CN102414336A - 超薄钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种在板厚度为0.4mm以下的薄型钢板中，特殊元素的添加量低，能兼顾良好的加工性和耐时效性，而且即使是宽度宽的卷材也能够通过稳定地在连续退火工序中通板而制造的超薄钢板及其制造方法，其特征在于，以质量％计含有C：0.0004～0.0108％、N：0.0032～0.0749％、Si：0.0001～1.99％、Mn：0.006～1.99％、S：0.0001～0.089％、P：0.001～0.069％、Al：0.070～1.99％，另外按Ti：0.0005～0.0804％、Nb：0.0051～0.0894％、Ti+Nb：0.0101～0.1394％的范围内含有Ti和Nb中的1种或2种，另外满足N-C≥0.0020％、C+N≥0.0054％、Al/N＞10、(Ti+Nb)/Al≤0.8、(Ti/48+Nb/93)×12/C≥0.5、0.31＜(Ti/48+Nb/93)/(C/12+N/14)≤2.0的关系，剩余部分包括铁及不可避免的杂质，且板厚度为0.4mm以下。

Description

超薄钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及以食品罐、饮料罐、各种盒等所用的容器用钢板为代表的超薄钢板及其制造方法。具体而言，提供在钢板制造领域能够高生产率地制造的、且耐时效性、成形性优良的超薄钢板。
背景技术
一般，在加工用钢板中，为了以良好的平衡兼顾加工性和强度，并且避免发生如损害成形后的产品的表面性状这样的拉伸应变(stretcherstrain)，要求降低时效性。
另一方面，从钢板的制造方面考虑，从低成本化、生产率的观点出发，优选能够在低温下进行退火，但薄型材料在钢板制造时的连续退火工序中容易产生被称为热瓢曲(heat buckle)的钢板的弯曲，为了避免其发生，要求再结晶温度低，从而可以在更低温下进行退火。特别是，在通板卷材的板宽度宽时，由于因难以在整体的板宽度上均匀地控制外力而容易发生热瓢曲，因而在超薄材料中，尽管钢板用户从提高使用时的生产率的观点出发一直要求宽度宽的卷材，但不能提供宽度宽的卷材，这成为长期性的课题。
为了提高加工性，且抑制拉伸应变，下述专利文献1～6中记载了通过降低C、N含量，进而添加Ti、Nb、B等碳氮化物形成元素进行非时效化的技术。但是，由于这些元素大幅度地提高钢板的再结晶温度，因而在作为本发明目的的薄型材料中，从热瓢曲的观点出发使用受到限制。此外，大量的添加对合金成本的影响是不可避免的，而且在食品相关材料中，还要担心健康问题。
此外，在专利文献7中，公开了降低了C含量的深拉深性和制耳性优良的罐用钢板。另外，在专利文献8中，为了防止表面粗糙而谋求实现TiN、NbC的微细析出，或者，在专利文献9中，谋求降低来自于钢板表面的铁离子的溶出，公开了降低了N及Al含量的表面处理用原板或制罐用钢板。此外，在专利文献10中，谋求降低制造成本，公开了降低了C及N含量的制罐用钢板的制造方法。
但是，如上述专利文献1～10中所记载这样的降低了C、N含量的材料的强度下降，因而在本发明的作为目的的薄型材料中，产生确保容器强度的问题，如果为了确保强度而添加Mn、Si、P等强化元素，则镀覆性或耐腐蚀性等表面特性产生问题。此外，作为不依赖添加强化元素的强化方法，在退火后进行再冷轧的方法正在实用化中，但加工性的大幅度降低是不可避免的。
另外，在容器的制造过程中，为了形成容器本身或把手等，多采用焊接，但C、N含量低的材料在钢的冷却过程中的组织变化中多焊接强度不足。此外，作为在焊接现场简易测定焊接好坏的方法，进行被称为海恩(Heyn)试验的试验，即拉伸焊接线部，在焊接热影响部撕拽焊接部，观察此时的焊接线部的形态的试验，但如果此时焊接线部过软，则焊接线部断裂，不能进行正常的试验，不仅给决定适当的焊接条件带来障碍，而且还不能选择具有良好的焊接性的材料。此外，如果C、N含量低，则在焊接时的热影响部，结晶组织粗大化、软质化，因而在加工焊接部时，应变集中在软质化的热影响部，从而加工性劣化。
此外，超低C、N钢在制造工序的途中，有时由于制造条件而发生渗碳或吸氮，卷材内及生产批次(production lot)的材质出现偏差。根据Ti或Nb等的添加量，而使析出物的形态或量容易由于制造工序的热过程(thermal history)而发生变化，这也是卷材内材质偏差的原因。
也就是说，在这些以往技术中，不能得到考虑了强度和加工性、耐时效性、镀覆性等特性、及热瓢曲或合金成本、以及焊接部特性或焊接时的材料的处理容易度的高层次地满足生产率或制造成本的钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第3247139号公报
专利文献2：日本特开2007-204800号公报
专利文献3：日本特开平5-287449号公报
专利文献4：日本特开2007-31840号公报
专利文献5：日本特开平8-199301号公报
专利文献6：日本特开平8-120402号公报
专利文献7：日本特开平11-315346号公报
专利文献8：日本特开平10-183240号公报
专利文献9：日本特开平11-071634号公报
专利文献10：日本特开平8-041548号公报
发明内容
发明要解决的课题
本发明的课题在于，提供超薄钢板及其制造方法，该方法在板厚度为0.4mm以下的薄型钢板中，通过将钢成分限定在镀覆性或食品卫生上不产生问题的特定范围内，能够抑制发生关于加工性、时效性、焊接部特性等方面的问题，而且通过将再结晶温度抑制在较低温度且较高地确保高温强度，即使是宽度宽的卷材也能够使连续退火工序中的通板性良好，能够稳定地制造。
用于解决课题的手段
本发明用以往所应用的添加Ti、Nb的超低碳钢作为基础，通过使其进一步发展，解决上述课题，能够解决薄型钢板中特别成为问题的课题。也就是说，本发明通过在添加Ti、Nb的钢中，将Ti、Nb限定在特定的范围内，进而提高N含量，且大量添加Al，使碳化物或氮化物的状态以优选的状态析出，不仅改善了特性，而且还大幅度提高生产率。
具体而言，本发明具有下述(a)～(c)的特征。
(a)边降低C含量边不使N含量极度降低，N含量为C含量以上。
N通过与(b)、(c)中所示的Ti、Nb、Al键合形成氮化物，而在确保常温强度、确保高温强度、优化再结晶温度中发挥效果。
此外，冷轧时存在的固溶N提高冷轧加工应变的蓄积，促进退火时的再结晶。另外，通过控制焊接时的结晶组织变化，适度地付与淬透性，可以付与焊接部的强度、加工性。此外，在焊接评价试验(海恩试验)中，通过提高焊接部的强度可以抑制焊接线部的断裂，从而可以进行正常的试验。
(b)限定在特定的范围内而添加Ti、Nb中的至少1种作为必需元素。通过使这些元素形成氮化物、碳化物，在确保常温强度、确保高温强度、优化再结晶温度中发挥效果，且抑制由固溶C、固溶N形成的时效，从而提高耐时效性。
(c)大量添加Al。这与(a)的结果是，形成大量的AlN，在确保常温强度、确保高温强度、优化再结晶温度中发挥效果，且抑制由固溶N形成的时效，从而提高耐时效性。
作为本发明的要点的部分为权利要求范围中所记载的如下内容。
(1)一种超薄钢板，其特征在于，
以质量％计含有C：0.0004～0.0108％、N：0.0032～0.0749％、Si：0.0001～1.99％、Mn：0.006～1.99％、S：0.0001～0.089％、P：0.001～0.069％、Al：0.070～1.99％，
进而，在Ti：0.0005～0.0804％、Nb：0.0051～0.0894％、Ti+Nb：0.0101～0.1394％的范围内含有Ti和Nb中的1种或2种，
进而，满足N-C≥0.0020％、C+N≥0.0054％、Al/N＞10、(Ti+Nb)/Al≤0.8、(Ti/48+Nb/93)×12/C≥0.5、0.31＜(Ti/48+Nb/93)/(C/12+N/14)≤2.0的关系，剩余部分包括铁及不可避免的杂质，且板厚度为0.4mm以下。
(2)(1)所述的超薄钢板，其特征在于，晶粒的平均直径为30μm以下。
(3)(1)或(2)所述的超薄钢板，其特征在于，在210℃下30分钟的时效后的屈服点伸长率为4.0％以下。
(4)(1)或(2)所述的超薄钢板，其特征在于，表面硬度HR30T为51～71、屈服应力为200～400MPa、拉伸强度为320～450MPa、总伸长率为15～45％。
(5)(3)所述的超薄钢板，其特征在于，表面硬度HR30T为51～71、屈服应力为200～400MPa、拉伸强度为320～450MPa、总伸长率为15～45％。
(6)一种超薄钢板的制造方法，其特征在于，其为(1)～(5)中的任一项所述的超薄钢板的制造方法，在将具有(1)所述的组成的钢坯或铸坯加热而进行热轧后，以80～99％的冷轧率进行冷轧，进行再结晶率为100％的退火。
(7)(6)所述的超薄钢板的制造方法，其特征在于，用连续退火进行所述冷轧后的退火，将此时的退火温度规定为641～789℃。
(8)(6)或(7)所述的超薄钢板的制造方法，其特征在于，在所述退火后通过干轧进行再冷轧，将其压下率规定为5％以下。
发明效果
根据本发明，能够得到抑制了时效性，且具有良好的强度与延展性的平衡、焊接相关特性的钢板。另外，本发明钢由于再结晶温度比以往材料低而可以进行低温退火，而且高温强度高，因而能够提供避免了在板厚度特别薄的材料中发生热瓢曲的可以高效率的制造的超薄钢板及其制造方法。
具体实施方式
以下，对本发明进行详细说明。
首先，对本发明作为对象的钢板的厚度进行说明。
本发明限定在板厚度为0.40mm以下的钢板。本发明的效果本身虽是与板厚度无关地产生的，但本发明的主要目的是提高连续退火时的通板性，如果是板厚度超过0.40mm这样的材料，则连续退火时的通板性很少成为问题，因而课题本身也不存在。
此外，板厚度超过0.40mm这样的厚型的材料与本发明作为对象的钢板不同，进一步要求高伸长率、高r值，因而一般多在超过800℃这样的高温下进行退火，有时在如此的高温下本发明的效果也减小。也就是说，本发明的效果是不能从以往的以厚型的材料作为对象的技术产生的，并且在厚型材料的制造技术中应用也没有意义。因此，将对象材料的板厚度限定在0.40mm以下。优选为0.30mm以下，更优选为0.20mm以下，进一步优选为0.15mm以下，更进一步优选为0.12mm以下，更进一步优选为0.10mm以下。
接着，对成分进行说明。成分都以质量％计表示。
一般从加工性等方面出发，C优选低，但如果以降低炼钢工序中的脱气负荷为目的，则越高越好，将上限规定为0.0108％。特别是在时效性小、需要良好的延展性时，如果降低到0.0068％以下，则可以大幅度地提高特性，优选为0.0048％以下，如果在0.0038％以下，则取决于Ti、Nb添加量，但能够回避时效问题。更优选为0.0033％以下，进一步优选为0.0029％以下，更进一步优选为0.0026％以下，更进一步优选为0.0023％以下，更进一步为0.0018％以下，如果为0.0013％以下，则不取决于Ti、Nb添加量，而能够回避时效。但是，另一方面，0.01％以下的区域的C降低导致脱气成本的上升，并且还容易产生由于由渗碳等造成的C量变动而引起的材质变化，因此将下限规定为0.0004％。优选为0.0006％以上，更优选为0.0011以上，进一步优选为0.0016以上。
而且，从确保高温强度或再结晶温度低温化、基于焊接时抑制热影响部的组织粗大化的焊接部加工性的观点出发，进一步提高是有利的。
优选为0.0021％以上，更优选为0.0026％以上，进一步优选为0.0031％以上，更进一步优选为0.0036％以上。如果C量提高，则从时效性的观点出发，产生增加Ti、Nb添加量的需要。
N对作为本发明中的重要的效果的耐时效性和强度来说是重要的元素，作为强度不仅控制产品强度而且控制退火工序中的高温强度，进而确保基于焊接时抑制热影响部的组织粗大化的焊接部加工性。
在本发明中，由于N的大部分形成某种氮化物，因而如果太多地含有，则有时加工性劣化，因此将上限规定为0.0749％。此外，虽与氮化物形成元素的含量保持均衡，但有时使耐时效性显著劣化，因此作为N量优选规定为0.0549％以下，更优选为0.0299％以下，进一步优选为0.0199％以下，更进一步优选为0.0149％以下，更进一步优选为0.0129％以下，更进一步优选为0.0109％以下，更进一步优选为0.0099％以下，更进一步优选为0.0089％以下，更进一步优选为0.0079％以下，更进一步优选为0.0069％以下，更进一步优选为0.0059％以下，更进一步优选为0.0049％以下，更进一步优选为0.0039％以下。另一方面，如果过低则氮化物量不足，不能发挥本发明的用于确保高温强度或产品强度、基于焊接时抑制热影响部的组织粗大化的焊接部加工性的效果，只能增加真空脱气处理成本。
因此将下限规定为0.0032％。如果考虑到不能确保必要的产品强度或难以确保作为本发明的特征的高温强度，则优选为0.0042％以上，更优选为0.0047％以上，进一步优选为0.0052％以上，更进一步优选为0.0057％以上，更进一步优选为0.0062％以上，更进一步优选为0.0072％以上，更进一步优选为0.0082％以上，更进一步优选为0.0092％以上，更进一步优选为0.0102％以上，更进一步优选为0.0122％以上，更进一步优选为0.0142％以上，更进一步优选为0.0162％以上，更进一步优选为0.0182％以上，更进一步优选为0.0202％以上，更进一步优选为0.0222％以上，更进一步优选为0.0242％以上，更进一步优选为0.0272％以上，更进一步优选为0.0302％以上，更进一步优选为0.0352％以上，更进一步优选为0.0402％以上。
为了通过相变行为控制热轧时的碳化物或氮化物形态而得到耐时效性，Si限定在0.0001～1.99％的范围内。从确保镀覆性和延展性的观点出发，优选为1.49％以下，更优选为0.99％以下，进一步优选为0.49％以下，更进一步优选为0.29％以下，更进一步优选为0.19％以下，更进一步优选为0.099％以下，更进一步优选为0.049％以下，更进一步优选为0.029％以下，更进一步优选为0.019％以下，更进一步优选为0.014％以下。
另一方面，为了确保产品强度及确保退火工序中的高温强度，也可以积极地添加，优选为0.0006％以上，更优选为0.0011％以上，进一步优选为0.0016％以上，更进一步优选为0.0021％以上，更进一步优选为0.0041％以上，更进一步优选为0.0061％以上，更进一步优选为0.0081％以上，更进一步优选为0.011％以上。
为了通过相变行为控制热轧时的碳化物或氮化物形态而得到耐时效性，Mn限定在0.006～1.99％的范围内。从确保镀覆性和延展性的观点出发，优选为1.49％以下，更优选为1.29％以下，进一步优选为0.99％以下，更进一步优选为0.79％以下，更进一步优选为0.59％以下，更进一步优选为0.49％以下，更进一步优选为0.39％以下，更进一步优选为0.29％以下，更进一步优选为0.19％以下。另一方面，为了确保产品强度及确保退火工序中的高温强度，也可以积极地添加，优选为0.006％以上，更优选为0.011％以上，进一步优选为0.016％以上，更进一步优选为0.021％以上，更进一步优选为0.041％以上，更进一步优选为0.061％以上，更进一步优选为0.081％以上，更进一步优选为0.11％以上。
为了通过相变行为控制热轧时的硫化物的形态，并且控制C或N的晶界偏析行为而得到耐时效性，S限定在0.0001～0.089％的范围内。如果硫化物增多，则由于容易产生以其为起点的断裂，因此从确保延展性的观点出发，优选为0.059％以下，更优选为0.049％以下，进一步优选为0.039％以下，更进一步优选为0.029％以下，更进一步优选为0.019％以下，更进一步优选为0.014％以下，更进一步优选为0.011％以下，更进一步优选为0.009％以下，更进一步优选为0.007％以下，更进一步优选为0.005％以下，更进一步优选为0.004％以下。另一方面，由于还具有通过形成Ti系碳硫化物而抑制碳时效(基于C的时效)的效果，因此也可以积极地添加，优选为0.0006％以上，更优选为0.0011％以上，进一步优选为0.0021％以上，更进一步优选为0.0031％以上，更进一步优选为0.0041％以上，更进一步优选为0.0051％以上，更进一步优选为0.0061％以上，更进一步优选为0.0071％以上，更进一步优选为0.0081％以上，更进一步优选为0.0091％以上，更进一步优选为0.0101％以上，更进一步优选为0.011％以上，更进一步优选为0.012％以上，更进一步优选为0.013％以上，更进一步优选为0.014％以上，更进一步优选为0.016％以上，更进一步优选为0.018％以上，更进一步优选为0.021％以上，更进一步优选为0.026％以上。
为了通过控制C或N的晶界偏析行为而得到耐时效性，P限定在0.001～0.069％的范围内。从确保耐腐蚀性的观点出发，优选为0.059％以下，更优选为0.049％以下，进一步优选为0.039％以下，更进一步优选为0.029％以下，更进一步优选为0.019％以下，更进一步优选为0.014％以下，更进一步优选为0.011％以下，更进一步优选为0.009％以下，更进一步优选为0.007％以下，更进一步优选为0.005％以下，更进一步优选为0.004％以下。另一方面，从通过晶粒微细化而确保强度的观点及确保退火工序中的高温强度的观点出发，也可以积极地添加，优选为0.0031％以上，更优选为0.0051％以上，进一步优选为0.0071％以上，更进一步优选为0.0091％以上，更进一步优选为0.011％以上，更进一步优选为0.016％以上，更进一步优选为0.021％以上，更进一步优选为0.026％以上。
一般为脱氧而添加Al，但在本发明中，为了如后述那样控制氮化物形态，还需要对其它氮化物形成元素的添加量进行控制。如果过少则钢中氧化物增多，有时使加工性下降，如果大量含有则镀覆性下降，因此规定为0.070～1.99％。如果还考虑到添加成本，则优选为1.49％以下，更优选为0.99％以下，进一步优选为0.69％以下，更进一步优选为0.49％以下，更进一步优选为0.44％以下，更进一步优选为0.39％以下，更进一步优选为0.34％以下，更进一步优选为0.29％以下，更进一步优选为0.24％以下，更进一步优选为0.195％以下，更进一步优选为0.145％以下。另一方面，从抑制氮时效(基于N的时效)及确保退火工序中的高温强度的观点出发，积极地添加是有效果的，优选为0.076％以上，更优选为0.081％以上，进一步优选为0.086％以上，更进一步优选为0.096％以上，更进一步优选为0.106％以上，更进一步优选为0.116％以上，更进一步优选为0.126％以上，更进一步优选为0.146％以上，更进一步优选为0.166％以上，更进一步优选为0.186％以上，更进一步优选为0.206％以上，更进一步优选为0.256％以上，更进一步优选为0.306％以上，更进一步优选为0.406％以上，更进一步优选为0.506％以上。
在本发明中，Ti和Nb中的至少其中1种是必需的元素，需要有意图地含有。可以只含有其中1种，也可以两种都含有。为了产生本发明的效果，相对于Ti更优选Nb，如果合计为相同的量，则相对于Ti优选较多地含有Nb，规定为Ti＜Nb对于得到作为目的的效果是适合的。因此，将各元素的适当的含量范围设定在Nb比Ti高的区域。再有，对于不是有意图地添加的元素，可以认为也有时从原料等不可避免地混入，但无论是该元素还是含有的量都是发挥本发明的效果的，其为本发明中的含量的对象。
期待耐时效性而含有Ti作为碳化物、氮化物或碳氮化物形成元素，但为了控制碳化物、氮化物或碳氮化物的形态，还需要加上其它碳化物、氮化物或碳氮化物形成元素的含量，需要考虑了对再结晶温度或高温强度、基于焊接时抑制热影响部的组织粗大化的焊接部加工性的影响的控制。如果过少，不仅使耐时效性劣化，而且有时难确保高温强度，如果大量添加，则合金成本上升，并且取决于C、N、Al、Nb量，但由于过大量的碳化物、氮化物或碳氮化物的形成或固溶Ti的过度残存，再结晶温度的上升变得显著，因此规定为0.0005～0.0804％。从形成氮化物的观点出发，在本发明钢中主要添加Al，因此Ti的重要性降低。如果还考虑到镀覆性，则优选为0.0694％以下，更优选为0.0594％以下，进一步优选为0.0494％以下，更进一步优选为0.0394％以下，更进一步优选为0.0344％以下，更进一步优选为0.0294％以下，更进一步优选为0.0244％以下，更进一步优选为0.0194％以下，更进一步优选为0.0174％以下，更进一步优选为0.0154％以下，更进一步优选为0.0134％以下。如果作为目标添加0.010％以上的足够量的Nb，或者作为目标添加0.11％以上的足够量的Al，则也能够更进一步优选为0.0114％以下，更进一步优选为0.0094％以下，更进一步优选为0.0074％以下，更进一步优选为0.0054％以下。另一方面，从抑制碳时效和氮时效及确保退火工序中的高温强度的观点出发，积极地添加是有效的，优选为0.0042％以上，更优选为0.0052％以上，更优选为0.0062％以上，进一步优选为0.0072％以上，更进一步优选为0.0082％以上，更进一步优选为0.0092％以上，更进一步优选为0.0102％以上，更进一步优选为0.0116％以上，更进一步优选为0.0136％以上，更进一步优选为0.0156％以上，更进一步优选为0.0186％以上，更进一步优选为0.0206％以上，更进一步优选为0.0256％以上，更进一步优选为0.0306％以上，更进一步优选为0.0406％以上。
与Ti同样，作为碳化物、氮化物或碳氮化物、特别是碳化物、碳氮化物形成元素含有Nb，可以期待耐时效性，但为了控制碳化物、氮化物或碳氮化物的形态，还需要加上其它碳化物、氮化物或碳氮化物形成元素的含量，需要考虑了再结晶温度或高温强度、基于焊接时抑制热影响部的组织粗大化对焊接部加工性的影响的控制。如果过少则碳化物、碳氮化物的形成不足，不仅使耐时效性劣化，而且有时难确保高温强度，如果大量添加则合金成本上升，并且取决于C、N、Al、Ti量，但由于过大量的碳化物、氮化物或碳氮化物的形成或固溶Nb的过度残存，再结晶温度的上升变得显著，因此规定为0.0051～0.0894％。如果还考虑到镀覆性，则优选为0.0694％以下，更优选为0.0594％以下，进一步优选为0.0494％以下，更进一步优选为0.0394％以下，更进一步优选为0.0344％以下，更进一步优选为0.0294％以下，更进一步优选为0.0244％以下，更进一步优选为0.0194％以下，更进一步优选为0.0174％以下，更进一步优选为0.0154％以下，更进一步优选为0.0134％以下。另一方面，从抑制碳时效和氮时效及确保退火工序中的高温强度的观点出发，积极地添加是有效的，优选为0.0062％以上，更优选为0.0072％以上，进一步优选为0.0082％以上，更进一步优选为0.0092％以上，更进一步优选为0.0102％以上，更进一步优选为0.0112％以上，更进一步优选为0.0122％以上，更进一步优选为0.0136％以上，更进一步优选为0.0156％以上，更进一步优选为0.0176％以上，更进一步优选为0.0206％以上，更进一步优选为0.0256％以上，更进一步优选为0.0306％以上，更进一步优选为0.0406％以上，更进一步优选为0.0506％以上。
如有关Ti或Nb的记述所示，在形成碳化物、氮化物或碳氮化物以及确保高温强度中，[Ti+Nb]需要确保必要的量，需要规定为0.0101％以上。优选为0.0121％以上，更优选为0.0141％以上，进一步优选为0.0161％以上，更进一步优选为0.0181％以上，更进一步优选为0.0211％以上，更进一步优选为0.0241％以上，更进一步优选为0.0271％以上，更进一步优选为0.0301％以上，更进一步优选为0.0331％以上，更进一步优选为0.0361％以上，更进一步优选为0.0391％以上，更进一步优选为0.0421％以上，更进一步优选为0.0461％以上，更进一步优选为0.0501％以上，更进一步优选为0.0561％以上。另一方面，取决于C、N、Al量，但过剩的添加导致大量残存固溶Ti、固溶Nb，损害本发明钢的有用的特征。因此，将上限规定为0.1394％。优选为0.1194％以下，更优选为0.0994％以下，进一步优选为0.0794％以下，更进一步优选为0.0594％以下，更进一步优选为0.0494％以下，更进一步优选为0.0444％以下，更进一步优选为0.0394％以下，更进一步优选为0.0344％以下，更进一步优选为0.0294％以下，更进一步优选为0.0244％以下，更进一步优选为0.0194％以下。
关于上述成分范围，从各个成分上看不是特别的规定条件。本发明的特征在于将这些成分范围限定在满足以下所示的特殊的关系的范围内，从而发挥本发明的特征性的非常有效的效果。特别是，C、N、Al、Ti、Nb的控制为本发明的特征。
关于固溶C和N而存在的C和N，有效地蓄积冷加工中的应变，使退火时的再结晶的驱动力上升，伴随着晶粒的微细化，作为结果再结晶温度下降，从而工业上可以使退火温度降低。此外，固溶C、固溶N及由于它们而引起的晶粒微细化也非常有助于确保高温强度。因而在节能及设备投资方面是有效的，并且还有助于提高通板性。与此同时，它们对于在焊接时付与适度的淬透性且抑制结晶组织粗大化，而确保焊接部的强度和加工性是有用的元素。通过使焊接部硬化，焊接部的耐断裂性提高，从而可以实施海恩试验。
但是，在本发明中，由于以下方面C和N的控制的取向性大不相同。C在工业脱气工序中比较容易降低，因而以该降低为主。
另一方面，N大量存在于大气中，从大气侵入钢液中，是在工业脱气工序中难以降低的元素，因而使其含在钢中而积极地加以利用。
此外，从耐时效性的观点出发要在钢中固定固溶C作为析出物，有不得不依赖Ti、Nb等特殊元素、特别是Nb的一面，从而由于添加成本或微细析出物形成、固溶Ti、固溶Nb的不可避免的残存而引起的再结晶温度上升等不良影响也大。另一方面，N在钢中的固定中可以应用Al，不仅在添加成本方面有利，而且在工业化的工艺中也能够比较容易地使AlN粗大化，由于固溶Al而引起的再结晶温度的上升也小，从而可以将工业上的不良影响抑制在较小范围内。如此形成的各种析出物也通过冷加工中的应变的蓄积、或结晶粒径控制等，有助于再结晶温度或高温强度的优选的控制。从这些观点出发，对于C、N、Al、Ti、Nb，在本发明中需要控制在特定的范围内。
将[N-C]规定为0.0020％以上是本发明的重要的条件。在精确地控制了Ti、Nb、Al的析出物的本发明钢中，通过将该值规定为0.0020％以上，可以大幅度地改善在薄型材料中特别成为问题的高温强度。此外，关于焊接时的淬透性提高或结晶组织粗大化的抑制，如后述还包含形成析出物的观点，从而与C相比应用N是有利的，可以发挥优选的效果。优选为0.0023％以上，更优选为0.0027％以上，进一步优选为0.0030％以上，更进一步优选为0.0024％以上，更进一步优选为0.0038％以上，更进一步优选为0.0043％以上，更进一步优选为0.0048％以上，更进一步优选为0.0053％以上，更进一步优选为0.0058％以上，更进一步优选为0.0063％以上，更进一步优选为0.0068％以上，更进一步优选为0.0075％以上，更进一步优选为0.0082％以上，更进一步优选为0.0089％以上。上限由于所述的C和N的限定而为0.0745％，但由于在极低C时规定为高N的制法的特殊性而使制造效率下降，因此优选规定为0.0590％以下。此外，在N多时，也取决于Al量，但形成粗大的AlN，如果AlN露出在钢板表面，则有时使表面性状劣化，或形成在钢板内部的AlN成为加工时的裂纹起点。因此，更优选为0.0490％以下，进一步优选为0.0390％以下，更进一步优选为0.290％以下。
在严格要求制造效率的管理时，优选为0.0240％以下，更优选为0.0190％以下，进一步优选为0.0140％以下，更进一步优选为0.0120％以下，更进一步优选为0.0100％以下，更进一步优选为0.0090％以下。
将[C+N]规定为0.0054％以上也是本发明的重要的条件。在本发明中，对于确保产品强度及高温强度、以及通过蓄积冷轧应变促进退火时的再结晶(再结晶温度的低温化)或确保焊接强度，C和N起到重要的作用。在该值低时，引起产品强度不足、退火通板性劣化、焊接强度不足或不可以实施海恩试验这样的问题。此外，如果该值低，则引起冷轧应变的蓄积的下降、冷轧前粒径的粗大化、由于Ti、Nb含量引起的固溶Ti、固溶Nb的上升等，从而冷轧后的再结晶温度提高，需要高温退火，因此退火通板性劣化。一般为了提高产品强度，而采用提高Si、Mn、P等的含量的方法，但在该方法中不能充分确保高温强度，再结晶温度也没有降低，失去本发明的优选的特征。
所以，[C+N]的控制对于确保本发明的优选的特征是重要的。优选为0.0061％以上，更优选为0.0068％以上，进一步优选为0.0075％以上，更进一步优选为0.0082％以上，更进一步优选为0.0092％以上，更进一步优选为0.00102％以上，更进一步优选为0.0112％以上，更进一步优选为0.0122％以上，更进一步优选为0.0132％以上，更进一步优选为0.0152％以上。另一方面，如果过多，则加工性及耐时效性劣化。上限由于所述的C和N的限定而为0.0857％。优选为0.0800％以下，更优选为0.0600％以下，进一步优选为0.0400％以下，更进一步优选为0.0300％以下，更进一步优选为0.0250％以下，更进一步优选为0.0200％以下，更进一步优选为0.0150％以下，更进一步优选为0.0120％以下，更进一步优选为0.0100％以下，更进一步优选为0.0090％以下，更进一步优选为0.0080％以下，更进一步优选为0.0070％以下，更进一步优选为0.0060％以下。
另外，本发明的效果是通过相对于N大量含有Al而产生的。使[Al/N]超过10是必要的。优选为超过11.1，更优选为超过12.1，进一步优选为超过13.1，更进一步优选为超过14.1，更进一步优选为超过15.1，更进一步优选为超过16.1，更进一步优选为超过17.1，更进一步优选为超过18.1，更进一步优选为超过19.1，更进一步优选为超过21.1，更进一步优选为超过23.1，更进一步优选为超过25.1，更进一步优选为超过30.1，更进一步优选为超过35.1，更进一步优选为超过40.1，更进一步优选为超过45.1，更进一步优选为超过55.1。
由于所述的Al和N的限定，上限为781，但如果Al量过剩地增加，则除了添加成本上升以外，如所述由于N含量而形成粗大的AlN，也成为使钢板表面性状或加工性劣化的原因。此外，如果N少，仅Al过剩，固溶Al大量残存，则容易引起制造工序中的吸氮，侵入了钢中的N形成微细的AlN，使卷材内的材质变动增大。另外由于焊接时难以产生AlN的熔解，材料的淬透性降低，因而焊接部软质化，对海恩试验的正常实施产生障碍。由于也取决于N量，因此不能一概而论，但需要注意上述情况而控制[Al/N]的上限。优选为70.0以下，更优选为60.0以下，进一步优选为50.0以下，更进一步优选为40.0以下，更进一步优选为30.0以下。
为了固定N而比较多地含有Al，基于将Ti和Nb限于固定N及C、以及通过固溶确保高温强度所需的最小量这样的本发明的基本方针确定上限，[(Ti+Nb)/Al]规定为0.8以下。要充分得到本发明的效果，增加Al是重要的，优选为0.6以下，更优选为0.5以下，进一步优选为0.44以下，更进一步优选为0.39以下。如果Al少，Ti、Nb多，则取决于N含量，但N由于作为微细的Ti、Nb的氮化物大量析出，或固溶Ti、固溶Nb增多，也有时无意地使再结晶温度上升。此外，如果Ti、Nb的碳化物或氮化物过度地稳定化，则不能通过焊接时的热来熔解，确保淬透性的固溶C或固溶N减少，也有时产生由于焊接部的断裂而引起的海恩试验的故障。再有，由于Ti及Nb是必需的元素，因而[(Ti+Nb)/Al]的值不为零，根据上述各元素的限定，下限值为0.005，但为了边得到Ti、Nb的效果边抑制过剩Al的影响，优选规定为0.04以上，更优选为0.06以上，进一步优选为0.08以上，更进一步优选为0.10以上，更进一步优选为0.12以上，更进一步优选为0.14以上，更进一步优选为0.16以上，更进一步优选为0.18以上，更进一步优选为0.20以上，更进一步优选为0.22以上，更进一步优选为0.26以上，更进一步优选为0.31以上，更进一步优选为0.36以上。如果Al少，而且Ti、Nb也不足，则有时C、N的固定不充分而耐时效性劣化，或退火时或焊接时的晶粒粗大化的抑制效果减小，或不能产生所希望的退火通板性，或者也有时焊接部的加工性劣化。
为了降低固溶C而提高耐时效性，将[(Ti/48+Nb/93)×12/C]规定为0.5以上。优选为0.7以上，更优选为0.9以上，进一步优选为1.1以上，更进一步优选为1.4以上，更进一步优选为1.7以上，更进一步优选为2.0以上。如果该值过高，则固溶Ti、固溶Nb增多，不仅再结晶温度无意地提高，而且还有碳化物及氮化物过度地稳定化，焊接时的淬透性下降等损害本发明钢的优选的特征的一面，因此优选规定为15.0以下。更优选为10.0以下，进一步优选为8.0以下，更进一步优选为7.0以下，更进一步优选为6.0以下，更进一步优选为5.0以下，更进一步优选为4.0以下，更进一步优选为3.0以下。
为了避免由于固溶Ti、固溶Nb而引起的过度的再结晶温度上升、及由于碳化物或氮化物的过度的稳定化引起的焊接强度不足，将[(Ti/48+Nb/93)/(C/12+N/14)]规定为2.0以下。优选为1.8以下，更优选为1.7以下，进一步优选为1.6以下，更进一步优选为1.5以下，更进一步优选为1.4以下，更进一步优选为1.3以下，更进一步优选为1.2以下，更进一步优选为1.1以下，更进一步优选为1.0以下，更进一步优选为0.9以下，更进一步优选为0.8以下。如果该值过低，则固溶C、固溶N增多，损害本发明钢的优选的特征，因而规定为超过0.31。优选为超过0.36，更优选为超过0.41，进一步优选为超过0.46，更进一步优选为超过0.51，更进一步优选为超过0.61。
本发明中的C、N、Al、Ti、Nb的影响有时由于处于固溶状态的元素、形成析出物的元素、其量和种类、或者评价各种特性的状况等而复杂地变化，从而相互问相互影响而变得非常复杂，有关于机理也难说完全清楚的一面。虽然如此，但是控制在本发明的范围内的钢板中，可以确实得到本发明的优选的效果。
一般在工业的钢铁产品中，由于原材料而不可避免地或者具有某种目的地含有各种元素。可以根据目的或用途控制、添加这些元素，由此不会完全失去本发明的效果。作为大致的基准，在以下，本发明示出在作为主要目的的容器用超薄钢板中设想的添加范围。
Cr：0.49％以下、V：0.049％以下、Mo：0.049％以下、Co：0.049％以下、W：0.049％以下、Zr：0.049％以下、Ta：0.049％以下、B：0.0079％以下、Ni：0.29％以下、Cu：0.069％以下、Sn：0.069％以下、O：0.059％以下、REM：0.019％以下、Ca：0.049％以下。优选：Cr：0.29％以下、V：0.009％以下、Mo：0.009％以下、Co：0.009％以下、W：0.009％以下、Zr：0.009％以下、Ta：0.009％以下、B：0.0029％以下、Ni：0.19％以下、Cu：0.029％以下、Sn：0.019％以下、O：0.009％以下、REM：0.009％以下、Ca：0.009％以下。更优选：Cr：0.06％以下、V：0.003％以下、Mo：0.004％以下、Co：0.003％以下、W：0.003％以下、Zr：0.003％以下、Ta：0.003％以下、B：0.0009％以下、Ni：0.04％以下、Cu：0.019％以下、Sn：0.009％以下、O：0.004％以下、REM：0.003％以下、Ca：0.003％以下，剩余部分包括铁及不可避免的杂质。
但是，本发明的效果及范围并不限于此，当然能够根据目的或用途在一般所知的范围内添加到其以上。但是，在对本发明的应用中，特别是在大量含有碳化物形成元素或氮化物形成元素时，减弱本发明效果的影响大，需要注意。
接着，对成分以外的优选的主要条件进行说明。
在本发明中，如上所述，晶粒的微细化非常有助于钢板制造工序中的退火通板性、或利用钢板时的焊接部加工性等，但该结果是，在产品板中，粒径微细化为一种优选形态，以晶粒的平均直径为30μm以下为特征。更优选为24μm以下，进一步优选为19μm以下，更进一步优选为14μm以下，更进一步优选为9μm以下，更进一步优选为7μm以下。这是因为在考虑到强度延展性平衡时使用粒径微细化效果是有利的，而且还可以提高粗糙表面等的表面外观。但是，如果太微细化，则过度硬质化，损害加工性，因此作为范围优选为1μm以上，更优选为2μm以上，进一步优选为4μm以上。
优选将材料特性也调整到本发明优选的范围内。这是因为如果没有基于C、N等的时效性或退火通板性等生产率的制约，则不根据本发明也能自由地设计成分，制造具有相应的特性的材料。换句话讲，在包含了时效性或板厚度等的退火通板性的制约中，特别是在至今难以制造的范围内应用本发明，其工业上的用意大。
时效性的特征是在210℃下实施了30分钟的时效后的拉伸试验中，屈服点伸长率为4.0％以下。更优选为2.9％以下，进一步优选为1.4％以下，更进一步优选为0.9％以下，更进一步优选为0.4％以下，当然完全没有示出屈服点伸长率为最优选。
只要该值在4.0％以下就能称为控制了某种时效性的钢板，只要在2.9％以下，在日本国内的通常的使用中就不会产生问题。此外，只要在1.4％以下，即使在面向海外的运输船的仓库内，在通过赤道这样的海外用户的使用中，通常的话也不会产生问题。在0.4％以下时，尽管在拉伸试验的图表中能够确认屈服现象，但是在实际的拉伸试样中，吕德斯带(Lüders band)等显著的表面性状的变化为不成问题的程度。
按容器用钢板中通常采用的洛氏表面硬度(Rockwell surface hardness)HR30T，优选在表面硬度为51以上的钢板中使用。这是因为如果是该程度以下的软质材料则都可以不采用本发明，因为工业上已确立可以用通常的超低碳系的材料或BAF材料制造。更优选为53以上，进一步优选为55以上，更进一步优选为57以上。另一方面，优选在硬度的上限为71以下的钢板中使用。
这是因为如果是该程度以上的硬质材料则都不采用本发明，因为工业上已确立可以用通常的低碳系的材料或再冷轧材料制造。更优选为69以下，进一步优选为67以下，更进一步优选为65以下。
本发明的超薄钢板能够采用调整成上述组成，在将制造的钢坯或铸坯加热进行热轧后对该热轧钢板进行酸洗，实施冷轧，在退火后再度实施冷轧(再冷轧)的常规方法进行制造，但作为制造条件，由于本发明的目的在于效率地制造薄型材料，因此对于冷轧率、退火温度、再冷轧率，设定优选采用的范围。
冷轧率优选为80％以上。这是因为通常以该程度以下的冷轧率制造的材料为厚型材料，不易产生本发明所要解决的退火时的通板性等问题。更优选为85％以上，进一步优选为88％以上，更进一步优选为90％以上，更进一步优选为92％以上。现在，材料的薄型化在发展中，有冷轧率上升的倾向，但从工业上的可以实现性出发，将上限规定为99％。
退火基本上以连续退火进行。当然即使是分批退火也能得到本发明的特征，即退火温度比较低、抑制时效性、强度延展性平衡良好，但在分批退火中，不产生通板性的问题，退火钢板的冷却速度充分慢，因而也能充分抑制时效性，从而工业上的优势小。关于连续退火时的退火温度，使冷轧后的退火温度降低是本发明的目的之一，能够降低退火温度也是本发明钢的特征之一，因此将冷轧后的退火温度规定为789℃以下为本发明的优选的方式之一。更优选为769℃以下，进一步优选为759℃以下，更进一步优选为739℃以下，更进一步优选为719℃以下，更进一步优选为699℃以下。当然通过提高退火温度来提高加工性不会损害本发明的效果。但是，在太高的高温下退火时，本发明中作为特征性的碳氮化物大量熔解，有时由于其后的冷却速度而使时效性增大，需要注意。下限温度为641℃。该温度在以90％左右的冷轧率制造的普通低碳钢中，使再结晶温度降低到600℃左右，一般如果考虑在600～680℃的范围内进行退火，则为高的温度设定，但在此范围以下的温度时，虽然取决于成分或热轧条件(板坯加热温度、卷取温度等)，但难以得到良好的强度延展性平衡。更优选为661℃以上，进一步优选为681℃以上，更进一步优选为701℃以上，更进一步优选为721℃以上，更进一步优选为741℃以上。
本发明钢板与普通的薄型材料同样，在退火后为了进行形状控制或材质调整，可以实施再冷轧。这里所说的再冷轧通常还包括被称为光整冷轧(skin pass)的轧制。该轧制以干轧进行，此时的压下率优选为5％以下。
这是因为在湿轧中一般压下率低的区域的控制困难，由于不得不进行超过5％的轧制，因而材料硬质化，这样的硬质材料即使不按照本发明而用以往技术也可以制造。压下率更优选为3％以下，进一步优选为2.5％以下，更进一步优选为1.9％以下，更进一步优选为1.4％以下。当然压下率越高越硬质，耐时效性越提高。
也可以使用本发明钢板作为表面处理钢板用的原板，但通过表面处理一点也不损害本发明的效果。能够实施作为汽车、建材、电机、电器、容器用的表面处理通常进行的锡、铬(无锡)、镍、锌、铝、铁及它们的合金等的不管电镀还是热浸镀。此外，作为近年来使用的贴有有机皮膜的叠层钢板用的原板也能在不损害本发明的效果的情况下使用。
在作为容器用使用时，能够在通过引伸、引缩、拉伸、焊接等而成形的各种容器中使用。除了容器制造工序中的翻边成形、缩径成形、扩罐成形、压花成形、卷边成形以外，对于盖材所要求的划线加工、挤胀成形等加工性也提高。
实施例
在由厚度为250mm的连续铸造板坯进行了热轧、酸洗、冷轧、退火后，进行再冷轧，制造钢板，进行评价。表1～表4中示出成分、制造条件及得到的钢板的特性、评价结果。
机械特性通过采用JIS5号拉伸试验片的拉伸试验进行了测定。
作为容器用钢板中的材质等级中重要的值的硬度按洛氏表面硬度HR30T进行了测定。
关于粒径，通过研磨、蚀刻钢板剖面，用光学显微镜观察得到的组织进行了测定，计算出平均值。
关于时效性，用进行了210℃×30分钟的时效的钢板，通过采用JIS5号拉伸试验片的拉伸试验来进行评价。在评价中，设为○：屈服点伸长率＝0％、●：0％＜屈服点伸长率≤0.4％、△：0.4％＜屈服点伸长率≤1.4％、×：屈服点伸长率＞1.4％。
关于海恩试验性，在通过焊接制造的3块罐体中，用一般进行的方法进行10次海恩试验，根据在焊接线部断裂而不可试验的次数进行评价。在评价中，设为○：无不可试验，△：不可试验为1次或2次，×：不可试验为3次以上。
关于焊接部加工性，在通过焊接制造的3块罐体中，用一般进行的方法进行模翻边成形，根据界限凸缘伸出长度进行评价。在评价中，设为○：6mm以上(非常好)、△：3mm以上且低于6mm(可以实用)、×：低于3mm(不能实用)。
关于表面性状，通过在一般的钢板制造中进行的通板线中的目测试验来实施。在评价中，设为○：非常好(非常漂亮)、△：良好(局部看到一般的发货合格品水平、能够容许的表面的不均匀，但没有切除部。需要切除的表面缺陷部为卷材整体的3％以下)、×：不良(由于表面缺陷造成的切除部超过卷材整体的3％～整面发生表面缺陷而停止发货水平)。
关于退火通板性，根据在普通的钢板制造现场进行的、用于防止连续退火线通板时的弯曲的张力控制性进行判断。关于张力控制的绝对值，退火线设备本身不用说，由于钢种或通板速度、板尺寸等，有不小的变动，但在本实施方式中，作为避免通板时的板偏移(晃动)的最低张力(张力控制下限)，以0.3kgf/mm2为基准，根据直到热瓢曲发生界限的张力(张力控制上限)为止的幅度判定。在评价中，设为○：非常好(控制的富余量大、控制幅度为1.4kgf/mm2以上)、△：良好(合理材料制造水平、控制幅度为0.2kgf/mm2以上且低于1.4kgf/mm2)、×：不良(在整个长度完全难控制，有时在局部发生轻的热瓢曲、控制幅度低于0.2kgf/mm2)。
关于卷材内材质均匀性，对于制造的卷材的长度方向的顶20m部、中央部、底20m部，在宽度方向的操作侧100mm部、中央部、传动侧100mm部的合计9处，通过采用JIS5号拉伸试验片的拉伸试验测定了0.2％屈服强度，通过(最大值和最小值的差)/(平均值)进行评价。在评价中，设为○：0.10以下、△：超过0.10且0.20以下、×：超过0.20。
由该结果得知，在本发明的范围内制造的发明例可以得到良好的特性，而另一方面，在本发明的范围外制造的比较例的任何评价结果都为×，确认了本发明的效果。
表1
Figure BDA0000103145790000211
下划线表示脱离任一权利要求范围。
表2
Figure BDA0000103145790000221
下划线表示脱离任一权利要求范围。
表3
Figure BDA0000103145790000231
下划线表示脱离任一权利要求范围。
表4
Figure BDA0000103145790000241
下划线表示脱离任一权利要求范围。
产业上的可利用性
根据本发明，能够得到抑制时效性，且具有良好的强度与延展性的平衡、焊接相关特性的钢板。另外，本发明钢与以往材料相比再结晶温度低，因而可以进行低温退火，而且由于高温强度高因而使避免了在板厚度特别薄的材料中发生热瓢曲的高效率的制造成为可能。

Claims (8)

1.一种超薄钢板，其特征在于，
以质量％计含有C：0.0004～0.0108％、N：0.0032～0.0749％、Si：0.0001～1.99％、Mn：0.006～1.99％、S：0.0001～0.089％、P：0.001～0.069％、Al：0.070～1.99％，
进而，在Ti：0.0005～0.0804％、Nb：0.0051～0.0894％、Ti+Nb：0.0101～0.1394％的范围内含有Ti和Nb中的1种或2种，
进而，满足N-C≥0.0020％、C+N≥0.0054％、Al/N＞10、(Ti+Nb)/Al≤0.8、(Ti/48+Nb/93)×12/C≥0.5、0.31＜(Ti/48+Nb/93)/(C/12+N/14)≤2.0的关系，剩余部分包括铁及不可避免的杂质，且板厚度为0.4mm以下。
2.根据权利要求1所述的超薄钢板，其特征在于，晶粒的平均直径为30μm以下。
3.根据权利要求1或2所述的超薄钢板，其特征在于，在210℃下30分钟的时效后的屈服点伸长率为4.0％以下。
4.根据权利要求1或2所述的超薄钢板，其特征在于，表面硬度HR30T为51～71、屈服应力为200～400MPa、拉伸强度为320～450MPa、总伸长率为15～45％。
5.根据权利要求3所述的超薄钢板，其特征在于，表面硬度HR30T为51～71、屈服应力为200～400MPa、拉伸强度为320～450MPa、总伸长率为15～45％。
6.一种超薄钢板的制造方法，其特征在于，其为权利要求1～5中的任一项所述的超薄钢板的制造方法，在将具有权利要求1所述的组成的钢坯或铸坯加热而进行热轧后，以80～99％的冷轧率进行冷轧，进行再结晶率为100％的退火。
7.根据权利要求6所述的超薄钢板的制造方法，其特征在于，用连续退火进行所述冷轧后的退火，将此时的退火温度规定为641～789℃。
8.根据权利要求6或7所述的超薄钢板的制造方法，其特征在于，在所述退火后通过干轧进行再冷轧，将其压下率规定为5％以下。
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