JP2023054763A - 包装用冷間圧延平鋼製品及び平鋼製品の製造方法 - Google Patents

包装用冷間圧延平鋼製品及び平鋼製品の製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP2023054763A
JP2023054763A JP2022155877A JP2022155877A JP2023054763A JP 2023054763 A JP2023054763 A JP 2023054763A JP 2022155877 A JP2022155877 A JP 2022155877A JP 2022155877 A JP2022155877 A JP 2022155877A JP 2023054763 A JP2023054763 A JP 2023054763A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
flat steel
temperature
steel product
cooling
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
JP2022155877A
Other languages
English (en)
Inventor
カウプ バークハード
Kaup Burkhard
キルシェシュ ペーター
Kirchesch Peter
コウル マニュエル
Koehl Manuel
ノウスカリス ディミトリオス
Nouskalis Dimitrios
ゴッセン アレクサンダー
Gossen Alexander
エームケ ビヨン
Ehmke Bjoern
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.)
ThyssenKrupp Rasselstein GmbH
Original Assignee
ThyssenKrupp Rasselstein GmbH
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 ThyssenKrupp Rasselstein GmbH filed Critical ThyssenKrupp Rasselstein GmbH
Publication of JP2023054763A publication Critical patent/JP2023054763A/ja
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C21D1/34—Methods of heating
    • C21D1/42—Induction heating
    • 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
    • C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
    • C21D1/60—Aqueous agents
    • 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
    • C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
    • C21D1/613—Gases; Liquefied or solidified normally gaseous material
    • 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
    • C21D1/62—Quenching devices
    • C21D1/63—Quenching devices for bath quenching
    • 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
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following 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
    • C21D8/0247—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
    • 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
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0405—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0442—Flattening; Dressing; Flexing
    • 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation 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
    • 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
    • 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
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • 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
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/54—Furnaces for treating strips or wire
    • C21D9/56—Continuous furnaces for strip or wire
    • 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
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/54—Furnaces for treating strips or wire
    • C21D9/56—Continuous furnaces for strip or wire
    • C21D9/573—Continuous furnaces for strip or wire with cooling
    • 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
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/54—Furnaces for treating strips or wire
    • C21D9/56—Continuous furnaces for strip or wire
    • C21D9/60—Continuous furnaces for strip or wire with induction heating
    • 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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C21D2211/003—Cementite
    • 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
    • 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
    • C21D2211/009—Pearlite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Landscapes

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

Abstract

【課題】０．４９ｍｍ未満の厚さを有する、低炭素鋼からなる包装用冷間圧延平鋼製品、及びその製造方法を提供する。【解決手段】この平鋼製品はマルテンサイトを含まない微細構造を有し、５Ｉ－ｕｎｉｔ以下の平坦度を有する。この平鋼製品は、引張強度が３００ＭＰａ～５５０ＭＰａの範囲の、包装用標準グレードのものであり、炭素含有量が０．０１重量％～０．１重量％の範囲内の冷間圧延鋼板を誘導焼鈍し、次いで、再結晶焼鈍した鋼板の焼入れのために水冷することによって、製造ことができる。５Ｉ－ｕｎｉｔ以下の平坦度を達成するために、製造工程において、まず、誘導焼鈍鋼板を１，０００Ｋ／ｓ未満の一次冷却速度で、取出し温度まで一次冷却し、取出し温度は変態温度である７２３℃未満、好ましくは６９０℃未満とし、その後、１，０００Ｋ／ｓ未満の二次冷却速度、水温８０℃未満の水冷によって、鋼板の二次冷却を行う。【選択図】図４

Description

本発明は、厚さ０．４９ｍｍ未満の包装用冷間圧延平鋼製品、及びその製造方法に関する。
包装用の冷間圧延鋼板及び鋼ストリップなどの平鋼製品の製造では、鋼本来の組織状態及び成形性を回復するために、（一次）冷間圧延後に再結晶温度を超える温度で平鋼製品の焼鈍が行われる。特に、飲料缶又は食品缶などの、包装材製造用の平鋼製品の場合、深絞り成形法や引張成形法での製造時に平鋼製品が激しい変形を受けるため、良好な成形性は重要な材料パラメータとなる。包装材製造時のこうした変形に耐えるために、平鋼製品には高い強度も要求される。
軽量化及び省資源化のため、包装材の製造には、より薄い平鋼製品がますます使用されるようになってきている。厚さ０．２ｍｍ未満の非常に薄い平鋼製品の場合、それを用いた包装材の十分な安定性を確保するために、使用する鋼の強度を更に高めることが必要となる。そのため、５５０ＭＰａを超える引張強度を有する、より高強度の平鋼製品を製造するための構想が、先行技術において構築されてきた。例えば、特許文献１には、包装用鋼として使用するための鋼板の製造方法が開示されており、この方法では、５％を超える破断伸びで、５００ＭＰａを超える引張強度を有する、冷間圧延鋼板を製造することができる。硬質マルテンサイト相を含む多相微細構造を形成することで、高い引張強度が実現される。多相微細構造を形成するために、冷間圧延平鋼製品の再結晶焼鈍では、まず磁気誘導によってＡｃ１温度を超える焼鈍温度まで急速加熱し、次いで、水冷で急速冷却することにより、焼鈍温度までの誘導加熱時に鋼中に生成したオーステナイト相を、マルテンサイトに転化させる。
特許文献１から知られる、再結晶焼鈍中の平鋼製品の誘導加熱は、気候に悪影響を及ぼす廃棄ガスを削減する観点からも、有利である。従来の加熱方法では、ベル型焼鈍炉又は連続焼鈍炉で、熱伝導又は熱放射によって、平鋼製品を加熱して焼鈍していた。この方法では、一般的に化石燃料を使って焼鈍炉を運転するため、気候に悪影響を及ぼす排出物、特に二酸化炭素及び窒素酸化物が発生する。一方、誘導炉には電気エネルギーが供給されるため、再生可能エネルギーで発電した電力を使って、気候に配慮した運転を行うこともできる。
しかしながら、誘導炉の設置には高い投資コストがかかる。引張強度が５５０ＭＰａを超える高強度の平鋼製品は、包装用鋼の分野ではニッチな製品にすぎず、包装用鋼製品の市場全体に占める割合は小さい。そのため、経済的理由から、誘導炉を備える焼鈍設備、及び再結晶焼鈍鋼板を焼入れするための後工程での水冷による、高強度の平鋼製品だけでなく、３００ＭＰａ～５５０ＭＰａの範囲の引張強度を有する、いわゆる標準グレードの範囲のものも製造できることが必要である。ある。
しかしながら、このような強度の低い標準グレードの平鋼製品では、誘導炉での急速加熱と、水冷装置での急速冷却との間の温度変化により、焼鈍後の平鋼製品の平坦度に問題が発生する。
ＤＥ１０２０１１０５６８４７Ａ１
したがって、本発明は、気候に有害な排出物の発生を低減した気候に優しい方法で、高速で、費用対効果が高く、かつエネルギー効率の高い再結晶焼鈍を行うことができ、包装材の製造に十分な平坦度を有する、標準グレードの平鋼製品を提供する、という目的に基づくものである。
この目的は、請求項１に記載の平鋼製品、及び請求項８に記載の製造方法によって解決される。平鋼製品及びその製造方法の好ましい実施形態は、各従属請求項に開示されている。
本発明による包装用平鋼製品は、重量で以下の組成を有する鋼を用いて作製される：
炭素（Ｃ）：０．０１％～０．１％
ケイ素（Ｓｉ）：０．０３％未満
マンガン（Ｍｎ）：０．６％未満
リン（Ｐ）：０．１％未満
硫黄（Ｓ）：０．０３％未満
アルミニウム（Ａｌ）：０．１％未満
窒素（Ｎ）：０．０７％未満
残部鉄及び不可避的不純物
包装用平鋼製品は、上述の組成を有する鋼溶融物からスラブを鋳造し、このスラブから熱間圧延によりホットストリップを製造し、このホットストリップを少なくとも圧延比８０％で冷間圧延して厚さ０．４９ｍｍ未満の冷間圧延鋼ストリップにし、この冷間圧延鋼ストリップを、再結晶温度を超える焼鈍温度での、連続焼鈍炉における再結晶焼鈍に供し、この冷間圧延鋼ストリップを連続焼鈍炉で焼鈍温度まで誘導加熱し、所定の保持時間の間、焼鈍温度で保持する。保持時間経過後、焼鈍後の鋼ストリップを、一次冷却工程で最大１０００Ｋ／ｓの一次冷却速度で取出し温度（Ｔｑ）まで冷却し、その直後の二次冷却工程で、１０００Ｋ／ｓを超える二次冷却速度で８０℃未満の温度まで鋼ストリップを冷却する。取出し温度（Ｔｑ）は、７２３℃の変態温度（Ａｃ１）未満、好ましくは再結晶温度未満であり、特に好ましくは６９０℃未満、特に６００℃未満であることが好ましい。一次冷却速度は、好ましくは４００Ｋ／ｓ未満、特に２００Ｋ／ｓ未満である。二次冷却速度は、好ましくは１５００Ｋ／ｓ超、特に２０００Ｋ／ｓ超である。
本発明による製造方法では、鋼ストリップは、好ましくは１００Ｋ／ｓ超の加熱速度で、連続焼鈍炉で、焼鈍のために焼鈍温度まで誘導加熱される。好ましくは、加熱速度は３００Ｋ／ｓより高く、特に４００Ｋ／ｓ～６００Ｋ／ｓの間である。
二次冷却よりはるかに低い冷却速度で行われる一次冷却では、鋼ストリップは変態温度（Ａｃ１）７２３℃未満の温度まで冷却されるため、鋼中にマルテンサイトが形成されない。しかし、実際の鋼組織では平衡状態が存在しないため、変態温度Ａｃ１未満であっても島状マルテンサイトが検出されることがある。マルテンサイト相を回避するために、好ましくは６９０℃未満、特に好ましくは６５０℃以下、特に５００℃～６００℃の範囲の取出し温度まで、一次冷却が行われる。原理的には、５００℃未満の取出し温度も可能であるが、焼鈍された鋼ストリップの一次冷却時に、より高い冷却能力を必要となるため、好ましくない。本発明による製造方法で製造された平鋼製品は、取出し温度が変態温度Ａｃ１未満、好ましくは６９０℃未満である場合、マルテンサイトを含まない微細構造を有することを特徴とする。本発明による平鋼製品の鋼微細構造は、少なくとも実質的に、すなわち好ましくは９０％超のフェライト、より好ましくは９５％超のフェライトのみから構成される。場合によっては、フェライトに加えて、セメンタイト及び／又はパーライト及び／又は残留オーステナイトの成分が存在してもよい。好ましくは、本発明の平鋼製品の鋼微細構造は、マルテンサイト、ベイナイト又はオーステナイトを含まない。これらの好ましい微細構造は、本発明による製造方法において、特に、焼鈍後に冷間圧延鋼ストリップを冷却する際の、冷却条件によって確実なものとなる。
冷却時間を最短にするために、鋼ストリップを焼鈍温度から取出し温度（Ｔｑ）まで冷却する一次冷却速度は、好ましくは、少なくとも２５Ｋ／ｓである。一次冷却を完全にガス冷却で行えるようにするために、一次冷却速度は、好ましくは最大１０００Ｋ／ｓ、より好ましくは４００Ｋ／ｓ未満、特に２００Ｋ／ｓ未満に制限される。窒素ガス冷却による一次冷却を行えるようにするために、設備の都合上、一次冷却速度は、２５Ｋ／ｓ～４００Ｋ／ｓの範囲であることが好ましい。一次冷却用の冷却装置を適切に装置選択することに関して、鋼ストリップの厚さと一次冷却速度との積は、好ましくは５Ｋｓ－１ｍｍ～２００Ｋｓ－１ｍｍの間である。
同等の組成、特に０．０１重量％～０．１重量％の範囲の低炭素含有量（低炭素，ＬＣ）であり、硬質マルテンサイト相を含む多相鋼組織を有する平鋼製品と比較して、本発明による平鋼製品は、より低い引張強度及びより低い降伏強度を示す。本発明による平鋼製品は、時効状態において、例えば、３００ＭＰａ～７００ＭＰａの範囲の０．２％降伏強度（０．２％耐力）（Ｒｐ０．２）を示す。本発明による平鋼製品の時効状態での破断伸び（Ａ）は、好ましくは１０％～３５％の範囲であり、より好ましくは２０％～３０％の範囲である。平鋼製品の時効状態は、平鋼製品の保管及び／若しくは塗装とその後の乾燥によって自然に得られるか、又は、平鋼製品を２００℃～２１０℃の範囲の温度に２０分間加熱することによって、人工的に得られるかのいずれかである。したがって、本発明による平鋼製品の応力－ひずみ曲線の機械的パラメータは、包装材製造のための標準グレード鋼板の値に相当するものである。
平鋼製品の強度は、冷却後の機械的後処理に依存する。冷却後に最大５％の圧延度までスキンパス（すなわち冷間再圧延）された一回圧延（ＳＲ）鋼板の場合、本発明による平鋼製品の降伏強度は３００ＭＰａ～５００ＭＰａの範囲である。二回圧延（ＤＲ）鋼板の場合、時効処理後、本発明による平鋼製品の降伏強度は、４３０ＭＰａ～７００ＭＰａの範囲である。いずれの場合も、引張強度は降伏強度の値より約２５ＭＰａ高い。
本発明による平鋼製品の引張強度又は降伏強度をこれらの好ましい範囲に維持するために、再結晶焼鈍鋼ストリップの冷却中の取出し温度を、６００℃未満、特に、５００℃～６００℃の最も好ましい範囲に維持することが好ましい。
したがって、本発明による方法では、高速誘導加熱及び二次高速冷却により、短時間に大きな温度差を経験するものの、再結晶焼鈍後に、低速の一次冷却及び高速の二次冷却の二段階で冷却を行うため、標準グレードの範囲内の強度と破断伸びを有する包装用平鋼製品を製造することができる。したがって、本発明による方法では、誘導加熱と水による急冷（水焼入れ）の組み合わせから構成される、非常に高速でエネルギー効率に優れかつ低エミッションの熱処理にもかかわらず、費用効率が高く、環境及び気候に優しい方法で、標準グレードの範囲内の包装用平鋼製品を製造することが可能となる。誘導加熱の利点は、特に、（非常に高速で効率的なプロセス制御、及び低い投資コストを保証する）非常に短い連続焼鈍炉の形成、（従来の放射加熱管を使用して化石燃料で動作する従来の焼鈍炉と比較して）低い運用コスト及び保守コスト、（誘導炉は再生可能発電電力で動作可能で、窒素酸化物が発生しないことによる）低エミッション運転、並びに加熱段階又は冷却段階なしでストリップの焼鈍システムの高速な起動と停止ができること及び焼鈍プロセス中に急速な温度変化ができることである。最後に、誘導炉は、放射加熱管を用いた従来の焼鈍炉と比較して、はるかに効率性に優れるため、本発明による方法は、非常に優れたエネルギー効率を有する。
冷間圧延鋼ストリップが焼鈍中に連続焼鈍炉内に留まる全焼鈍時間は、鋼ストリップを焼鈍温度まで加熱する加熱時間、及び保持時間で構成されるが、誘導加熱によりこの加熱時間は非常に短くなる。加熱速度に応じて、加熱時間は１秒～６秒の範囲である。焼鈍温度及び再結晶温度にもよるが、鋼組織の完全な再結晶を確実にするには、焼鈍時間は５秒未満、多くの場合１秒未満で十分である。保持時間中、鋼ストリップは再結晶温度より高い温度で保たれる。本発明による方法では、保持時間は、好ましくは０．５秒～２．０秒に設定され、より好ましくは１秒未満、特に０．６０秒～０．９５秒の間に設定される。
焼鈍温度は、好ましくは６９０℃～７６９℃である。この上限である７６９℃はキュリー温度によって規定されており、鋼の誘導加熱中にこれを超えることはできない。５秒未満の好ましい焼鈍時間内に鋼構造を完全に再結晶させるには、６９０℃の焼鈍温度で十分であり、したがって、６９０℃は焼鈍温度の有利な下限を示すものである。焼鈍温度が上昇するにつれて、完全な再結晶に必要な焼鈍時間は減少する。焼鈍時間が１秒未満であれば、７２５℃の焼鈍温度が必要となるため、焼鈍温度は７２５℃～７６９℃の範囲が特に好ましい範囲である。
誘導炉で完全に再結晶させた後の、鋼ストリップの一次冷却は、ガス冷却、特にガスジェットで行うことが好ましい。二次冷却は、好ましくは水冷、特に水焼入れで行い、９５℃未満の水温、好ましくは８０℃未満の水温を有する水浴中に鋼ストリップを浸漬する。エネルギー上の理由から、９５℃までの最高水温が有利である、なぜなら、これらの温度では、他のプロセスにおける加熱媒体として、最適な効率で冷却水を再利用できるからである。しかしながら、８０℃を超える水温は避けられるべきである、なぜなら、鋼ストリップを水浴に浸した際に冷却水が過度に蒸発し、鋼ストリップと冷却水との間の蒸気層によって起こるライデンフロスト現象のために、冷却時間が長くなることがあるからである。また、鋼ストリップの平坦性を最適化するためには、２５℃以下の低い水温が好ましい。したがって、好ましい水温の範囲は、１０℃～８０℃であり、より好ましくは１５℃～５０℃である。
更に、驚くべきことに、本発明による平鋼製品は、非常に良好な平坦度も示す。本発明による平鋼製品の平坦度は、ＡＳＴＭ規格Ａ１０３０／Ａ１０３０Ｍ－１１「Ｓｔａｎｄａｒｄ Ｐｒａｃｔｉｃｅ ｆｏｒ Ｍｅａｓｕｒｉｎｇ Ｆｌａｔｎｅｓｓ Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓ ｏｆ Ｓｔｅｅｌ Ｓｈｅｅｔ Ｐｒｏｄｕｃｔｓ」に規定された測定方法によって、定量化することが可能である。平鋼製品（鋼板、鋼ストリップとして知られる）の凹凸が基本的に正弦曲線に従うものであると仮定すると、平鋼製品の平坦度は上記規格の計算により「Ｉ－ｕｎｉｔ」で表すことができる。一般的に、平鋼製品を冷間圧延又はスキンパスするための圧延機は、冷間圧延又はスキンパスされた平鋼製品の平坦度を、（形状が異なる平坦度欠陥がある場合にも）直接Ｉ－ｕｎｉｔで記録する測定装置を備えている。本発明による平鋼製品は、５Ｉ－ｕｎｉｔ以下の平坦度を有する。
本発明による平鋼製品の良好な平坦度は、再結晶焼鈍後の２段階冷却にも起因するものである。二次冷却速度よりもかなり低い、好ましくは４００Ｋ／ｓ未満の一次冷却速度による一次冷却に起因して、再結晶焼鈍された鋼ストリップが予冷された後、好ましくは１０００Ｋ／ｓを超える非常に高い二次冷却速度による二次冷却で、８０℃未満の温度まで最終的に冷却される。その結果、特に鋼ストリップが連続焼鈍炉から出た直後及び一次冷却中の段階で鋼組織に掛かる応力が低下する。応力が低いため、凹凸の形成が少なくなる。鋼ストリップは、一次冷却中に再結晶温度未満、特に６００℃未満の温度まで冷却されるため、一次冷却後には既に鋼組織が形成されている。このため、非常に高い二次冷却速度で二次冷却しても、鋼ストリップには大きな応力が発生せず、凹凸もほとんど生じない。
また、本発明による平鋼製品の平坦度は、１．５ｍｍの最大波高さ（ｈ）を有するエッジ波形であることを特徴とし得るが、最大波高さ（ｈ）は１．０ｍｍ未満であることが好ましい。良好な平坦度の別の特徴は、鋼ストリップの所定の長さに沿った波の数によるものであると考えることができる。本発明による平鋼製品では、圧延方向の鋼ストリップの長さ１ｍ当たり、１．０ｍｍを超える波高さ（ｈ）を有する波の数は、６個未満であることが好ましい。
平鋼製品の平坦度に影響を与える本発明による方法の重要なパラメータは、二次冷却（水焼入れ）が開始される取出し温度（Ｔｑ）である。この取出し温度（Ｔｑ）は、焼鈍温度（一次冷却時に、鋼ストリップは焼鈍温度から冷却される）、並びに、一次冷却の冷却速度及び冷却時間によって決定される。約７１５℃の限界取出し温度（Ｔｑ）未満では、本発明による平鋼製品は、５Ｉ－ｕｎｉｔ以下の範囲内で良好な平坦度を示す。この限界取出し温度を超えると、Ｉ－ｕｎｉｔで表される平坦度欠陥の線形増加が、鋼ストリップ端部で観察される。したがって、取出し温度は７１５℃未満であることが好ましい。更に、７００℃を超える取出し温度では、フェライトマトリックスにマルテンサイト及び／又は残留オーステナイトを含む、多相微細構造の形成が観察されることがある。このような多相構造は、本発明による平鋼製品では除外されるべきであるため、また、多相組織を有する平鋼製品は、時効後の引張強度が最大５０ＭＰａ低下する高い焼戻し感受性を示すため、取出し温度は６９０℃未満であることが好ましく、特に５００℃～６５０℃であり、５５０℃～６００℃であることが最も好ましい。
水冷、特に水槽での焼入れを行う場合、（鉄）酸化層に起因して、鋼ストリップ表面に耐食性の問題が生じることがある。腐食の問題を回避するために、平鋼製品の表面の酸化物被覆率は、最大で３００Ｃ／ｍ２、好ましくは１００Ｃ／ｍ２未満であることが望ましい。これを達成するために、本発明による方法では、好ましくは、二次冷却中の水焼入れに使用される焼入れ水を調整する。特に、この目的のために、焼入れ水に溶解した酸素含有量が低減される。特に、これを達成するために、例えば不活性ガス（Ｎ２及び／又はＨＮｘなど）を注入することによって、焼入れ水を減圧することができる。
更に、鋼ストリップの表面の酸化被膜を最小限に抑えるために、連続焼鈍炉の炉内雰囲気の酸素量を極力少なくし、焼入れ水の水温を２０℃以下にすることもできる。溶解した酸素濃度を低減することにより焼入れ水を調整した場合、２０℃以下の低い焼入れ水温を設定することができる。例えば、不活性ガス（Ｎ２、ＨＮｘ）などで焼入れ水を調整することで、温度とはほとんど関係なく、焼入れ媒体中に溶解した酸素濃度を、選択的に調整することができる。これは、様々な水温において、所定の一定の溶解酸素濃度を設定することができることを意味する。実際、水温が高くなると、鋼ストリップ表面と冷却水との間の蒸気膜がより厚くなり、その結果、より安定的に長く残るようになる。蒸気膜がより安定的に長く残るようになると、三相反応（水、蒸気、鋼）の反応時間が長くなり、したがって、鋼ストリップ表面で測定できる酸化物担持量も増加する、なぜなら、鋼ストリップ表面の酸化は、三相反応が起こる安定した蒸気膜の蒸発領域で起こるためである。冷却水中に溶解した酸素は、二次冷却中の鋼ストリップによって生じる（局所的な）温度上昇に起因して蒸気膜中を通過し、そこで鋼ストリップ表面の酸化に利用され、酸化物担持量を増大させる。そのため、二次冷却中の酸化物担持量が高くならないように、冷却水の水温は２０℃以下、特に１５℃～２０℃の範囲の低水温であることが好ましい。その結果、鋼ストリップ表面上で３００Ｃ／ｍ２未満の酸化物占有率を達成することができる。
本発明による方法では、再結晶焼鈍鋼ストリップを冷却後に、スキンパス度０．２％～５％でスキンパスすることができ、あるいは、再圧延率５％超～４５％で二次冷間圧延（再圧延）することができる。スキンパス圧延（一回圧延，ＳＲ）では、降伏強度は３００ＭＰａ～５００ＭＰａの範囲内であり、二次再圧延（二回圧延，ＤＲ）では、降伏強度は４３０ＭＰａ～７００ＭＰａの範囲内である。スキンパス又は再圧延では、特に鋼ストリップの幅方向にわたって、平坦度が更に向上する。
二次冷間圧延（再圧延）又はスキンパス圧延の後、本発明による平鋼製品は、例えば（ブリキ製造のための）電解錫めっきによって施された錫層、及び／又は（電解クロム被覆鋼：ＥＣＣＳの製造のための）電解クロムめっきによって施されたクロム／酸化クロム被覆などの耐食層で被覆することもできる。それに加えて又はそれの代わりに、クロムフリー（クロムを含まない）パッシベーション層、及び、ポリマー層（特にポリマーコーティング又はポリマーフィルムの形態）などの有機コーティングを、表面に施すこともできる。
本発明による平鋼製品及びその製造方法の、これら及び他の特徴、並びに利点は、図面を参照して後述する、実施形態及び実施例に開示されている。
本発明による、時効処理した平鋼製品の引張試験で得られた、応力－ひずみ曲線図の典型的な曲線であり、εはひずみ、σは応力、ＲｅＬは下降伏強度、ＲｅＨは上降伏強度、Ｒｍは引張強度を表す。 本発明による方法の、取出し温度（Ｔｑ）の関数としての、平鋼製品の強度及び破断伸びを示すグラフであり、図２ａは強度（Ｒｐ２、ＲｅＬ、ＲｅＨ及びＲｍ）に対する取出し温度（Ｔｑ）の影響、図２ｂは破断伸びＡに対する取出し温度（Ｔｑ）の影響を示す。 平鋼製品の引張強度及び降伏強度を、二次冷間圧延及びスキンパス圧延（スキンパス）の際の、それぞれの再圧延度の関数として示すグラフであり、図３ａは引張強度（Ｒｍ）に対する再圧延率（ＮＷＧ）の影響、図３ｂは上降伏強度（ＲｅＨ）に対する再圧延率（ＮＷＧ）の影響を示す。 本発明による方法で行われる典型的な焼鈍サイクルを、温度－時間図で表したグラフである。
本発明による平鋼製品の製造は、炭素含有量の少ない鋼溶融物（低炭素鋼，ＬＣ）からスラブを鋳造し、熱間圧延してホットストリップを得るものである。以下に、本発明による平鋼製品を製造することができる鋼の成分について、詳細に説明する。
鋼の組成
・炭素（Ｃ）：０．０１％以上、０．１％以下、好ましくは０．０８５％未満
炭素は、硬度及び強度を高めるものである。本発明の目的は、中程度の強度、例えば３００ＭＰａ～７００ＭＰａの範囲の降伏強度（ＲｅＬ）を有する包装用冷間圧延平鋼製品を製造することである。そのため、５％未満の低い再圧延度又はスキンパス度であっても所望の強度を達成するために、鋼は少なくとも０．０１ｗｔ％の炭素を含む。一次冷間圧延中、及び必要に応じて二次冷間圧延（再圧延又はスキンパス）工程において、破断伸びを低下させることなく平鋼製品の圧延性を確保するために、炭素含有量が高すぎてはならない。更に、炭素含有量が増加するにつれて、平鋼製品の製造及び加工中に、潜伏という形で顕著な異方性が発生する、なぜなら、炭素は鋼のフェライト格子への溶解度が低いことに起因して、主にセメンタイトの形態で存在するからである。また、炭素含有量が増加するにつれて、表面品質が劣化し、包晶点に近づくにつれて、スラブ割れの危険性が増加する。そのため、冷間圧延平鋼製品の熱処理中に、平坦度欠陥が発生することがある。したがって、スラブ割れの発生、及びそれに伴う平坦度欠陥を回避するために、炭素含有量を最大０．１重量％に制限することが好ましい。冷間圧延鋼板の良好な平坦度と等方的な材料特性を達成するためには、炭素含有量が０．０８５重量％未満であることが特に好ましい。
・マンガン（Ｍｎ）：０．６％以下、好ましくは０．１７％超
マンガンも硬度及び強度を高めるものである。更に、マンガンは鋼の溶接性及び耐摩耗性を向上させる。更に、マンガンを添加することで、硫黄を結合させて有害性の低いＭｎＳにすることにより、熱間圧延時に赤熱脆性の傾向を抑制することができる。更に、マンガンは結晶粒微細化をもたらし、かつ、マンガンは鉄の格子中への窒素溶解度を高めて、スラブ表面への炭素の拡散を防止することができる。したがって、マンガンの含有量は０．１７重量％以上であることが好ましい。所望の強度を得るためには、マンガン含有量は０．２重量％超、特に０．３０重量％以上であることが好ましい。しかしながら、マンガン含有量が多くなりすぎると、鋼の耐食性を犠牲にすることになり、食品適合性がもはや保証されなくなる。更に、マンガン含有量が多くなりすぎると、ホットストリップの強度が高くなりすぎて、もはやホットストリップの冷間圧延ができないことを意味する。したがって、マンガン含有量の上限は０．６重量％である。
・リン（Ｐ）：０．１％未満
リンは、鋼における好ましくない副産物である。リンの含有量が多いと、特に鋼の脆化につながり、平鋼製品の成形性が悪化するため、リンの含有量の上限は０．１重量％である。
・硫黄（Ｓ）：０．０３％未満、好ましくは０．００１％超
硫黄は、鋼の延性及び耐食性を劣化させる好ましくない付随元素である。したがって、鋼に含まれる硫黄は０．０３重量％以下にすべきである。一方、鉄鋼の脱硫には複雑でコスト高な対策が必要であるため、経済性の観点から、硫黄含有量を０．００１重量％未満にすることは合理的ではない。したがって、硫黄含有量は０．００１重量％～０．０３重量％の範囲内であり、特に好ましくは０．００５重量％～０．０１重量％の範囲内である。
・アルミニウム（Ａｌ）：０．１％未満、好ましくは０．００２％超
アルミニウムは、鋼製造において、鋼を焼入れする際の脱酸剤として必要とされる。また、アルミニウムは耐スケール性及び成形性を向上させる。そのため、アルミニウム含有量は、０．００２重量％超であることが好ましい。しかしながら、アルミニウムは窒素と共に窒化アルミニウムを形成して、遊離窒素の量を減少させるため、窒素による固溶強化によって達成できる強度が低下するという欠点がある。更に、アルミニウム濃度が高すぎると、アルミニウムクラスタの形で表面欠陥が発生し、これも平坦度欠陥の原因となるおそれがある。そのため、アルミニウムは０．１重量％未満の濃度で使用される。
・ケイ素（Ｓｉ）：０．０３％未満
ケイ素は、鋼の耐スケール性を向上させる固溶硬化剤である。鋼の生産において、ケイ素は脱酸剤の役割を果たす。また、ケイ素には、鋼の引張強度及び降伏強度を向上させるというプラスの効果もある。したがって、所望の強度を得るためには、ケイ素の含有量は０．００３重量％以上であることが好ましい。しかしながら、ケイ素含有量が高くなりすぎ、特に０．０３重量％を超えると、鋼の耐食性が低下し、特に電解コーティングによる表面処理が困難になる場合がある。
・窒素（Ｎ）：０．０７％未満、好ましくは０．００１％超
合金鋼では、窒素は固溶強化剤として硬度及び強度を高めるとともに、成形性に好影響を与え、このことは、例えばエリクセン深さ（エリクセン指数）の高い値に表される。したがって、所望の強度及び成形性を得るためには、窒素含有量が０．００１ｗｔ％超であることが好ましい。しかしながら、溶鋼中の窒素濃度が高すぎると、溶鋼から製造されたホットストリップの冷間圧延性が低下する。このことは、特に窒素含有量が０．０１６重量％を超える場合に顕著である。更に、溶鋼中の窒素濃度が高いと、非常に高い窒素濃度において熱間加工性が低下するため、熱間圧延ストリップに欠陥が発生するリスクが高くなる。熱間圧延ストリップに欠陥があると、冷間圧延鋼板の平坦度が損なわれる。このため、良好な平坦度を達成するための窒素含有量の上限は０．０７重量％であり、好ましくは０．０１６重量％以下である。
・任意：窒化物形成剤、特に、ニオブ、チタン、ホウ素、モリブデン、クロム
アルミニウム、チタン、ニオブ、ホウ素、モリブデン、及びクロムなどの窒化物形成元素は、本発明による平鋼製品の鋼には不利である、なぜなら、窒化物の形成により遊離窒素の割合を低下させるからである。更に、これらの元素は高価であるため、製造コストを上昇させる。一方、ニオブ、チタン、ホウ素などの元素には、靭性を低下させることなく、マイクロアロイング成分として結晶粒微細化により、強度を高める効果がある。したがって、前述の窒化物形成剤は、鋼溶融物の合金成分として、一定の範囲内で有利に添加することができる。したがって、鋼は、重量比で以下の合金成分を（任意に）含むことができる：
・チタン（Ｔｉ）：０．０１％未満
・ホウ素（Ｂ）：０．００５％未満
・ニオブ（Ｎｂ）：０．０１％未満
・クロム（Ｃｒ）：溶鋼製造時のスクラップの使用を可能にし、かつスラブ表面での炭素の拡散を妨げるために、好ましくは、０．０１％超であり、炭化物及び窒化物を避けるために、０．１％未満
・モリブデン（Ｍｏ）：再結晶温度の過度の上昇を防ぐため、０．０２％未満。
その他の任意の成分
溶鋼は、残部鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物の他に、以下のような任意の成分を含む場合がある：
・任意の銅（Ｃｕ）：溶鋼製造時にスクラップを使用できるようにするため、便宜上０．００２％超であるが、食品適合性を保証するためには、０．１％未満である。
・任意のニッケル（Ｎｉ）：溶鋼製造時にスクラップを使用できるようにするため、かつ靭性を向上させるために、便宜上０．０１％超であるが、食品適合性を保証するためには、０．１％未満である。
・任意の錫（Ｓｎ）：好ましくは、０．０３％未満。
平鋼製品の製造方法
上述した鋼組成で、本発明による平鋼製品の製造のための鋼溶融物を生成し、これをまず連続鋳造し、冷却後、スラブに切断する。次いで、スラブを１１００℃超、特に１２００℃の予熱温度に再加熱し、熱間圧延して、厚さが１～４ｍｍの範囲の熱間圧延ストリップを製造する。
熱間圧延中の最終圧延温度は、オーステナイトを維持するために、好ましくはＡｒ３温度より高く、特に好ましくは、８００℃～９２０℃である。
所定の好適な一定の巻取り温度（リール温度、ＨＴ）で、熱間圧延ストリップをコイル状に巻き取る。巻取り温度は、フェライト域を維持するために、好ましくはＡｒ１未満であり、炭化物の均一な分布、及びできる限り微細なセメンタイトの析出を達成するために、好ましくは５００℃～７５０℃の範囲内であり、特に好ましくは６４０℃未満である。
厚さ０．４９ｍｍ以下の範囲内の薄型平鋼製品（極薄板）の形態で包装用鋼を製造するために、便宜上、少なくとも８０％、好ましくは８５％～９８％の範囲の厚み減少（圧延度又は冷間圧延度）で、熱間圧延ストリップを冷間圧延する。鋼ストリップの幅は、好ましくは１２００ｍｍ以下であり、特に好ましくは７００ｍｍ～１１００ｍｍの範囲である。冷間圧延中に破壊された鋼の結晶構造を回復させるために、冷間圧延された鋼ストリップを、次いで、再結晶温度を超える焼鈍温度で、焼鈍炉で再結晶焼鈍する。これは、例えば、鋼ストリップを焼鈍温度まで誘導加熱し、焼鈍温度で所定の保持時間の間保持する連続焼鈍炉に、冷間圧延鋼ストリップの形態の平鋼製品を通すことによって行う。冷間圧延鋼ストリップを連続焼鈍炉で焼鈍する際に、焼鈍温度まで誘導加熱する加熱速度は、１００Ｋ／ｓ超、好ましくは３００Ｋ／ｓ超、特に４００Ｋ／ｓ～６００Ｋ／ｓである。
焼鈍温度は、好ましくは７２５℃～７６９℃であり、保持時間は１秒未満、特に０．３秒～０．９秒、より好ましくは０．７秒未満、特に０．５０秒～０．６０秒である。
保持時間を経過した後、再結晶焼鈍鋼ストリップを、一次冷却工程において、１０００Ｋ／ｓ未満の一次冷却速度で、再結晶温度より低い取出し温度（Ｔｑ）、好ましくは７１５℃未満、特に６００℃未満の取出し温度（Ｔｑ）まで冷却する。好ましくは、一次冷却速度は、４００Ｋ／ｓ未満であり、例えば、１００Ｋ／ｓ～４００Ｋ／ｓの範囲内である。一次冷却の直後に、鋼ストリップを８０℃未満の温度にする二次冷却を、１０００Ｋ／ｓ超の二次冷却速度で行う。好ましくは、二次冷却速度は１５００Ｋ／ｓ超であり、例えば、１６００Ｋ／ｓ～３０００Ｋ／ｓの範囲内である。好ましくは、ガス冷却、特にガスジェットによって一次冷却を行い、好ましくは、水冷、特に水温８０℃以下の水浴中に鋼ストリップを浸漬することによって二次冷却を行う。
鋼ストリップの焼鈍及び冷却を行う典型的な焼鈍サイクルを図４に示す。ここで、Ｔｍは、焼鈍炉で鋼ストリップを加熱する（最高）焼鈍温度、Ｔｑは、二次冷却を開始する取出し温度、Ｔｆは、二次冷却を行う水冷装置の水温を示すものである。鋼ストリップを、好ましくは２秒未満、例えば１．０秒～２．０秒の間にある短い加熱時間ｔ１以内に、焼鈍温度まで誘導加熱する。鋼ストリップを、保持時間ｔＨ＝ｔ２－ｔ１で、ｔ２まで焼鈍温度で保持した後、冷却する。冷却は、２段階で行う、すなわち、鋼ストリップを低い冷却速度で取出し温度Ｔｑまで冷却する、ガス冷却による一次冷却工程（時間ｔ３まで）、及び時間ｔ３から始まり、鋼ストリップを非常に高い冷却速度で、水温Ｔｆまで冷却する二次冷却工程、の２段階である。
以下、本発明の実施形態及び比較例の実施例を説明する。
本発明の実施形態の実施例
表１に列挙した合金組成の鋼溶融物を熱間圧延した後、（一次）冷間圧延して、平鋼製品（鋼板）を製造した。
次いで、冷間圧延した平鋼製品を、連続焼鈍炉において、再結晶温度を超える焼鈍温度まで高加熱速度で誘導加熱し、保持時間の間、焼鈍温度で保持することによって、再結晶焼鈍を行った。保持時間が終了すると、鋼ストリップを２段階で冷却した、すなわち、低冷却速度のガス冷却により取出し温度Ｔｑまで一次冷却した後、所定の水温Ｔｆの水浴中で高速焼入れして二次冷却を行った。冷却後、鋼ストリップに、再圧延度５％～４５％の冷間再圧延、又はスキンパス度０．２％～最大５％のスキンパスを行った。焼鈍及び冷却中のプロセスパラメータ、及びその後の二次冷間圧延又はスキンパス時のプロセスパラメータを表２に示し、得られた材料パラメータを表３に示す。そこでは、
・Ｔｍは焼鈍温度（単位：℃）、
・ｔＨは滞留時間（単位：秒）、
・ｄＴ／ｄｔ_Ｋ１は一次冷却中の冷却速度（単位：Ｋ／ｓ）、
・Ｔｑは、一次冷却終了時の取出し温度（単位：℃）、
・Ｔｆは、二次冷却中の水温（単位：℃）、
・Ｄは、再圧延又はスキンパス後の鋼ストリップの厚さ（単位：ｍｍ）、
・ＮＷＧは、二次冷間圧延中の再圧延度（単位：％）、又はスキンパス中のスキンパス度（単位：％）、
・Ｒｐ０．２又はＲｐ２は、（圧延方向の）０．２％の降伏強度（単位：ＭＰａ）、
・Ｒｐ０．５又はＲｐ５は、（圧延方向の）０．５％の降伏強度（単位：ＭＰａ）、
・ＲｅＬは、（圧延方向の）下降伏強度（単位：ＭＰａ）、
・ＲｅＨは、（圧延方向の）上降伏強度（単位：ＭＰａ）、
・Ａは、（圧延方向の）破断伸び（単位：％）、
・Ｒｍは、（圧延方向の）引張強度（単位：ＭＰａ）、
・Ｐは、「ＡＳＴＭ Ａ１０３０／Ａ１０３０Ｍ－１１」に定義された規格に従って測定された平坦度（単位：Ｉ－ｕｎｉｔ）。
比較例
比較のため、表１による合金組成の鋼板を、連続焼鈍炉を用いて、１００Ｋ／ｓを超える加熱速度で再結晶温度より高い焼鈍温度に誘導加熱し、保持時間の間、焼鈍温度で保持して再結晶焼鈍を実施し、その後、１０００Ｋ／ｓを超える冷却速度で水冷により単一工程で冷却した。次いで、比較例の平鋼製品を、１０００Ｋ／ｓを超える冷却速度で、単一工程にて冷却する処理を実施した。冷却後、鋼ストリップは、再圧延度５％～４５％で冷間再圧延され、又はスキンパス度０．２％～最大５％でスキンパスされた。こうした比較例の、焼鈍及び冷却時のプロセスパラメータ、及びその後の二次冷間圧延又はスキンパス時のプロセスパラメータを表２に示し、得られた材料パラメータを表３に示す。
本発明による実施例及び比較例の試験片を、スキンパス又は二次再圧延後に、約２００℃～２１０℃の時効処理温度で、２０分を超えて保持することによって、人工時効を施した。機械的特性を測定するために、時効処理した試験片に対して引張試験を行った（ＤＩＮ ＥＮ１０２０２０及びＥＮ ＩＳＯ ６８９２に準拠）。図１に、時効処理後の試験片の典型的な応力－ひずみ図を示す。
再圧延度が５％未満のスキンパス試験片については、ＲｅＬは時効状態での降伏強度と規定している。再圧延度が５％以上の再圧延試験片については、必ずしもＲｅＬを特定できないため、ＲｅＨ、又は０．５％耐力（Ｒｐ０．５）を、時効状態での降伏強度と規定している。一般に、降伏強度の特定には、ＲｅＬが決定できる場合にはこのパラメータを使用すべきであり、そうでない場合は、リューダースひずみの範囲の平坦（プラトー）域が明らかであれば、Ｒｐ０．２％降伏強度を適切なパラメータとして使用することが推奨され、その他の場合は、最大ＲｅＨ値及び／又は最大Ｒｍ値を使用すべきである。
表３に見られるように、比較例（比較例１、６～１０、１５～１７、２０～２２）では、マルテンサイト相を有する多相微細構造が形成されており、このため、これらの比較例は本発明の範囲内にあると認定することはできない。このことは、取出し温度が高いこと、及び二次冷却中に急激に冷却されることで説明できる。したがって、再結晶焼鈍鋼ストリップの冷却中のプロセス制御では、マルテンサイト相を回避するために、取出し温度Ｔｑを６９０℃未満にすることが好ましい。多相微細構造に起因して、これらの比較例は、本発明による実施例と比較して高い降伏強度及び引張強度を有しているが、（スキンパス度５％未満の一回圧延冷間圧延鋼ストリップの場合）降伏強度が最大５００ＭＰａの好ましい範囲から外れている。更に、比較例６～１０、１２、１５～１７、及び比較例２０～２２は、５Ｉ－Ｕｎｉｔを超える高い平坦度値によって表される平坦度欠陥を示すため、これらの比較例は、本発明の範囲に含まれないと判断される。比較例１２では、マルテンサイト相は形成されていない。しかしながら、二次冷却時の水温が高いため、（同じ６番の鋼である）本発明による実施例２～５及び実施例１１と比較して、このサンプルは、本発明の範囲外である、１７．３Ｉ－Ｕｎｉｔという平坦度値に表わされた平坦度欠陥を示す。
取出し温度Ｔｑが、強度及び破断伸びに及ぼす影響を明らかにするため、表１に従って、異なる取出し温度Ｔｑでの引張試験を、時効試験片に対して行った。これらの試験の結果は図２にグラフで示されており、図２ａは、降伏強度（Ｒｐ２、ＲｅＬ、ＲｅＨ及びＲｍ）に対する取出し温度Ｔｑの影響を示し、図２ｂは、破断伸びＡに対する取出し温度Ｔｑの影響を示している。図２ａから、約６５０℃を超える取出し温度Ｔｑでは強度の増加を観察することができるが、図２ｂから分かるように、取出し温度Ｔｑは破断伸びにほとんど影響を与えない。
再圧延（二次冷間圧延、又はスキンパス）時の強度変化を決定するため、異なる再圧延度（ＮＷＧ）で、本発明による試験片及び比較例の試験片で、試験を実施した。これらの試験結果を図３にグラフで示す。図３ａは引張強度（Ｒｍ）に対する再圧延度（ＮＷＧ）の影響を示し、図３ｂは上降伏強度（ＲｅＨ）に対する再圧延度（ＮＷＧ）の影響を示す。図３ａ及び図３ｂから、本発明による試験片では、再圧延度による強度の増加が、比較例よりも小さくなることが分かる。したがって、本発明による平鋼製品は、再圧延度５％～４５％の二回圧延（ＤＲ）試験片の場合であっても、降伏強度が４３０ＭＰａ～７００ＭＰａである、中程度の強度範囲に維持することができる。これにより、中程度の強度を有するとともに、二回冷間圧延によって、厚さ０．２１ｍｍ以下の平鋼製品を形成することができる。５％以下のスキンパス度において、本発明の平鋼製品は、３００ＭＰａ～５００ＭＰａの範囲の降伏強度を有する。

Figure 2023054763000002
Figure 2023054763000003
Figure 2023054763000004
Figure 2023054763000005
Figure 2023054763000006

Claims (18)

  1. ０．４９ｍｍ未満の厚さを有する包装用の冷間圧延平鋼製品であって、重量で、
    Ｃ：０．０１～０．１％、
    Ｓｉ：０．０３％未満、
    Ｍｎ：０．６％未満、
    Ｐ：０．１％未満、
    Ｓ：０．０３％未満、
    Ａｌ：０．１％未満、
    Ｎ：０．０２％未満、
    場合により、Ｃｒ：０．１％未満、
    場合により、Ｎｉ：０．１％未満、
    場合により、Ｃｕ：０．１％未満、
    場合により、Ｔｉ：０．０１％未満、
    場合により、Ｂ：０．００５％未満、
    場合により、Ｎｂ：０．０１％未満、
    場合により、Ｍｏ：０．０２％未満、
    場合により、Ｓｎ：０．０３％未満、
    残部鉄及び不可避的不純物、
    の組成を有し、
    前記平鋼製品が、マルテンサイトを含まない微細構造を有し、平坦度が５Ｉ－ｕｎｉｔｓ以下である、
    平鋼製品。
  2. 前記平鋼製品は、時効状態において３００ＭＰａ～７００ＭＰａの降伏強度を有し、前記平鋼製品の前記時効状態は、室温での保管及び／若しくは塗装とその後の乾燥によって自然に得られるか、又は、前記平鋼製品を２００℃～２１０℃の範囲の温度で２０分間加熱することによって人工的に得られることを特徴とする、請求項１に記載の平鋼製品。
  3. 前記平鋼製品は、時効状態において、１０％以上、好ましくは３５％まで、より好ましくは１５％以上、特に３０％までの破断伸び（Ａ）を有し、前記平鋼製品の前記時効状態は、室温での保管及び／若しくは塗装とその後の乾燥によって自然に得られるか、又は、前記平鋼製品を２００℃～２１０℃の範囲の温度で２０分間加熱することによって人工的に得られることを特徴とする、請求項１又は２に記載の平鋼製品。
  4. 前記平鋼製品の前記鋼微細構造が、マルテンサイト及びベイナイトのいずれも含まず、かつオーステナイトも含まないことを特徴とする、請求項１又は２に記載の平鋼製品。
  5. 前記平鋼製品の前記鋼微細構造が、少なくとも実質的にフェライトのみを含むか、又は、フェライトと、微細構造成分であるセメンタイト及びパーライトのうちの１つ以上とを含むことを特徴とする、請求項４に記載の平鋼製品。
  6. 前記平鋼製品が、５％以下のスキンパス度でスキンパスされ、３００ＭＰａ～５００ＭＰａの降伏強度を有するか、又は、前記平鋼製品が、５％を超え４５％以下の再圧延度で再圧延され、４３０ＭＰａ～７００ＭＰａの降伏強度を有することを特徴とする、請求項１又は２に記載の平鋼製品。
  7. 前記平鋼製品が、１．５ｍｍの最大波高さ（ｈ）を有するエッジ波形を有し、及び／又は、前記平鋼製品の圧延方向の長さ１ｍにわたって、１．０ｍｍを超える波高さ（ｈ）を有する波を６個未満有することを特徴とする、請求項１又は２に記載の平鋼製品。
  8. 請求項１記載の平鋼製品の製造方法であって、前記平鋼製品は、
    前記鋼から製造されたスラブを熱間圧延して熱間圧延ストリップを得るステップと、
    前記熱間圧延ストリップを圧延比８０％以上で冷間圧延し、０．４９ｍｍ未満の厚さを有する冷間圧延鋼ストリップを得るステップと、
    前記冷間圧延鋼ストリップを連続焼鈍炉で焼鈍するステップであって、再結晶焼鈍鋼ストリップを得るために、前記冷間圧延鋼ストリップを前記連続焼鈍炉で再結晶温度より高い焼鈍温度に誘導加熱し、所定の保持時間の間、前記焼鈍温度で保持するステップと、
    前記再結晶焼鈍鋼ストリップを、１０００Ｋ／ｓ未満の最大一次冷却速度で、変態温度７２３℃より低い取出し温度（Ｔｑ）まで一次冷却するステップと、
    前記鋼ストリップを、１０００Ｋ／ｓより高い二次冷却速度で、８０℃未満の温度まで二次冷却するステップと、
    によって請求項１に記載の組成を有する鋼から得られる、製造方法。
  9. 前記一次冷却が、ガス冷却によって行われ、前記二次冷却が、水冷によって行われる、請求項８に記載の方法。
  10. 前記鋼ストリップが、冷却後に０．２％～５％のスキンパス度でスキンパスされ、スキンパスされた前記鋼ストリップの降伏強度が３００ＭＰａ～５００ＭＰａである、請求項８又は９に記載の方法。
  11. 前記鋼ストリップが、冷却後に０．２％～５％のスキンパス度でスキンパスされ、スキンパス後の降伏強度が３００ＭＰａ～５００ＭＰａであるか、又は、前記鋼ストリップが、冷却後に５％を超え４５％以下の再圧延度で冷間再圧延され、再圧延後の降伏強度が、４３０ＭＰａ～７００ＭＰａである、請求項８又は９に記載の方法。
  12. 前記冷間圧延鋼ストリップが、前記連続焼鈍炉での焼鈍中に、１００Ｋ／ｓを超える加熱速度で、前記焼鈍温度まで誘導加熱される、請求項８又は９に記載の方法。
  13. 前記冷間圧延鋼ストリップが、前記連続焼鈍炉での焼鈍中に、１秒未満の保持時間で、前記焼鈍温度で維持される、請求項８又は９に記載の方法。
  14. 前記焼鈍温度が、７２５℃～７６９℃である、請求項８又は９に記載の方法。
  15. 前記冷間圧延鋼ストリップが、一次冷却中に、少なくとも２５Ｋ／ｓの一次冷却速度で、前記焼鈍温度から前記取出し温度（Ｔｑ）まで冷却される、請求項８又は９に記載の方法。
  16. 二次冷却直後の前記平鋼製品の表面が、最大酸化物被覆率３００Ｃ／ｍ２の表面酸化を有する、請求項８又は９に記載の方法。
  17. 前記取出し温度（Ｔｑ）が、最大６００℃である、請求項８又は９に記載の方法。
  18. 二次冷却後に、前記平鋼製品の少なくとも一方の表面に、錫、及び／又は、クロム／クロム酸化物コーディング、及び／又は、有機コーディングが施される、請求項８又は９に記載の方法。
JP2022155877A 2021-10-04 2022-09-29 包装用冷間圧延平鋼製品及び平鋼製品の製造方法 Pending JP2023054763A (ja)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102021125692.5 2021-10-04
DE102021125692.5A DE102021125692A1 (de) 2021-10-04 2021-10-04 Kaltgewalztes Stahlflachprodukt für Verpackungen und Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts

Publications (1)

Publication Number Publication Date
JP2023054763A true JP2023054763A (ja) 2023-04-14

Family

ID=83355077

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2022155877A Pending JP2023054763A (ja) 2021-10-04 2022-09-29 包装用冷間圧延平鋼製品及び平鋼製品の製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US11920206B2 (ja)
EP (1) EP4159880A1 (ja)
JP (1) JP2023054763A (ja)
KR (1) KR20230049036A (ja)
CN (1) CN115921527A (ja)
CA (1) CA3177102A1 (ja)
DE (1) DE102021125692A1 (ja)

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
NL8500658A (nl) 1985-03-08 1986-10-01 Hoogovens Groep Bv Werkwijze voor het vervaardigen van dual phase verpakkingsstaal.
DE102011056846B4 (de) * 2011-12-22 2014-05-28 Thyssenkrupp Rasselstein Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Aufreißdeckels sowie Verwendung eines mit einer Schutzschicht versehenen Stahlblechs zur Herstellung eines Aufreißdeckels
DE102011056847B4 (de) 2011-12-22 2014-04-10 Thyssenkrupp Rasselstein Gmbh Stahlblech zur Verwendung als Verpackungsstahl sowie Verfahren zur Herstellung eines Verpackungsstahls
JP6540769B2 (ja) * 2016-10-04 2019-07-10 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度極薄鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP4159880A1 (de) 2023-04-05
DE102021125692A1 (de) 2023-04-06
CA3177102A1 (en) 2023-04-04
KR20230049036A (ko) 2023-04-12
US20230107544A1 (en) 2023-04-06
CN115921527A (zh) 2023-04-07
US11920206B2 (en) 2024-03-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US7534312B2 (en) Steel plate exhibiting excellent workability and method for producing the same
JP5135868B2 (ja) 缶用鋼板およびその製造方法
JP5971434B2 (ja) 伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性および曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法
CN110073024B (zh) 弯曲加工性优异的超高强度钢板及其制造方法
WO2013125399A1 (ja) 冷延鋼板及びその製造方法
US20230227930A1 (en) Ultrahigh-strength dual-phase steel and manufacturing method therefor
JP2014051683A (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
JP3990553B2 (ja) 形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板およびその製造方法
JP4430444B2 (ja) 形状凍結性に優れた低降伏比型高強度熱延鋼板とその製造方法
JP2024512668A (ja) 引張強度≧９８０ＭＰａの二相鋼と溶融亜鉛メッキ二相鋼およびそれらの急速熱処理製造方法
JP4102284B2 (ja) ｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法
JP4126007B2 (ja) 形状凍結性と焼付硬化性に優れた冷延鋼板及びその製造方法
CN107541663B (zh) 一种饮料罐用电镀锡钢板及其生产方法
JPH03202421A (ja) 異方性の小さい高延性高強度冷延鋼板の製造方法
JP2004124123A (ja) 加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP2023054763A (ja) 包装用冷間圧延平鋼製品及び平鋼製品の製造方法
JP3911226B2 (ja) 形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法
JP4189194B2 (ja) 加工性と形状凍結性に優れた冷延鋼板及びその製造方法
CN112226674A (zh) 一种家电用耐时效冷轧热镀锌钢板及其生产方法
CN112400033A (zh) 具有高强度、高成型性、优异的烘烤硬化性的热轧镀覆钢板及其制造方法
JPH01168813A (ja) プレス加工性の優れた高強度熱延薄鋼板の製造方法
KR100611497B1 (ko) 마르텐사이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법
JP2023547090A (ja) 熱的安定性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
KR20240098636A (ko) 강판 및 그 제조방법
JP5092908B2 (ja) 耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20230221

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20240206

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20240312

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20240522