CN115976416A - 罐用钢板及其制造方法 - Google Patents

罐用钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN115976416A
CN115976416A CN202310045025.2A CN202310045025A CN115976416A CN 115976416 A CN115976416 A CN 115976416A CN 202310045025 A CN202310045025 A CN 202310045025A CN 115976416 A CN115976416 A CN 115976416A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel sheet
less
content
strength
steel
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN202310045025.2A
Other languages
English (en)
Inventor
假屋房亮
椎森芳惠
小岛克己
大谷大介
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Publication of CN115976416A publication Critical patent/CN115976416A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明提供一种高强度、特别是作为具有颈部的罐体的坯材具有足够高的加工性的罐用钢板。本发明的罐用钢板具有如下的成分组成和组织，上屈服强度为550～620MPa，所述成分组成以质量％计含有C：0.010～0.130％、Si：0.04％以下、Mn：0.10～1.00％、P：0.007～0.100％、S：0.0005～0.0090％、Al：0.001～0.100％、N：0.0050％以下、Ti：0.0050～0.1000％、B：0.0005以上且小于0.0020％、Cr：0.08％以下、满足0.005≤(Ti＊/48)/(C/12)≤0.700，所述组织中未再结晶铁素体的比例为3％以下。

Description

罐用钢板及其制造方法
本申请是针对申请日为2020年06月08日、申请号为202080043123.7、发明名称为“罐用钢板及其制造方法”的申请提出的分案申请。
技术领域
本发明涉及一种罐用钢板及其制造方法。
背景技术
对使用钢板的食品罐、饮料罐的罐体、罐盖迫切期望降低制罐成本，作为其对策，正在进行通过所使用的钢板的薄壁化来实现坯材的低成本化。成为薄壁化对象的钢板是利用拉深加工成型的2片罐的罐体以及由圆筒成型而成型的3片罐的罐体以及用于罐盖的钢板。如果只是使钢板薄壁化，则罐体、罐盖的强度降低，因此在再拉深罐(DRD(draw-redraw)罐)、焊接罐的罐体这样的部位，期望有高强度极薄罐用钢板。
高强度极薄罐用钢板通过在退火后使用实施压下率为20％以上的二次冷轧的Double Reduce法(以下称为“DR法”)进行制造。使用DR法制造的钢板(以下也称为“DR材料”)虽然是高强度，但总伸长率小(延展性不足)，加工性差。
对于罐体，为了降低盖的材料成本，有时将罐口的直径设计成比其他部分的直径小。缩小罐口的直径的加工被称为缩颈加工，对罐口实施使用了模具的模头的模头缩颈加工或使用旋转辊的旋压缩颈加工，使罐口缩径，成型出颈部。如果像DR材料那样坯材为高强度，则在颈部产生由坯材的局部变形所导致的压曲引起的凹痕。凹痕导致罐的外观不良，有损商品价值，因此应该避免。另外，材料薄壁化，并且产生颈部的凹痕。
通常作为高强度极薄罐用钢板使用的DR材料大多因缺乏延展性，难以进行罐体的颈部的加工。因此，在使用DR材料的情况下，经过多次模具调整和多阶段加工，得到制品。而且，在DR材料中，通过由二次冷轧进行的加工固化，使钢板高强度化，因此根据二次冷轧的精度，加工固化不均匀地被导入到钢板，结果在加工DR材料时有时产生局部的变形。该局部的变形是在罐体的颈部产生凹痕的原因，因此应避免。
为了避免这样的DR材料的缺点，提出了使用各种强化法的高强度钢板的制造方法。专利文献1中提出了一种通过利用钢组织的微细化实现高强度化，并且实现钢组织的合理化，从而制罐时的深拉深性和凸缘加工性、制罐后的表面形状优异的钢板。专利文献2中提出了通过在低碳钢中将Mn、P和N调整为适当量，从而虽然加工时为软质，但通过加工后的热处理而得到硬质状态的薄壁化深拉深罐用钢板。专利文献3中提出了一种3片罐用钢板，其通过控制氧化物系夹杂物的粒径，从而焊接部的成型性优异的、例如颈部褶皱的发生较少，并且改善凸缘裂纹。专利文献4中提出了一种高强度容器用钢板，其通过提高N含量而实现由固溶N带来的高强度化，通过控制钢板的板厚方向的位错密度，从而拉伸强度为400MPa以上，断裂伸长率为10％以上。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平8-325670号公报
专利文献2：日本特开2004-183074号公报
专利文献3：日本特开2001-89828号公报
专利文献4：国际公开第2015/166653号
发明内容
如上所述，要使罐用钢板薄壁化需要确保强度。另一方面，在使用钢板作为使用颈部的罐体的坯材的情况下，该钢板需要为高延展性。并且，为了抑制在罐体的颈部中产生凹痕，需要抑制钢板的局部的变形。然而，对于这些特性，在上述的现有技术中，强度、延展性(总伸长率)、均匀变形能力、颈部的加工性中任一者差。
专利文献1中提出了在钢组织的微细化和钢组织的合理化中取得了高强度和延展性的平衡的钢。然而，专利文献1中完全没有考虑钢板的局部的变形，专利文献1记载的制造方法中，难以得到满足罐体的颈部所要求的加工性的钢板。
专利文献2提出了通过由P带来的钢组织的微细化和N的时效来提高罐强度特性。然而，专利文献2中由P的添加带来的钢板的高强度化容易导致钢板的局部的变形，专利文献2记载的技术中很难得到满足罐体的颈部所要求的加工性的钢板。
专利文献3通过由Nb、B带来的晶粒的微细化而得到所希望的强度。然而，专利文献3中的钢板的拉伸强度小于540MPa，作为高强度极薄罐用钢板的强度差。并且从焊接部的成型性和表面性状的观点考虑，也需要添加Ca、REM，专利文献3的技术中存在降低耐腐蚀性的问题。另外，专利文献3中对钢板的局部变形完全没有考虑，在专利文献3记载的制造方法中，难以得到满足罐体的颈部所要求的加工性的钢板。
专利文献4中通过使用拉伸强度为400MPa以上，断裂伸长率为10％以上的高强度容器用钢板，将罐盖成型而实施耐压强度评价。然而，专利文献4中对罐体的颈部的形状完全没有考虑，在专利文献4记载的技术中难以得到良好的罐体的颈部。
本发明是鉴于上述情况而完成的，目的在于提供一种高强度、特别是作为具有颈部的罐体的坯材具有足够高的加工性的罐用钢板及其制造方法。
解决上述课题的本发明的主要构成如下。
[1]一种罐用钢板，具有如下的成分组成和组织，上屈服强度为550MPa～620MPa，所述成分组成以质量％计含有C：0.010％～0.130％、Si：0.04％以下、Mn：0.10％～1.00％、P：0.007％～0.100％、S：0.0005％～0.0090％、Al：0.001％～0.100％、N：0.0050％以下、Ti：0.0050％～0.1000％、B：0.0005％以上且小于0.0020％以及Cr：0.08％以下，并且Ti＊＝Ti-1.5S时，满足0.005～(Ti＊/48)/(C/12)～0.700的关系，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，所述组织中未再结晶铁素体的比例为3％以下。
[2]根据上述[1]所述的罐用钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有选自Nb：0.0050％～0.0500％、Mo：0.0050％～0.0500％和V：0.0050％～0.0500％中的一种或者两种以上。
[3]一种罐用钢板的制造方法，包括如下工序：
热轧工序，将钢坯在1200℃以上加热，在850℃以上的终轧温度进行轧制而制成钢板，将上述钢板在640℃～780℃的温度下卷绕，其后进行将从500℃到300℃的平均冷却速度设为25℃/h～55℃/h的冷却；
冷轧工序，对上述热轧工序后的钢板以86％以上的压下率实施冷轧；
退火工序，将上述冷轧工序后的钢板在640℃～780℃的温度区域保持10s～90s，其后对上述钢板以7℃/s～180℃/s的平均冷却速度一次冷却到500℃～600℃的温度区域，接着，对上述钢板以0.1℃/s～10℃/s的平均冷却速度二次冷却到300℃以下；
对上述退火工序后的钢板以0.1％～3.0％的压下率实施调质轧制的工序；
所述钢坯的成分组成是以质量％计含有C：0.010％～0.130％、Si：0.04％以下、Mn：0.10％～1.00％、P：0.007％～0.100％、S：0.0005％～0.0090％、A1：0.001％～0.100％、N：0.0050％以下、Ti：0.0050％～0.1000％、B：0.0005％以上且小于0.0020％以及Cr：0.08％以下，并且Ti＊＝Ti-1.5S时，满足0.005≤(Ti＊/48)/(C/12)≤0.700的关系，剩余部分为Fe和不可避免的杂质。
[4]根据上述[3]所述的罐用钢板的制造方法，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有选自Nb：0.0050％～0.0500％、Mo：0.0050％～0.0500％和V：0.0050％～0.0500％中的一种或两种以上。
根据本发明，可以得到高强度、特别是作为具有颈部的罐体的坯材具有足够高的加工精度的罐用钢板。
具体实施方式
基于以下的实施方式说明本发明。首先，对本发明的一个实施方式所涉及的罐用钢板的成分组成进行说明。应予说明，成分组成的单位均为“质量％”，以下只要没有特别说明，仅以“％”表示。
C：0.010％～0.130％
本实施方式的罐用钢板重要的是具有550MPa以上的上屈服强度。因此，利用由通过含有Ti而生成的Ti系碳化物带来的析出强化极其重要。为了利用由Ti系碳化物带来的析出强化，罐用钢板的C含量变得重要。如果C含量小于0.010％，则由上述的析出强化引起的强度提高效果降低，上屈服强度小于550MPa。因此，将C含量的下限设为0.010％，优选为0.015％以上。另一方面，如果C含量超过0.130％，则在钢的熔炼中的冷却过程中产生亚包晶裂纹，并且钢板过度硬质化，所以延展性降低。另外，如果未再结晶铁素体的比例超过3％，在将钢板加工成罐体的颈部时会产生凹痕。因此，将C含量的上限设为0.130％。应予说明，如果C含量为0.060％以下，则抑制热轧板的强度，冷轧时的变形阻力变得更小，即使增大轧制速度，也不易产生表面缺陷。因此，从容易制造的观点考虑，优选将C含量设为0.060％以下。C含量更优选为0.015％～0.060％。
Si：0.04％以下
Si是通过固溶强化使钢高强度化的元素。为了得到该效果，优选将Si含量设为0.01％以上。然而，如果Si含量超过0.04％，则耐腐蚀性严重受损。因此，将Si含量设为0.04％以下。Si含量优选为0.03％以下，更优选为0.01％～0.03％。
Mn：0.10％～1.00％
Mn通过固溶强化而增加钢的强度。如果Mn含量小于0.10％，则无法确保550MPa以上的上屈服强度。因此，将Mn含量的下限设为0.10％。另一方面，如果Mn含量超过1.00％，则不仅耐腐蚀性和表面特性变差，而且未再结晶铁素体的比例超过3％，则产生局部的变形，均匀变形能力变差。因此，将Mn含量的上限设为1.00％。Mn含量优选为0.20％以上，优选为0.60％以下，更优选为0.20％～0.60％。
P：0.007％～0.100％
P是固溶强化能力大的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.007％以上的P。因此，将P含量的下限设为0.007％。另一方面，如果P的含量超过0.100％，则钢板过度硬质化，因此延展性降低，进一步耐腐蚀性变差。因此，将P含量的上限设为0.100％。P含量优选为0.008％以上，优选为0.015％以下，更优选为0.008％～0.015％。
S：0.0005％～0.0090％
本实施方式的罐用钢板通过由Ti系碳化物带来的析出强化而得到高强度。S容易形成Ti和TiS，如果形成TiS，则对析出强化有用的Ti系碳化物的量减少，得不到高强度。即，如果S含量超过0.0090％，则大量形成TiS，强度降低。因此，将S含量的上限设为0.0090％。S含量优选为0.0080％以下。另一方面，如果S含量小于0.0005％，则脱S成本过大。因此，将S含量的下限设为0.0005％。
Al：0.001％～0.100％
Al是作为脱氧剂含有的元素，对钢的微细化也有用。如果Al含量小于0.001％，则作为脱氧剂的效果不充分，导致凝固缺陷的产生，并且炼钢成本增大。因此，将Al含量的下限设为0.001％。另一方面，如果Al含量超过0.100％，则可能产生表面缺陷。因此，将Al含量的上限设为0.100％以下。应予说明，如果将Al含量设为0.010％～0.060％，则可以将Al作为脱氧剂更良好地发挥功能而优选。
N：0.0050％以下
本实施方式的罐用钢板通过由Ti系碳化物带来的析出强化而得到高强度。N容易与Ti形成TiN，如果形成TiN，则对析出强化有用的Ti系碳化物的量减少，无法得到高强度。另外，如果N含量过多，则在连续铸造时的温度降低的下部矫正带中，容易产生板坯裂纹。因此，将N含量的上限设为0.0050％。N含量的下限无需特别设定，从炼钢成本的观点考虑，优选使N含量超过0.0005％。
Ti：0.0050％～0.1000％以下
Ti是碳化物生成能力高的元素，对使微细的碳化物析出有效。由此，上屈服强度提高。在本实施方式中，可以通过调整Ti含量来调整上屈服强度。通过使Ti含量为0.0050％以上，从而产生该效果，因此使Ti含量的下限为0.0050％。另一方面，Ti导致再结晶温度的上升，因此如果Ti含量超过0.1000％，则在640～780℃的退火中，未再结晶铁素体的比例超过3％，则在将钢板加工成罐体的颈部时产生凹痕。因此，将Ti含量的上限设为0.1000％。Ti含量优选为0.0100％以上，优选为0.0800％以下，更优选为0.0100％～0.0800％。
B：0.0005％以上且小于0.0020％
B对使铁素体粒径微细化，对上屈服强度提高有效。在本实施方式中，可以通过调整B含量来调整上屈服强度。通过将B含量设为0.0005％以上，从而产生该效果，因此将B含量的下限设为0.0005％。另一方面，B导致再结晶温度的上升，因此如果B含量为0.0020％以上，则在640℃～780℃的退火中，未再结晶铁素体的比例超过3％，在将钢板加工成罐体的颈部时产生凹痕。因此，将B含量小于0.0020％。B含量优选为0.0006％以上，优选为0.0018％以下，更优选为0.0006％～0.0018％。
Cr：0.08％以下
Cr是形成碳氮化物的元素。Cr的碳氮化物虽然强化能力比Ti系碳化物小，但有助于钢的高强度化。从充分得到该效果的观点考虑，优选将Cr含量设为0.001％以上。其中，如果Cr含量超过0.08％，则过量地形成Cr的碳氮化物，抑制最有助于钢的强化能力的Ti系碳化物的形成，得不到所希望的强度。因此，将Cr含量设为0.08％以下。
0.005≤(Ti＊/48)/(C/12)≤0.700
为了得到高强度且在加工时抑制局部的变形，重要的是(Ti＊/48)/(C/12)的值。这里，Ti＊由Ti＊＝Ti一1.5S定义。Ti与C形成微细的析出物(Ti系碳化物)，有助于钢的高强度化。不形成Ti系碳化物的C以渗碳体或者固溶C的形式存在于钢中。该固溶C在加工钢板时成为局部变形的原因，在将钢板加工成罐体的颈部时产生凹痕。另外，Ti容易与S结合而形成TiS，如果形成TiS，则对析出强化有用的Ti系碳化物的量减少，得不到高强度。本发明人等发现通过控制(Ti＊/48)/(C/12)的值，从而实现由Ti系碳化物带来的高强度化，能够抑制由钢板的加工时的局部变形导致的凹痕，从而完成本发明。即，如果(Ti＊/48)/(C/12)小于0.005，则有助于钢的高强度化的Ti系碳化物的量减少，上屈服强度小于550MPa，并且未再结晶铁素体的比例超过3％，则在将钢板加工成罐体的颈部时产生凹痕。因此，将(Ti＊/48)/(C/12)设为0.005以上。另一方面，如果(Ti＊/48)/(C/12)超过0.700，则在640℃～780℃的退火中未再结晶铁素体的比例超过3％，在将钢板加工成罐体的颈部时产生凹痕。因此，将(Ti＊/48)/(C/12)设为0.700以下。(Ti＊/48)/(C/12)优选为0.090以上，优选为0.400以下，更优选为0.090～0.400。
上述成分以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。
以上，对本发明的基本成分进行了说明，根据需要可以适当地含有以下的元素。
Nb：0.0050％～0.0500％
Nb与Ti同样是碳化物生成能力高的元素，对微细的碳化物析出有效。因此，上屈服强度提高。在本实施方式中，通过调整Nb含量来调整上屈服强度。由于通过将Nb含量设为0.0050％以上而产生该效果，因此在添加Nb的情况下，优选将Nb含量的下限设为0.0050％。另一方面，Nb导致再结晶温度的上升，因此如果Nb含量超过0.0500％，则在640℃～780℃的退火中未再结晶铁素体的比例超过3％，在将钢板加工成罐体的颈部时产生凹痕。因此，在添加Nb的情况下，优选将Nb含量的上限设为0.0500％。Nb含量更优选为0.0080％以上，更优选为0.0300％以下，更优选为0.0080％～0.0300％。
Mo：0.0050％～0.0500％
Mo与Ti和Nb同样是碳化物生成能力高的元素，对使微细的碳化物析出有效。由此，上屈服强度提高。在本实施方式中可以通过调整Mo含量来调整上屈服强度。通过使Mo含量设为0.0050％以上而产生该效果，因此在添加Mo的情况下，优选为将Mo含量的下限设为0.0050％。另一方面，Mo会导致再结晶温度的上升，因此如果Mo含量超过0.0500％，则在640℃～780℃的退火中未再结晶铁素体的比例超过3％，在将钢板加工成罐体的颈部时产生凹痕。因此，在添加Mo的情况下，优选将Mo含量的上限设为0.0500％。Mo含量更优选为0.0080％以上，更优选为0.0300％以下，进一步优选为0.0080％～0.0300％。
V：0.0050％～0.0500％
V使铁素体粒径微细化，对提高上屈服强度有效。在本实施方式中，可以通过调整V含量来调整上屈服强度。通过将V含量设为0.0050％以上而产生该效果，因此在添加V的情况下，优选将V含量的下限设为0.0050％。另一方面，V导致再结晶温度的上升，因此如果V含量超过0.0500％，则在640℃～780℃的退火中未再结晶铁素体的比例超过3％，在将钢板加工成罐体的颈部时产生凹痕。因此，在添加V的情况下，优选将V含量的上限设为0.0500％。V含量更优选为0.0080％以上，更优选为0.0300％以下，进一步优选为0.0080％～0.0300％。
接下来，对本实施方式的罐用钢板的机械性质进行说明。
上屈服强度：550MPa～620MPa
为了确保焊接罐对凹痕的强度即凹痕强度和罐盖的耐压强度等，将钢板的上屈服强度设为550MPa以上。另一方面，如果钢板的上屈服强度超过620MPa，则在将钢板加工成罐体的颈部时产生凹痕。因此，钢板的上屈服强度为550MPa～620MPa。
应予说明，屈服强度可以根据“JIS Z 2241：2011”所示的金属材料拉伸试验方法进行测定。上述屈服强度可以通过调整成分组成、热轧工序的卷绕温度、热轧工序的卷绕后的冷却工序的冷却速度、冷轧工序的压下率、退火工序的均热温度和保持时间、退火工序的冷却速度以及调质轧制工序的压下率而得到。具体而言，550MPa～620MPa的屈服强度可以通过如下方式得到，即，设为上述的成分组成，在热轧工序中将卷绕温度设为640℃～780℃，将卷绕后的500℃到300℃的平均冷却速度设为25℃/h～55℃/h，将冷轧工序的压下率设为86％以上，在退火工序中，将在640℃～780℃的温度区域的保持时间设为10s～90s，以7℃/s～180℃/s的平均冷却速度一次冷却到500℃～600℃的温度区域，以0.1℃/s～10℃/s的平均冷却速度二次冷却到300℃，将调质轧制工序的压下率设为0.1％～3.0％。
接下来，对本发明所涉及的罐用钢板的金属组织进行说明。
未再结晶铁素体的比例：3％以下
如果未再结晶铁素体在金属组织中所占的比例超过3％，则在加工时例如在将钢板加工成罐体的颈部时产生由局部的变形所导致的凹痕。因此，将未再结晶铁素体在金属组织中所占的比例设为3％以下。在加工时产生局部变形的机理并不明确，但推测如果大量存在未再结晶铁素体，则加工时未再结晶铁素体与位错的相互作用的平衡瓦解，直至产生凹痕。未再结晶铁素体在金属组织中所占的的比例优选为2.7％以下。如果将未再结晶铁素体在金属组织中所占的比例设为0.5％以上，则可以使退火温度比较低，因此优选，更优选为0.8％以上。
未再结晶铁素体在金属组织中所占的的比例可以根据以下的方法测定。对与钢板的轧制方向平行的板厚方向的截面进行研磨后，利用腐蚀液(3体积％硝酸酒精)进行腐蚀。接下来，使用光学显微镜以400倍的倍率观察10个视场中从板厚1/4的深度位置(上述截面的从表面起板厚方向上板厚的1/4的位置)到板厚1/2的位置的区域。接下来，使用通过光学显微镜拍摄的组织照片，通过目视判定确定未再结晶铁素体，通过图像解析求出未再结晶铁素体的面积率。这里，未再结晶铁素体是在400倍的倍率的光学显微镜中呈沿轧制方向伸长的形状的金属组织。在各视场中，求出未再结晶铁素体的面积率，将10个视场的面积率平均而得的值作为未再结晶铁素体在金属组织中所占的比例。
板厚：0.4mm以下
目前，为了降低制罐成本，进行了钢板的薄壁化。然而，随着钢板的薄壁化、即减少钢板的板厚，可能导致罐体强度的降低和加工时的成型不良。与此相对，本实施方式的罐用钢板即使在板厚薄的情况下，也不会降低罐体强度、例如罐盖的耐压强度，也不会发生加工时凹痕产生的成型不良。即，在板厚薄的情况下，可显著发挥高强度且加工精度高的本发明的效果。因此，从该观点考虑，优选将罐用钢板的板厚设为0.4mm以下。应予说明，板厚可以为0.3mm以下，也可以为0.2mm以下。
接下来，对本发明的一个实施方式所涉及的罐用钢板的制造方法进行说明。以下，温度以钢板的表面温度为基准。另外，平均冷却速度是基于钢板的表面温度如下计算而得到的值。例如从500℃到300℃的平均冷却速度由{(500℃)-(300℃)}/(从500℃到300℃的冷却时间)表示。
在制造本实施方式的罐用钢板时，根据使用转炉等的公知方法，将钢水调整为上述的成分组成，其后，例如利用连续铸造法制成板坯。
板坯加热温度：1200℃以上
如果热轧工序的板坯加热温度小于1200℃，则在退火后，未再结晶组织残存于钢板，在将钢板加工成罐体的颈部时产生凹痕。因此，将板坯加热温度的下限设为1200℃。板坯加热温度优选为1220℃以上。板坯加热温度即便超过1350℃效果也饱和，因此优选将上限设为1350℃。
终轧温度：850℃以上
如果热轧工序的最终温度小于850℃，则由热轧钢板的未再结晶组织引起的未再结晶组织残留于退火后的钢板中，在钢板的加工时因局部的变形而产生凹痕。因此，将终轧温度的下限设为850℃。另一方面，如果终轧温度为950℃以下，则抑制钢板表面的氧化皮产生，得到更良好的表面性状，因此优选。
卷绕温度：640℃～780℃
如果热轧工序的卷绕温度小于640℃，则渗碳体在热轧钢板中大量地析出。而且，退火后的未再结晶铁素体在金属组织中所占的比例超过3％，在将钢板加工成罐体的颈部时产生由局部的变形所导致的凹痕。因此，将卷绕温度的下限设为640℃。另一方面，如果卷绕温度超过780℃，则连续退火后的钢板的铁素体的一部分粗大化，钢板软质化，上屈服强度小于550MPa。因此，将卷绕温度的上限设为780℃。卷绕温度优选为660℃以上，更优选为760℃以下，更优选为660℃～760℃。
从500℃到300℃的平均冷却速度：25℃/h～55℃/h
如果从卷绕后的500℃到300℃的平均冷却速度小于25℃/h，则渗碳体在热轧钢板中大量地析出。由此，退火后的未再结晶铁素体在金属组织中所占的比例超过3％，则在将钢板加工成罐体的颈部时产生由局部变形所引起的凹痕。另外，有助于强度的微细的Ti系碳化物量减少，钢板的强度降低。因此，将从卷绕后的500℃到300℃为止的平均冷却速度的下限设为25℃/h。另一方面，如果从卷绕后的500℃到300℃为止的平均冷却速度超过55℃/h，则钢中存在的固溶C增大，在将钢板加工成罐体的颈部的时产生由固溶C导致的凹痕。因此，将从卷绕后的500℃到300℃为止的平均冷却速度的上限设为55℃/h。从卷绕后的500℃到300℃的平均冷却速度优选为30℃/h以上，优选为50℃/h以下，更优选为30℃/h～50℃/h。应予说明，上述平均冷却速度可以通过空冷实现。另外，“平均冷却速度”是以线圈宽度方向边缘和中心的平均温度为基准。
酸洗
其后，优选根据需要进行酸洗。酸洗只要能够除去表层氧化皮即可，不需要特别限定条件。另外，可以利用酸洗以外的方法除去氧化皮。
冷轧的压下率：86％以上
如果冷轧工序的压下率小于86％，则利用冷轧对钢板赋予的应变降低，因此难以将退火后的钢板的上屈服强度设为550MPa以上。因此，将冷轧工序的压下率设为86％以上。冷轧工序的压下率优选为87％以上，优选为94％以下，更优选为87％～94％。应予说明，可以在热轧工序后且冷轧工序前适当地包括其它工序，例如用于使热轧板软质化的退火工序。另外，可以在热轧工序后不立即进行酸洗而进行冷轧工序。
保持温度：640℃～780℃
如果退火工序的保持温度超过780℃，则在退火中容易产生热瓢曲等通板故障。另外，钢板的铁素体粒径一部分粗大化，钢板软质化，上屈服强度小于550MPa。因此，将保持温度设为780℃以下。另一方面，如果退火温度小于640℃，则铁素体粒的再结晶不完全，未再结晶铁素体的比例超过3％，在将钢板加工成罐体的颈部时产生凹痕。因此，将保持温度设为640℃以上。应予说明，保持温度优选为660℃以上，优选为740℃以下，更优选为660℃～740℃。
在640℃～780℃的温度区域的保持时间：10s～90s
如果保持时间超过90s，则主要在热轧制的卷绕工序中析出的Ti系碳化物在升温中变得粗大，强度降低。另一方面，如果保持时间小于10s，则铁素体粒的再结晶变得不完全，残存未再结晶，未再结晶铁素体的比例超过3％，在将钢板加工成罐体的颈部时产生凹痕。
在退火时可以使用连续退火装置。另外，可以在冷轧工序后且退火工序前适当地包括其它工序，例如用于使热轧板软质化的退火工序，也可以在冷轧工序后立即进行退火工序。
一次冷却：以7℃/s～180℃/s的平均冷却速度冷却到500℃～600℃的温度区域
在上述保持后以7℃/s～180℃/s的平均冷却速度冷却到500℃～600℃的温度区域。如果平均冷却速度超过180℃/s，则钢板过度地硬质化，在将钢板加工成罐体的颈部时，产生凹痕。另一方面，如果平均冷却速度小于7℃/s，则Ti系碳化物变得粗大，强度降低。平均冷却速度优选为20℃/s以上，优选为160℃/s以下，更优选为20℃/s～160℃/s。另外，如果保持后的一次冷却的冷却停止温度小于500℃，则钢板过度地硬质化，在将钢板加工成罐体的颈部时产生凹痕。因此，冷却停止温度设为500℃以上。优选保持后的一次冷却的冷却停止温度设为520℃以上。如果保持后的一次冷却的冷却停止温度超过600℃，则Ti系碳化物变得粗大，强度降低，因此将冷却停止温度设为600℃以下。
二次冷却：以0.1℃/s～10℃/s的平均冷却速度冷却到300℃以下
在一次冷却后的二次冷却中，以0.1℃/s～10℃/s的平均冷却速度冷却到300℃以下的温度区域。如果平均冷却速度超过10℃/s，则钢板过度地硬质化，在将钢板加工成罐体的颈部时产生凹痕。另一方面，如果平均冷却速度小于0.1℃/s，则Ti系碳化物变得粗大，强度降低。平均冷却速度优选为1.0℃/s以上，优选为8.0℃/s以下，更优选为1.0℃/s～8.0℃/s。在二次冷却中冷却到300℃以下。超过300℃时停止二次冷却时，钢板过度地硬质化，在将钢板加工成罐体的颈部时产生凹痕。优选为进行二次冷却至290℃以下。
调质轧制的压下率：0.1％～3.0％
如果退火后的调质轧制的压下率超过3.0％，则过度的加工固化导入到钢板，从而导致钢板强度过度地提高，加工钢板时，例如在罐体的颈部的加工产生凹痕。因此，将调质轧制的压下率设为3.0％以下，优选为1.6％以下。另一方面，调质轧制中有对钢板赋予表面粗糙度的作用，为了对钢板赋予均匀的表面粗糙度且将上屈服强度设为550MPa以上，需要将调质轧制的压下率设为0.1％以上。应予说明，调质轧制工序可以在退火装置内实施，也可以在独立的轧制工序中实施。
以上，可以得到本实施方式的罐用钢板。应予说明，在本发明中，在调质轧制后，可以进一步进行各种工序。例如，本发明的罐用钢板可以在钢板表面具有镀层。作为镀层，可举出镀Sn层、无锡等镀Cr层、镀Ni层、镀Sn-Ni层等。另外，可以进行涂装烧结处理工序、膜层压等工序。应予说明，相对于板厚而言，镀覆、层压膜等膜厚足够小，因此对罐用钢板的机械特性的影响可以被忽略。
实施例
利用转炉熔炼含有表1所示的成分组成、剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的钢，通过连续铸造而得到钢坯。接着，对该钢坯在表2、3所示的热轧制条件下实施热轧，在热轧后进行酸洗。接着，以表2、3所示的压下率进行冷轧，利用表2、3所示的退火条件进行连续退火，接着以表2、3所示的压下率实施调质轧制，由此得到钢板。对该钢板连续地实施通常的镀Sn，得到单面附着量为11.2g/m2的镀Sn钢板(马口铁)。其后，对实施了相当于210℃、10分钟的涂装烧结处理的热处理的镀Sn钢板进行了以下的评价。
<拉伸试验>
基于“JIS Z 2241：2011”所示的金属材料拉伸试验方法，实施拉伸试验。即，以相对于轧制方向成直角的方向为拉伸方向的方式采取JIS 5号拉伸试验片(JIS Z 2201)，对拉伸试验片的平行部赋予50mm(L)的标记，以拉伸速度10mm/分钟实施按照JIS Z 2241的规定的拉伸试验直到拉伸试验片断裂为止，测定上屈服强度。将测定结果示于表2和表3。
<金属组织的调查>
对与镀Sn钢板的轧制方向平行的板厚方向的截面进行研磨后，利用腐蚀液(3体积％硝酸酒精)进行腐蚀。接着，使用光学显微镜，以400倍的倍率观察遍及10个视场中从板厚1/4的深度位置(上述截面的从表面起沿着板厚方向为板厚的1/4的位置)到板厚1/2的位置为止的区域。接着，使用利用光学显微镜拍摄的组织照片，通过目视判定确定金属组织中所占的未再结晶铁素体，利用图像解析求出未再结晶铁素体的面积率。这里，未再结晶铁素体在400倍的倍率的光学显微镜观察中呈沿轧制方向伸长的形状的金属组织。接着，求出各视场中未再结晶铁素体的面积率，将10个视场的面积率平均而得的值作为未再结晶铁素体在金属组织中所占的比例。应予说明，图像解析使用图像解析软件(粒子解析日铁住金技术株式会社制)。将调查结果示于表2和表3。
<耐腐蚀性>
对镀Sn钢板，使用光学显微镜以50倍的倍率观察测定面积为2.7mm2的区域，测量镀Sn变薄、孔状部位的个数。将孔状部位的个数小于20个的情况设为○，将20个～25个的情况设为△，将超过25个的情况设为×。将观察结果示于表2和表3。
<有无凹痕的产生>
从钢板采取方形的板，按辊加工、线缝熔接、缩颈加工的顺序依次进行加工，制成罐体。将制成的罐体的颈部在周向8个位置进行目视观察，调查有无凹痕的产生。将评价结果示于表2和表3。应予说明，将在圆周方向8个位置中有1个位置产生了凹痕的情况评价为“产生凹痕：有”，在圆周方向8个位置中均没有产生凹痕的情况称为“产生凹痕：无”。
[表1]
Figure BSA0000296523880000151
Figure BSA0000296523880000161
[表2]
Figure BSA0000296523880000171
Figure BSA0000296523880000181
[表3]
Figure BSA0000296523880000191
Figure BSA0000296523880000201
产业上的可利用性
根据本发明，能够得到高强度、特别是作为罐体的颈部的坯材具有足够高的加工精度的罐用钢板。另外，根据本发明，钢板的均匀变形能力高，因此例如在进行罐体加工的情况下，能够制作具有高加工精度的罐体制品。并且，本发明作为伴随高加工度的罐体加工的3片罐、底部进行数％的加工的2片罐、以罐盖为中心，作为罐用钢板是最佳的。

Claims (2)

1.一种罐用钢板，具有如下的成分组成和组织，上屈服强度为550MPa～620MPa，所述成分组成以质量％计含有C：0.010％～0.130％、Si：0.04％以下、Mn：0.10％～1.00％、P：0.007％～0.100％、S：0.0005％～0.0090％、Al：0.001％～0.100％、N：0.0050％以下、Ti：0.0050％～0.1000％、B：0.0005％以上且小于0.0020％、以及Cr：0.08％以下，并且Ti＊＝Ti-1.5S时，满足0.005≤(Ti＊/48)/(C/12)≤0.700的关系，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，所述组织中未再结晶铁素体的比例为3％以下。
2.根据权利要求1所述的罐用钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有选自Nb：0.0050％～0.0500％、Mo：0.0050％～0.0500％和V：0.0050％～0.0500％中的一种或两种以上。
CN202310045025.2A 2019-06-24 2020-06-08 罐用钢板及其制造方法 Pending CN115976416A (zh)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019116706 2019-06-24
JP2019-116706 2019-06-24
CN202080043123.7A CN113950536B (zh) 2019-06-24 2020-06-08 罐用钢板及其制造方法
PCT/JP2020/022579 WO2020261965A1 (ja) 2019-06-24 2020-06-08 缶用鋼板およびその製造方法

Related Parent Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202080043123.7A Division CN113950536B (zh) 2019-06-24 2020-06-08 罐用钢板及其制造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN115976416A true CN115976416A (zh) 2023-04-18

Family

ID=74059696

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202080043123.7A Active CN113950536B (zh) 2019-06-24 2020-06-08 罐用钢板及其制造方法
CN202310045025.2A Pending CN115976416A (zh) 2019-06-24 2020-06-08 罐用钢板及其制造方法

Family Applications Before (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202080043123.7A Active CN113950536B (zh) 2019-06-24 2020-06-08 罐用钢板及其制造方法

Country Status (11)

Country Link
US (1) US20220316023A1 (zh)
JP (1) JP6881696B1 (zh)
KR (1) KR102587650B1 (zh)
CN (2) CN113950536B (zh)
AU (1) AU2020302464A1 (zh)
BR (1) BR112021026166A2 (zh)
CA (1) CA3142677A1 (zh)
MX (1) MX2021015950A (zh)
MY (1) MY196470A (zh)
TW (1) TWI729852B (zh)
WO (1) WO2020261965A1 (zh)

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08325670A (ja) * 1995-03-29 1996-12-10 Kawasaki Steel Corp 製缶時の深絞り性及びフランジ加工性と、製缶後の表面性状とに優れ、十分な缶強度を有する製缶用鋼板及びその製造方法
JP3793253B2 (ja) * 1995-08-11 2006-07-05 新日本製鐵株式会社 加工性に優れた熱延鋼板の製造方法
JP4051778B2 (ja) 1998-10-08 2008-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 表面性状が良好な３ピース缶に適した缶用鋼板
JP4244486B2 (ja) * 1999-08-05 2009-03-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度缶用鋼板およびその製造方法
JP3887009B2 (ja) 2002-12-05 2007-02-28 東洋鋼鈑株式会社 薄肉化深絞りしごき缶用鋼板およびその製造法
JP4972771B2 (ja) 2006-12-05 2012-07-11 Ｊｆｅスチール株式会社 エアゾール用絞り加工缶の製造方法およびエアゾール用絞り加工缶
JP5135868B2 (ja) * 2007-04-26 2013-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 缶用鋼板およびその製造方法
PL2500445T3 (pl) * 2009-11-09 2020-08-10 Nippon Steel Corporation Blacha stalowa cienka o dużej wytrzymałości mająca doskonałą obrabialność i utwardzalność farby przy wypalaniu oraz sposób wytwarzania blachy stalowej cienkiej o dużej wytrzymałości
JP5541263B2 (ja) * 2011-11-04 2014-07-09 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN102912227A (zh) * 2012-10-23 2013-02-06 鞍钢股份有限公司 一种软质镀锡原钢板及其制造方法
JP5900711B2 (ja) * 2014-03-28 2016-04-06 Ｊｆｅスチール株式会社 缶用鋼板およびその製造方法
NZ724754A (en) 2014-04-30 2017-12-22 Jfe Steel Corp High-strength steel sheet for containers and method for producing the same
WO2016075866A1 (ja) * 2014-11-12 2016-05-19 Ｊｆｅスチール株式会社 缶用鋼板及び缶用鋼板の製造方法
CN107429360B (zh) * 2015-03-31 2019-06-25 杰富意钢铁株式会社 罐用钢板及罐用钢板的制造方法
CN109423577B (zh) * 2017-08-30 2021-01-12 宝山钢铁股份有限公司 一种高强多相钢镀锡原板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR102587650B1 (ko) 2023-10-10
JP6881696B1 (ja) 2021-06-02
CA3142677A1 (en) 2020-12-30
KR20220004196A (ko) 2022-01-11
JPWO2020261965A1 (ja) 2021-09-13
MX2021015950A (es) 2022-02-03
CN113950536B (zh) 2023-04-07
CN113950536A (zh) 2022-01-18
AU2020302464A1 (en) 2022-02-17
WO2020261965A1 (ja) 2020-12-30
TW202117034A (zh) 2021-05-01
TWI729852B (zh) 2021-06-01
BR112021026166A2 (pt) 2022-02-15
MY196470A (en) 2023-04-12
US20220316023A1 (en) 2022-10-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5884714B2 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5453884B2 (ja) 高強度容器用鋼板およびその製造方法
KR101923327B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR101402365B1 (ko) 시효성 및 베이킹 경화성이 우수한 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP5434212B2 (ja) 高強度容器用鋼板およびその製造方法
TWI460029B (zh) 高強度高加工性罐用鋼板及其製造方法
KR101941067B1 (ko) 스테인리스 냉연 강판용 소재
KR101994914B1 (ko) 캔용 강판 및 캔용 강판의 제조 방법
KR101264537B1 (ko) 제관용 강판의 제조 방법
JP2009007607A (ja) 極薄容器用鋼板
CN113242909B (zh) 罐用钢板及其制造方法
JP4779737B2 (ja) 極薄缶用鋼板の製造方法および極薄缶用鋼板
JP2005350737A (ja) 強い缶体強度と良好なプレス加工性を備えた缶用薄鋼板およびその製造方法
CN113950536B (zh) 罐用钢板及其制造方法
JP4677914B2 (ja) 軟質缶用鋼板およびその製造方法
KR20220068310A (ko) 강도, 성형성 및 표면 품질이 우수한 도금강판 및 이의 제조방법
JP2021155849A (ja) 缶用鋼板およびその製造方法
CN115176042A (zh) 钢板和钢板的制造方法
JP2790369B2 (ja) 加工性に優れた冷延鋼板の製造方法
JPH0718381A (ja) 深絞り性の優れた冷延鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination