用钢板的技术。在该技术中，利用N的添加量、热轧(hot rolling)结束后的强制冷却和低温卷取(600℃以下)的AlN析出的防止、热处理条件(例如再结晶退火(recrystallization annealing)后的骤冷)等，来调整因时效而得到的硬度。并且，涂装烧结处理(baking after lacquering)后的屈服应力(YS：yield strength，也称为屈服点YP：yield point)高达550MPa以上。
此外，日本特开平11-199991号公报(专利文献2)中，与专利文献1同样，也提出了通过涂装后烧结处理而高强度化的技术。但是，在同一公报的技术中，为了也确保耐时效性(non-ageing property)，以利用固溶C(solute C)(5～15ppm左右)的时效为主体，在连续退火(continuous annealing)中实施脱碳处理。进而，N未作为时效元素利用，而是通过在600℃以上(实质是680℃左右)的卷取等，以AlN析出而固定，结果所得的烧结固化量为40～55MPa左右。
在日本特开2005-336610号公报(专利文献3)中，提出了复合地组合由Nb碳化物带来的析出强化(precipitation hardening)、由Mn、P、N带来的固溶强化(solution hardening)等，而且形成平均结晶粒径(average crystal grain size)7μm以下的铁素体(ferrite)微细粒组织，由此得到兼具高强度(拉伸强度TS(tensile strength)：550MPa以上)和高延展性(伸长率(elongation)：10％以上)的钢板。这里，铁素体的细粒化通过C含量(0.04质量％以上)、卷取温度(coiling temperature：CT)(630℃以下)等来实现。此外，作为用该技术得到的YP，公开了480～550Pa左右。
在日本特开昭59-129733号公报(专利文献4)中，提出了将C控制在0.0030％以下，并通过实施10％以上的表面光轧(temper rolling)等，得到屈服点伸长率：1.0％以下左右而防止拉伸应变(stretcher strain)的发生，且相当于T4～T6的强度水平的钢的制造方法。
日本特开平11-222647号公报(专利文献5)中，提出了用80～88％的一次冷轧得到的、平均结晶粒径为6μm以下、不产生拉伸应变，且边部产生率低的(Δr在±0.1以内)的极薄钢板。
进而，在日本特开2003-34825号公报(专利文献6)中，提出了利用相变的细粒化而得到高强度钢板的技术。在该技术中，将低碳钢在α+γ区域热轧后，高速冷却，规定退火的加热速度，由此将钢板细粒化，得到具有拉伸强度为600MPa、总伸长率为30％以上的钢板。
发明内容
首先，由于薄壁化，必须要确保强度，例如为了用与DR材料相同板厚(0.15～0.18mm左右)的钢板得到现有的罐体强度，必须使屈服强度为500MPa以上。此外，对于进行扩罐加工(expanding)这样的高罐体加工的罐体、进行高凸缘加工的罐体，必须应用高延展性的钢板。而且，由于在DRD罐等二片罐中应用边部产生率高的钢时，边部的毛边料增加而成品率降低，因此期待边部产生小、即各向异性小的钢板。
鉴于上述特性的情况，在上述现有技术中，可以制造出满足强度、延展性、各向异性中的任意一个的钢板，但是满足全部特性的钢板却无法制造。
例如，专利文献1中记载的通过大量添加C、N并利用烧结固化性使强度提高的方法，是提高强度有效的方法。然而，专利文献1中得到的组织无法获得作为本发明目标的各向异性。与后述的本发明技术对比来考虑，在专利文献1的技术中，在热轧结束后0.5s以内开始强制冷却，在600℃以下的卷取温度下进行卷取，进而在卷取后水冷，因此认为这与热轧钢板的结晶粒子没有充分成长有关。
专利文献2中，利用烧结处理使其时效固化，但是实施例中记载的钢的拉伸强度达到380MPa左右，无法得到作为本发明目标的屈服强度500MPa以上。
在专利文献3中，使用利用析出强化、固溶强化等复合强化所带来的高强度化，但是一般利用析出强化的钢的各向异性差，尤其是专利文献3中提出的热轧条件，无法得到作为本发明目标的各向异性。
在专利文献4中，虽然记载了屈服点伸长率几乎为0的T6水平的钢，但是必须以10％以上的轧制率进行表面光轧，基本上与DR材料的制造方法相同，是高成本的。此外，没有制造超过T6的钢的记载。而且，在说明书中，关于延展性虽然没有记载，但是以10％以上的轧制率进行轧制，推测延展性差。
专利文献5中，示出了一种通过对成分、热轧条件等制造条件进行控制，来抑制边部发生的钢板的制造方法，但是在实施例中记载的钢的屈服强度达到420MPa左右，未达到作为本发明目标的500MPa以上。
在专利文献6中提出的利用急速冷却的高强度化，在操作上成本增加。此外，在专利文献6中得到的组织，无法得到作为本发明目标的各向异性。与后述的本发明技术对比来考虑，在专利文献6的技术中，在热轧结束后1s以内以100℃/s以上的冷却速度冷却到80℃以上的温度范围，在650℃以下进行卷取，因此认为这与热轧钢板的结晶粒子没有充分成长有关。
本发明鉴于上述情况而完成，其目的在于提供一种罐用钢板及成为其母材的热轧钢板、以及它们的制造方法，所述罐用钢板在涂装烧结后具有500MPa以上的屈服强度、0.9以上的屈服比、10％以上的总伸长率，而且Δr为-0.50～0。
本发明人为了解决上述课题而进行了潜心研究。其结果得到以下见解。
本发明人着眼于固溶强化、析出强化、结晶粒微细化强化、时效固化的复合组合。即，使用固溶强化元素进行固溶强化，实现利用Nb、P、Mn的固溶强化、析出强化以及结晶粒微细化强化(grain refininghardening)而进行复合强化，由此在维持高伸长率的同时达到高强度化。进而，通过利用钢中的固溶C、固溶N，在涂装烧结后利用时效固化来实现强度增加。并且，将组织设成基本上为铁素体单相，通过规定铁素体平均结晶粒径而保持兼具高强度和高延展性，得到500MPa以上的屈服强度、10％以上的总伸长率。尤其是，在本发明中着眼于利用析出强化时成为课题的各向异性的变差，通过适当地控制热轧条件改善各向异性，可以使Δr为-0.50～0。
在本发明中，基于上述见解，通过综合地控制成分、制造方法，从而完成了高强度和高延展性罐用钢板及其制造方法。
本发明基于以上的见解而完成，因此其主旨如下。
[1]一种罐用钢板，具有如下组成以及基本上为铁素体单相的组织，铁素体的平均结晶粒径为7μm以下，所述组成以质量％计，含有C：0.01～0.12％、Si：0.005～0.5％、Mn：0.3～1.5％、P：0.005～0.2％、Al：0.10％以下、N：0.012％以下、Nb：0.005～0.10％，余量由铁和不可避免的杂质构成，
通过涂装烧结处理，能得到屈服强度：500MPa以上、屈服比：0.9以上、总伸长率：10％以上、Δr：-0.50～0的特性。
[2]一种罐用钢板的制造方法，其特征在于，在制造上述[1]所述的罐用钢板时，将钢在870℃以上的终轧温度(finishing temperature：FT)下进行热轧，在卷取之前以40℃/s以下的平均冷却速度冷却，在620℃以上的卷取温度下卷取，接着，以80％以上的轧制率进行冷轧后，在650～750℃的均热温度、40s以下的均热时间的条件下进行连续退火，以1.5％以下的表面光轧率(temper elongation)进行表面光轧，其中，所述钢以质量％计，含有C：0.01～0.12％、Si：0.005～0.5％、Mn：0.3～1.5％、P：0.005～0.2％、Al：0.10％以下、N：0.012％以下、Nb：0.005～0.10％，余量由铁和不可避免的杂质构成。
[3]一种适合作为罐用钢板母材使用的热轧钢板，具有如下组成以及基本上为铁素体单相的组织，铁素体的平均结晶粒径为6μm以上，所述组成以质量％计，含有C：0.01～0.12％、Si：0.005～0.5％、Mn：0.3～1.5％、P：0.005～0.2％、Al：0.10％以下、N：0.012％以下、Nb：0.005～0.10％，余量由铁和不可避免的杂质构成。
[4]一种适合作为罐用钢板母材使用的热轧钢板的制造方法，其特征在于，在制造上述[3]中所述的热轧钢板时，将钢在870℃以上的终轧温度下进行热轧，在卷取成卷之前以40℃/s以下的平均冷却速度冷却，在620℃以上的卷取温度下卷取，其中，所述钢以质量％计，含有C：0.01～0.12％、Si：0.005～0.5％、Mn：0.3～1.5％、P：0.005～0.2％、Al：0.10％以下、N：0.012％以下、Nb：0.005～0.10％，余量由铁和不可避免的杂质构成。
需要说明的是，本说明书中，表示钢的成分的％全部是质量％。此外，例如所谓“Si：0.005～0.5％”的记载，意味着“Si：0.005以上、0.5％以下”或者“0.005≤Si≤0.5％”。
此外，在本发明中，所谓涂装烧结处理是指，实施相当于涂装烧结的210℃、20分钟的热处理，与给予预变形而实施时效处理的所谓烧结固化处理不同。
附图说明
图1是表示罐用钢板(冷轧钢板)的各向异性(Δr)(纵轴)和作为罐用钢板母材的热轧钢板的铁素体平均结晶粒径(横轴：μm)的关系的图。
具体实施方式
以下，详细说明本发明。
本发明的罐用钢板，是通过涂装烧结处理，能得到屈服强度500MPa以上、屈服比0.9以上、总伸长率10％以上、Δr为-0.50～0的钢板特性的高强度高延展性罐用钢板。这里，涂装烧结处理，以210℃、20分钟的处理为基准，但若是180～265℃、2～30分钟的热处理也可以得到大致同等的效果。需要说明的是，作为使其时效固化的热处理，也可以不进行涂装烧结处理，而进行层压处理(heat laminating)。以下，所谓的涂装烧结处理，包括层压处理等同样的加热处理。
此外，实施了涂装烧结处理的、具备上述钢板特性的罐用钢板也是本发明的钢板。此时的涂装烧结处理条件也优选沿用上述标准，但是若是可以得到上述钢板特性的条件，则没有特别限定。
通常使用DR法而高强度化的钢板，仅显示百分之几的伸长率。与此相对的是，本发明的特征在于，通过连续退火制造利用Nb、P、Mn而固溶强化、析出强化、结晶粒微细化强化的钢板，由此在维持高伸长率的同时达到高强度化。此外，通过使适当量的固溶C、N残留于钢中，在涂装烧结处理等制罐工序中通过必需的热处理，使其产生30MPa以上的时效固化。即，通过时效固化使YP增加，由此可以使拉延罐底部的耐压强度、焊接罐的压痕强度提高。
进而，通过将热轧时的终轧温度设为870℃以上，将之后的冷却速度设为40℃/s以上，且将卷取温度设为620℃以上，可以获得Δr：-0.50～0的范围的值。
这些是本发明的特征，是重要的要素。如此，通过以固溶强化元素、析出强化元素、微细化强化元素为中心的成分、组织、以及制造条件的最优化，可以得到屈服强度500MPa以上、屈服比0.9以上、总伸长率10％以上、且Δr：-0.50～0的罐用钢板。
接着，对本发明的罐用钢板的成分组成进行说明。
·C：0.01～0.12％
对于本发明的罐用钢板，需要在连续退火、表面光轧后实现规定以上的强度(屈服强度500MPa以上)的同时，具有10％以上的总伸长率，为此，必须使铁素体的平均结晶粒径为7μm以下。在制造满足这些特性的钢板时，C含量是重要的。尤其是碳化物的量和密度与钢板的强度和铁素体平均结晶粒径密切相关，因此必须确保在析出中能够利用的碳量。进而，通过使碳化物在晶界析出，还具有抑制P的晶界偏析，从而能最大限度地利用P的固溶强化的效果。
为了获得以上的效果，将C添加量的下限限定为0.01％。另一方面，当C含量超过0.12％时，在钢的熔炼(steel making)时，在冷却过程中，发生亚包晶碎裂，因此上限限定在0.12％。优选的下限是0.04％以上，优选的上限是0.10％以下。
·Si：0.005～0.5％
Si是利用固溶强化使钢高强度化的元素，但是如果含有大量Si，则耐腐蚀性(corrosion resisitance)显著受损。因此，Si含量的上限限定为0.5％，优选0.05％以下。另一方面，在要求高的耐腐蚀性的用途中，虽然必须尽力降低Si的含量，但也要考虑降低成本，因而将下限限定为0.005％。
·Mn：0.3～1.5％
Mn通过固溶强化使钢的强度增加，也减小结晶粒径。产生显著地减小结晶粒径效果的是Mn含量为0.3％以上，为了确保作为目标的强度，Mn含量必须至少是0.3％。另一方面，大量含有Mn时，耐腐蚀性差。因此，上限限定在1.5％，优选1.1％以下。
·P：0.005～0.2％
P是固溶强化能力大的元素，但是大量添加时耐腐蚀性显著受损。因此，上限限定在0.2％，优选为0.1％以下。另一方面，在要求高的耐腐蚀性的用途中，虽然必须尽力降低P的添加量，但也要考虑降低成本，因而下限限定在0.005％。
·Al：0.10％以下
Al含量增加时，会引起再结晶温度上升，因此必须提高退火温度。在本发明中，由于为了使强度增加而添加的其他元素也会使再结晶温度上升而使退火温度增高，因此上策是要避免因Al导致的再结晶温度上升。因此，将Al含量的上限限定在0.10％。需要说明的是，从充分进行脱酸、抑制因氧的残留而导致的钢中产生气泡的观点出发，优选含有超过0.02％的Al。
·N：0.012％以下
N是具有用于增加时效固化效果的元素。为了使其发挥时效固化效果，最好添加0.005％以上，优选添加0.0060％以上。另一方面，大量添加时，热轧性变差，连续铸造时，在矫正区域(unbending zone)容易产生钢坯裂纹。因此，将N含量的上限限定在0.012％。在积极有效地利用由N引起的时效固化时，含量为0.001～0.004％左右即可，但是此时如果不大量添加其他的强化元素，则YS变得更低。
·Nb：0.005～0.10％
Nb是本发明中重要的添加元素。Nb是碳化物生成能力高的元素，使微细的碳化物析出从而使强度上升。此外，通过将铁素体细粒化，使强度升高。而且粒径不仅影响强度，还影响拉延加工时的表面性状。当最终制品的铁素体平均结晶粒径超过7μm时，在拉延加工后，一部分产生表面粗糙现象，失去表面外观的美丽。通过如上设定Nb的添加量，能够调整强度、表面性状，在超过0.005％时产生该效果。因此，将下限限定在0.005％，优选为0.01％以上。
另一方面，Nb会使再结晶温度上升。为此，当含量超过0.10％时，以本发明规定的650～750℃的均热温度、40s以下的均热时间进行的连续退火中，残留一部分的未再结晶等，变得难以退火。作为其对策而提高退火温度时，可以得到再结晶组织，但是由于钢中的元素在表层富集，因此表面性状差。因此，Nb添加量的上限限定在0.10％，优选在0.06％以下。
钢板的组成的余量是Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，可以举出例如S。
接着，对本发明的罐用钢板的组织及钢板特性进行说明。
·铁素体单相组织、铁素体平均结晶粒径：7μm以下
首先，在本发明中，采用基本上由铁素体单相组织构成。这里，所谓“基本上”是指，从本发明的作用效果的观点出发，与铁素体单相组织相同。例如，即使是含有1％左右以下的渗碳体等时，只要起到本发明的作用效果，则判断为基本上为铁素体单相组织。
此外，铁素体的平均结晶粒径超过7μm时，失去制罐后的表面外观的美丽。这认为与表面粗糙现象那样的表面粗糙度的显著变化相关。尤其是这种现象在二片罐的罐体部(body of weld cans)、进行扩罐加工的3片罐的罐体部可见。由于以上原因，铁素体的平均结晶粒径设为7μm以下。铁素体平均结晶粒径的下限没有特别限定，通常是4μm以上左右。
需要说明的是，铁素体的平均结晶粒径是使用根据JIS G0551中规定的剪切法来测定的。
此外，铁素体的平均结晶粒径主要通过调整钢板组成、冷轧轧制率、退火温度来控制到目标值。具体而言，采用含有C：0.01～0.12％、Si：0.005～0.5％、Mn：0.3～1.5％、P：0.005～0.2％、Al：0.10％以下、N：0.012％以下、Nb：0.005～0.10％(或者它们的优选范围)的组成(余量为铁和不可避免的杂质)，在870℃以上的终轧温度下进行热轧，在卷取之前以40℃/s以下的速度冷却，在620℃以上的温度下卷取成卷，接着，进行轧制率80％以上的冷轧后，在均热温度：650～750℃、均热时间：40s以下的条件下进行连续退火，由此得到7μm以下的结晶粒径。
·屈服强度(YP)：500MPa以上(涂装烧结后)
屈服强度是在确保焊接罐的耐压痕强度方面重要的因素。一般而言，耐压痕强度用板厚与屈服强度的关系式表示。在使用了现有DR材料的用途中应用本发明时，为了以DR材料的板厚(通常是0.15～0.17mm)确保压痕强度，将屈服强度设为500MPa以上。YP的上限不必限定，一般是700MPa以下左右。
·屈服比(YR)：0.9以上(涂装烧结后)
如果提高拉伸强度，则热轧时、冷轧时的变形阻力增高，轧制的操作性降低。另一方面，从罐体强度的观点出发，必须确保屈服强度在500MPa以上。换言之，必须提高屈服强度并减小拉伸强度，作为不妨碍操作而获得上述特性的条件，将屈服比设为0.9以上。对YR的上限没有特别限制，可以是最大值(＝1)。
需要说明的是，YP、TS主要通过调整钢板组成、冷轧轧制率、退火温度来控制成为目标值。具体而言，采用含有C：0.01～0.12％、Si：0.005～0.5％、Mn：0.3～1.5％、P：0.005～0.2％、Al：0.10％以下、N：0.012％以下、Nb：0.005～0.10％(或者它们的优选范围)的组成(余量为铁和不可避免的杂质)，在870℃以上的终轧温度下进行热轧，在卷取之前以40℃/s以下的速度冷却，在620℃以上的温度下卷取成卷，接着，进行80％以上的冷轧后，在均热温度：650～750℃、均热时间：40s以下的条件下进行连续退火，由此可以控制成为目标值。
涂装烧结前的YP和YR没有特别限定，但是分别为450～550MPa左右和85～95左右。
·总伸长率(E1)：10％以上(涂装烧结后)
伸长率(总伸长率)低于10％时，例如钢板难以应用于伴随着扩罐加工这样的高罐体加工的罐。因此，将总伸长率设为10％以上。总伸长率的上限没有必要特别限定，但是一般上限是50％左右。制成上述的铁素体单相细粒组织，作为确保总伸长率为10％以上的方法是有效的。
涂装烧结前的E1没有特别限定，为15～50％左右。
·Δr：-0.50～0(涂装烧结后)
在本发明中，作为各向异性的指标，使用由下式表示的Δr。
Δr＝(r0+r90-2×r45)/4
r0表示在轧制方向进行拉伸试验时的r值(Lankford value)，r45表示在与轧制方向成45°的方向进行拉伸试验时的r值，r90表示在与轧制方向成90°的方向进行拉伸试验时的r值。
Δr小于-0.50的钢板，例如在加工成DRD罐时，产生大的边部，因此毛边料增加，钢板的成品率降低。即，从成品率的观点出发，为了抑制边部发生量，必须将Δr设为-0.50～0的范围。此外，Δr的绝对值大时，在DRD罐、焊接罐的凸缘部产生由于圆周方向的板厚分布(板厚的不均)引起的凸缘褶皱，因此优选使用Δr：-0.45～0的钢。进而，在重视罐的圆形度的用途中，必须极力控制圆周方向的板厚分布，因此优选使Δr为-0.30～0。
需要说明的是，Δr主要通过调整热轧时的终轧温度、终轧后的冷却速度、卷取温度来控制成为目标值。具体而言，通过在870℃以上的终轧温度下进行热轧，在卷取之前以40℃/s以下的速度冷却，在620℃以上的温度下卷取成卷，由此可以将Δr控制成为目标值。
涂装烧结前的Δr没有特别限定，但是采用大致接近于烧结后的值。
接着，对罐用钢板母材的热轧钢板的组织进行说明。
·热轧钢板组织：铁素体单相组织、平均结晶粒径6μm以上
在本发明中，热轧钢板的组织，基本上是铁素体单相组织。“基本上”意味着与冷轧钢板(冷轧、退火、表面光轧后的钢板)的情况相同，即使是含有1％以下左右的渗碳体等时，只要起到本发明的作用效果，则判断为基本上为铁素体单相组织。
冷轧、连续退火、表面光轧后的钢板的各向异性，受到在热轧钢板阶段的铁素体粒径的很大影响。例如，图1表示在后述的实施例中所示的钢1中，进行冷轧轧制率：90％、均热温度：710℃、均热时间30s的连续退火而得到的冷轧钢板的各向异性与在热轧钢板阶段(热轧材料)的铁素体平均结晶粒径的关系。根据图1，热轧材料的铁素体平均结晶粒径小于6μm时，Δr小于-0.50，无法获得所需的各向异性的值。因此，热轧材料的铁素体平均结晶粒径优选为6μm以上。要使用Δr为-0.45～0的钢时，更优选热轧材料的铁素体平均结晶粒径为7μm以上。要使用Δr为-0.30～0的钢时，更优选热轧材料的铁素体平均结晶粒径为8μm以上。需要说明的是，上限没有特别限制，但通常热轧材料的铁素体平均结晶粒径为15μm以下左右。铁素体结晶粒径的测定方法与冷轧钢板相同。
另外，热轧材料的结晶粒径主要通过调整成分、热轧时的直到FT、CT的冷却速度、CT，来控制成为目标值。
需要说明的是，板厚和时效指数在保护范围中没有特别限定，但是在实施本发明方面，优选的条件为以下所示的范围。
·罐用钢板的理想板厚：0.2mm以下，热轧钢板的理想板厚：2mm以下
本发明主要是以拉延罐、焊接罐的薄壁化应用为目的，因此板厚主要利用0.2mm以下的。
从冷轧的操作性的观点出发，为了将本发明中提出的强度水平的钢制成板厚0.2mm以下，优选以94％左右、或者94％以下的轧制率进行轧制。因此，热轧材料的板厚优选为2mm以下。
·时效指数：30MPa以上
为了在涂装烧结后、层压处理后切实地获得屈服强度500MPa，优选将时效指数设为30MPa以上。需要说明的是，在本发明中，所谓时效指数表示赋予8％预变形后，进行100℃-60分钟的加热处理时的时效固化量。
接着，对本发明的罐用钢板及其母材热轧钢板的制造方法进行说明。
将调整为上述化学成分的钢水利用使用了转炉等通常公知的熔炼方法(steel making)进行熔炼(produce)，然后用连续铸造法(continuouscasting)等通常使用的铸造方法制成轧制原材料(钢块，尤其是钢坯)。
接着，使用通过上述而得到的轧制原材料，利用热轧，制成热轧钢板。热轧之前，优选将轧制原材料加热到1250℃以上(SRT≥1250℃)。这是由于钢中的N完全地固溶的缘故。粗轧开始温度优选为1350℃以下。
终轧温度设为870℃以上。此外，在卷取之前以40℃/s以下的速度冷却，在620℃以上的卷取温度下进行卷取。需要说明的是，从各向异性的观点出发，这里所得的热轧材料的铁素体平均结晶粒径为6μm以上。母材热轧钢板，利用以上的工序来制造，但是也可以实施后述的酸洗等。
制造罐用冷轧钢板时，进一步实施冷轧，但是之前通常将覆盖钢板表面的氧化皮(scale)通过酸洗除去。然后，以80％以上的轧制率进行冷轧后，在650～750℃的均热温度、40s以下的均热时间的条件下进行连续退火，以1.5％以下的表面光轧率进行表面光轧。以下，对各要素进行详细说明。
·热轧终轧温度(FT)：870℃以上
在热轧中的终轧温度，在控制各向异性方面成为重要的项目。在Nb添加钢中，为了确保Δr为-0.50以上(0以下)，必须将热轧材料的铁素体平均结晶粒径设为6μm以上，而且对聚集组织进行控制。为了得到这些特性，热轧终轧温度设为870℃以上。需要说明的是，FT为950℃以下，从抑制因氧化皮引起的缺陷的观点出发是优选的。
·终轧后、卷取之前的平均冷却速度：40℃/s以下
罐用钢板(冷轧钢板)的各向异性受到热轧材料的铁素体平均结晶粒径的很大影响。如上所述(参照图1)，为了使Δr在-0.50～0的范围内，必须使热轧材料的铁素体平均结晶粒径为6μm以上。为了使热轧材料的铁素体平均结晶粒径为6μm以上，必须降低热轧后的冷却速度，作为其条件，将终轧后的平均冷却速度设为40℃/s以下。这里，平均冷却速度是用从热轧结束开始到卷取成卷为止的温度降低量除以经过的时间而得到的值。
为了在整个宽度方向切实地获得Δr为-0.45～0的钢，优选将热轧材料的铁素体平均结晶粒径设为7μm以上，因此必须使平均冷却速度为30℃/s以下。
此外，为了在整个宽度方向切实地获得Δr为-0.30～0的钢，优选将热轧材料的铁素体平均结晶粒径设为8μm以上，因此必须使平均冷却速度为20℃/s以下。
平均冷却速度从生产率的观点出发，优选为10℃/s以上。
需要说明的是，冷却速度用例如冷却水的供给量等来控制。在一般的工业规模的热轧设备中，以最大强度水冷时的冷却速度为80～100℃/s左右，在通常的热轧中，从经济性的观点出发，以在该上限附近、至少50℃/s以上对钢板进行水冷。另一方面，完全不使用强制冷却方法时的冷却速度是数℃/s左右，但是由于卷取温度达到高温，产生因氧化皮引起的缺陷，因此作为工业生产方法是不现实的。
·卷取温度(CT)：620℃以上
为了使热轧材料的铁素体平均结晶粒径为6μm以上，必须提高卷卷取温度，作为其条件，将卷取温度设为620℃以上。从使Δr为-0.45～0的观点出发，优选为640℃以上。而且，为了获得Δr为-0.30～0的钢，卷取温度优选为700℃以上。
从脱氧化皮性的观点出发，卷取温度优选为750℃以下。
·冷轧轧制率(轧制率)：80％以上
冷轧中的轧制率，在本发明中是一个重要的条件。当在冷轧中的轧制率低于80％时，难以制造屈服强度为500MPa以上的钢板。而且，为了得到DR材料类的板厚(0.2mm以下，通常是0.17mm左右)，在低于80％的轧制率时，必须使热轧板的板厚至少为1mm以下，在操作上是困难的。因此，将轧制率设为80％以上。需要说明的是，一般的轧制设备的能力，在过大的冷轧轧制率的情况下，增大轧制载荷而不能轧制，因此冷轧轧制率的上限优选为96％左右。
·退火条件：均热温度650～750℃、均热时间40s以下
退火用连续退火法进行。连续退火中的均热温度，为了确保良好的加工性，必须设为钢板的再结晶温度以上，且为了使组织更加均匀，必须以650℃以上的温度进行均热。另一方面，超过750℃时，要想连续退火，为防止钢板的断裂必须尽力地降低速度，生产率降低。作为不使生产率降低的条件，设为750℃以下。对于均热时间而言，在40s以上这样的速度下无法确保生产率，因此均热时间设为40s以下。均热时间的下限没有特别限制，例如在到达均热温度(最高温度)后立即冷却的、均热时间为零的处理也没有问题。
·表面光轧率：1.5％以下
表面光轧率(利用表面光轧得到的轧制率)增高时，与DR材料同样，由于加工时导入的变形增大，因此延展性降低。在本发明中，为了用极薄的材料确保总伸长率为10％以上，将表面光轧率设为1.5％以下。
实施例
实施例1
将含有表1所示成分组成、且余量由Fe和不可避免杂质构成的钢在转炉中熔炼，得到钢坯。将得到的钢坯在1250℃下再次加热后，开始热轧。热轧在终轧温度880℃～900℃的范围内进行，在卷取之前以平均冷却速度20～40℃/s冷却，在卷取温度为620～700℃的范围内卷取成卷。接着，在酸洗后，以约90～94％的轧制率进行冷轧，制造0.17～0.2mm的薄钢板。使所得的薄钢板以加热速度15℃/秒到达690～750℃，在690～750℃进行20秒的连续退火。接着，在冷却后，实施表面光轧使得轧制率(以伸长率来测定)为1.5％以下，连续地实施通常的镀铬(电镀)，得到非镀锡钢板。需要说明的是，均热温度根据Nb添加量在690～750℃的范围内进行调整。
表1
  钢   C   Si   Mn   P   S   N   Nb   Al   备注
  1   0.05   0.010   0.6   0.070   0.005   0.009   0.035   0.05   本发明例
  2   0.07   0.010   0.8   0.070   0.005   0.010   0.035   0.05   本发明例
  3   0.12   0.010   0.5   0.100   0.005   0.005   0.050   0.05   本发明例
  4   0.12   0.010   1.1   0.050   0.005   0.010   0.020   0.05   本发明例
  5   0.02   0.010   0.6   0.070   0.005   0.011   0.050   0.05   本发明例
  6   0.12   0.005   0.6   0.005   0.010   0.010   0.050   0.06   本发明例
  7   0.12   0.010   0.6   0.100   0.010   0.010   0.120   0.05   比较例
  8   0.01   0.010   0.1   0.010   0.005   0.002   0.003   0.04   比较例
  20   0.05   0.010   0.6   0.070   0.005   0.007   0.035   0.05   本发明例
  21   0.05   0.010   0.6   0.070   0.005   0.003   0.035   0.05   本发明例
  22   0.05   0.010   0.6   0.070   0.005   0.015   0.035   0.05   比较例
  23   0.0047   0.010   0.6   0.070   0.005   0.009   0.035   0.05   比较例
  24   0.05   0.010   0.1   0.070   0.005   0.009   0.035   0.05   比较例
*单位：质量％
对如上得到的镀覆钢板(非镀锡钢板)进行210℃、20分钟的涂装烧结处理后，进行拉伸试验。此外，对结晶组织和平均结晶粒径进行研究(需要说明的是，结晶组织和平均结晶粒径在涂装烧结处理前后没有显著变化)。另外，对于热轧钢板，也同样研究了结晶组织和平均结晶粒径。研究方法如下。
拉伸试验，使用JIS5号尺寸的拉伸试验片(JIS Z 2201中记载)，测定屈服点伸长率、拉伸强度、伸长率(总伸长率)，对强度和延展性进行评价。r值测定使用JIS 5号一半尺寸的拉伸试验片(宽12.5mm、平行部35mm、记号间距20mm)进行，用下述方法测定Δr。
Δr＝(r0+r90-2×r45)/4
需要说明的是，r0表示在轧制方向进行拉伸试验时的r值，r45表示在与轧制方向成45°的方向进行拉伸试验时的r值，r90表示在与轧制方向成90°的方向进行拉伸试验时的r值。
结晶组织(热轧钢板、冷轧钢板)是将样品(轧制方向剖面)研磨后，以硝酸乙醇腐蚀液(nital：硝酸乙醇溶液)腐蚀结晶晶界，用光学显微镜进行观察。平均结晶粒径是通过对如上述观察的结晶组织，用JIS G0551中规定的剪切法进行测定。
所得的结果示于表2。
表2
Figure A20088000332100221
由表2可知，本发明例(No.1～6、20、21)的退火材料(镀覆钢板)组织的铁素体平均结晶粒径为7μm以下，此外通过组织观察确认为不含混粒的均匀且微细的铁素体单相组织。此外，根据表2可知，本发明例的强度和延展性两者均优良。另外，时效指数在含0.005％以上的N的发明例(No.1～6、20)中，达到30MPa，而且在含0.0060％以上的N的发明例(No.1、2、4～6、20)中达到40MPa。
另一方面，Nb含量过多的比较例(No.7)，各向异性不足，在Nb含量不足的比较例(No.8)中强度不足。
另外，在发明例中，热轧组织是平均粒径6μm以上的基本上的铁素体单相组织。
[实施例2]
将含有表3所示成分组成(与实施例1的No.1相同)、且余量由Fe和不可避免杂质构成的钢在实机转炉中熔炼，得到钢坯。将得到的钢坯在1250℃下再次加热后，开始热轧。热轧在终轧温度830℃～900℃进行，在卷取之前以平均冷却速度16～45℃/s冷却，在卷取温度为580～720℃的范围内卷取。接着，以75～94％的轧制率进行冷轧，制造0.15～0.18mm的薄钢板。使所得的薄钢板以加热速度20℃/秒到达630～740℃，在630～740℃进行20～30秒的连续退火。接着，在冷却后，实施表面光轧使得轧制率为1.5％以下，连续地实施通常的镀铬，得到非镀锡钢板。详细的制造条件如表4所示。
表3
  钢   C   Si   Mn   P   S   N   Nb   Al   备注
  1   0.05   0.010   0.6   0.070   0.005   0.009   0.035   0.05   本发明例
*单位：质量％
表4
No   终轧温度(℃)   终轧后冷却速度(℃/s)   卷取温度(℃)   冷轧轧制率(％)   退火温度(℃)   均热时间(s) 备注
  9   900   18   700   91   710   20   本发明例
  10   880   25   660   91   710   20   本发明例
  11   880   35   620   90   710   20   本发明例
  12   880   25   660   91   730   20   本发明例
  13   880   42   620   90   710   20   比较例
  14   880   45   580   90   710   20   比较例
  15   830   40   580   90   710   20   比较例
  16   880   18   700   91   630   30   比较例
  30   880   18   660   91   710   20   本发明例
  31   880   25   700   91   710   20   本发明例
  32   880   35   660   91   710   20   本发明例
  33   880   42   660   91   710   20   比较例
  34   880   25   620   91   710   20   本发明例
  35   880   18   700   91   710   20   本发明例
  36   880   16   720   91   710   20   本发明例
  37   880   18   640   91   710   20   本发明例
  38   880   18   620   91   710   20   本发明例
  39   880   18   600   91   710   20   比较例
  40   930   18   700   91   710   20   本发明例
  41   830   18   700   91   710   20   比较例
  42   880   18   700   94   710   20   本发明例
  43   880   18   700   85   710   20   本发明例
  44   880   18   700   75   710   20   比较例
  45   880   18   700   91   740   20   本发明例
对如上得到的镀覆钢板(非镀锡钢板)进行210℃、20分钟的涂装烧结处理后，进行拉伸试验，此外，对结晶组织和平均结晶粒径进行了研究。对于热轧钢板，也同样研究了结晶组织和结晶粒径。需要说明的是，各试验和研究方法与实施例1是同样的方法。
所得的结果示于表5。
表5
Figure A20088000332100251
由表5可知，本发明例(No.9～12等)，通过降低终轧后的冷却速度、提高卷取温度，得到各向异性小、且延展性高的高强度钢板。
另一方面，在终轧温度低、卷取温度低或者终轧后的冷却速度大的比较例(No.13～15等)中，虽然强度、延展性都达到了目标值，但是由于卷取温度低，所以成为各向异性大的钢板。在均热温度低的比较例(No.16等)中，虽然强度、各向异性都达到了目标值，但是由再结晶未结束而残留了一部分未再结晶，因此成为延展性小的钢板。
此外，对这些钢板进行拉延加工时，本发明例(No.9～12等)中，钢板的表面性状良好，未看到表面粗糙，边部的产生量也小。另一方面，Δr为-0.50以下的比较例，对于钢板而言，边部产生量增大。
需要说明的是，在发明例中，热轧组织是平均粒径6μm以上的基本上的铁素体单相组织。
产业上的可利用性
根据本发明，可以获得具有500MPa以上的屈服强度、0.9以上的屈服比、10％以上的总伸长率，而且Δr为-0.50～0的高强度高延展性罐用钢板。
详细而言，本发明通过使用固溶强化元素进行固溶强化，进而进行利用Nb、P、Mn等的复合强化(固溶强化、析出强化以及细粒化强化)，在维持高伸长率的同时使强度升高，因此即使在退火工序后的表面光轧为轧制率1.5％以下左右的轻压下，也可以可靠地制造屈服强度500MPa以上的钢板。
其结果是，通过使原板(钢板)高强度化，即使将焊接罐薄壁化，也可以确保高罐体强度。此外，对于需要底部的耐压强度的正压罐(pressured can)用途，也能够以现有壁厚得到高耐压强度。进而，通过提高延展性，也可以进行扩罐加工之类的高罐体加工。
此外，在拉延罐用途中，为了减小罐的毛边料而使成品率提高，必须防止边部产生，而在本发明中，通过使终轧温度为870℃以上、在卷取之前使冷却速度为40℃/s以下、使卷取温度为620℃以上，将Δr控制在-0.50～0的范围内，可以防止边部产生。
即，根据本发明，可以获得强度、延展性、各向异性所有特性均优良的钢板，因此适合作为以伴有高加工度的罐体加工的三片罐、正压罐之类需要耐压强度的二片罐为代表的罐用钢板。

Claims (4)

1.一种罐用钢板，具有如下组成以及基本上为铁素体单相的组织，铁素体的平均结晶粒径为7μm以下，所述组成以质量％计，含有C：0.01～0.12％、Si：0.005～0.5％、Mn：0.3～1.5％、P：0.005～0.2％、Al：0.10％以下、N：0.012％以下、Nb：0.005～0.10％，余量由铁和不可避免的杂质构成，
通过涂装烧结处理，能得到屈服强度：500MPa以上、屈服比：0.9以上、总伸长率：10％以上、Δr：-0.50～0的特性。
2.一种罐用钢板的制造方法，将钢在870℃以上的终轧温度下进行热轧，在卷取之前以40℃/s以下的平均冷却速度冷却，在620℃以上的卷取温度下卷取，接着，以80％以上的轧制率进行冷轧后，在650～750℃的均热温度、40s以下的均热时间的条件下进行连续退火，以1.5％以下的表面光轧率进行表面光轧，其中，
所述钢以质量％计，含有C：0.01～0.12％、Si：0.005～0.5％、Mn：0.3～1.5％、P：0.005～0.2％、Al：0.10％以下、N：0.012％以下、Nb：0.005～0.10％，余量由铁和不可避免的杂质构成。
3.一种热轧钢板，具有如下组成以及基本上为铁素体单相的组织，铁素体的平均结晶粒径为6μm以上，所述组成以质量％计，含有C：0.01～0.12％、Si：0.005～0.5％、Mn：0.3～1.5％、P：0.005～0.2％、Al：0.10％以下、N：0.012％以下、Nb：0.005～0.10％，余量由铁和不可避免的杂质构成。
4.一种热轧钢板的制造方法，将钢在870℃以上的终轧温度下进行热轧，在卷取之前以40℃/s以下的平均冷却速度冷却，在620℃以上的卷取温度下卷取，其中，
所述钢以质量％计，含有C：0.01～0.12％、Si：0.005～0.5％、Mn：0.3～1.5％、P：0.005～0.2％、Al：0.10％以下、N：0.012％以下、Nb：0.005～0.10％，余量由铁和不可避免的杂质构成。
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