JP7303234B2 - 包装用板金製品 - Google Patents

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Description

本発明は、０．６ｍｍ未満の厚みを有する冷間圧延鋼板から作製される包装用板金製品に関する。
包装用板金製品は、飲料缶、食品缶、又はエアゾール缶等の包装材を製造するために使用される、０．６ｍｍまでの厚みを有する冷間圧延鋼板である。包装用板金製品は、包装材を製造する際に、深絞り加工やしごき加工等の強い変形を加えられるため、一方では、高い変形性を有していなくてはならない。他方では、包装材の重量を低減するために、高い強度の可能な限り薄い鋼板が、包装用板金製品として使用される。このような包装用板金製品は、熱間圧延鋼板を一回又は二回冷間圧延する工程により、所望の最終の厚みにされる。全冷間圧延率（冷間圧延による厚みの減少率）は、一般的に、少なくとも８０％であり、この場合、熱間圧延鋼板（ホットストリップ）は、厚みを低減させるために、一回又は二回冷間圧延される。一回圧延鋼板（ＳＲ）は、冷間圧延後、変形性を回復させるために、再結晶焼きなましされ、その後、任意で、５％未満の制限された最終圧延率で、再圧延又は冷間仕上げが施される。二回圧延鋼板（ＤＲ）では、再結晶焼きなまし後に、鋼板をしばしば０．３ｍｍ未満の所望の最終的な厚みにするために、５～４５％の間の最終圧延率で、二回目の冷間圧延工程が行われる。
全冷間圧延率、すなわち、所望の最終の厚みにする一回又は二回の冷間圧延による熱間圧延鋼の厚みの減少率は、技術的及び材料特有の理由により限定されるため、冷間圧延鋼板の最終的な厚みを可能な限り薄くするために、熱間圧延鋼板（ホットストリップ）の厚みを限定することが要求される。しかし、ホットストリップの厚みを限定することは、一方では、経済的理由により、他方では、ホットストリップに材料欠陥が生じるため、不利である。普通の厚みを有するホットストリップを一回又は二回冷間圧延することにより、０．６ｍｍ未満、好ましくは０．５ｍｍ未満、特に０．３５ｍｍ未満の可能な限り薄い最終的な厚みを有する鋼板を製造可能にするためには、全冷間圧延率が８５％超である必要がある。しかし、所定の組成を有する鋼板の全冷間圧延率は、技術的理由及び包装材の製造に必要な鋼板の変形挙動の両方のため、任意に高い値に増加させることはできない。例えば、全冷間圧延率が高すぎると、冷間圧延鋼板が耳割れを起こす傾向が高くなる。所定の鋼組成を有する鋼板は、全冷間圧延率に依存して耳割れの傾向を有しており、それは、最適な冷間圧延率の冷間圧延鋼板から形成されるカップの上端の最小耳高さを示す。
また、耳割れの傾向が可能な限り小さくなる冷間圧延鋼板の最適な全冷間圧延率（全冷間圧延率の最適値）は、鋼の組成に依存する。炭素と窒素の含有率が比較的低い鋼では、全冷間圧延率の最適値が高くなる。しかし、炭素と窒素は鋼の強度の増加に寄与するため、炭素と窒素の含有率が非常に低い鋼は、中程度の強度しか示さない。しかし、中程度の強度しか有していない鋼からは、十分な最終的な安定性を有する、限定された厚みの包装材を製造できない。
これを出発点として、本発明の課題は、可能な限り薄い厚みで十分に高い二軸強度を有し、同時に包装材を製造するための多軸変形中に、良好な変形挙動を示す冷間圧延鋼板を提供することである。冷間圧延鋼板は、普通ではない厚み範囲のホットストリップがその製造のために使用することができるように、可能な限り高い全冷間圧延率で、熱間圧延鋼板（ホットストリップ）を、再結晶焼きなまし後に冷間仕上げにより一回冷間圧延することによって、又は、再結晶焼きなまし後に、二回目の冷間圧延工程により、二回冷間圧延することによって、０．６ｍｍ未満の所望の薄い最終厚み、０．１０ｍｍ～０．５０ｍｍの範囲の好ましい最終厚みに製造される。包装用板金製品としての本発明の冷間圧延鋼板は、包装材を製造する際の深絞り加工やしごき加工等の多軸変形工程における高い要求を満たさなくてはならず、そのような工程では、包装用板金製品は、材料の破損なく且つ製造される三次元の包装材本体の強度を損なうことなく、特に多軸変形及び厚み方向の薄肉化に耐えなくてはならない。
これらの課題は、請求項１に記載の包装用板金製品により解決される。本発明の包装用板金製品の好ましい特徴及び特性、並びにその製造方法は、従属請求項から明らかである。本発明による包装用板金製品を特徴付ける方法は、請求項１５に規定される。
本発明は、下記を考慮することから始まる。
包装用板金製品から包装材を製造するための変形方法、例えば、飲料缶の製造のための深絞り加工やしごき加工では、元の厚みが局所的に０．６ｍｍ未満の包装用板金の大きな薄肉化と共に、包装用板金（冷間圧延鋼板）の多軸変形が生じる。例えば、飲料缶の深絞り加工及びしごき加工中に、包装用板金の厚みは、変形用のダイによって包装用板金を変形させることにより、缶本体の中央部分において、元の厚みの約３０％にまで低減される。この際に生じる材料の応力は、一軸引張試験の応力－ひずみ線図により決定される引張強度及び破断伸びのような機械的性質によって、不適当にのみ特徴付けられる。このため、一軸引張試験により決定された特徴に基づき、包装用板金製品の機械的性質を最適化することは、好ましくない。
したがって、材料特性を最適化するために、包装用板金製品の機械的性質及び特に変形挙動の特徴は、多軸引張試験によってより特徴付けることができるという事実から、本発明は出発する。本発明による包装用板金製品の機械的性質及び変形能は、したがって、光学測定システムを用いた、（ＥＮ ＩＳＯ １６８０８に準じる）ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ １６８０８規格により規定される液圧カッピング試験（下記ではバルジ試験とも記載する）により有利に記録される。ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ １６８０８規格の液圧カッピング試験では、二軸応力－ひずみ曲線が、鋼板の試験片で、光学測定システムによって決定され、純粋な伸長形態の真二軸応力を、厚みの減少を考慮して、変形の程度（厚み方向の真伸び量ε）により記録される。この目的のために、鋼板の試験片は、特に円形のブランクであり、端部をダイと留め具との間に固定し、その後、鋼板にクラックが生じるまで突出するように、固定した鋼板に対して液圧を掛ける。液圧カッピング試験中、液体の圧力が測定され、光学測定器具により、板の変形の変化が記録される。板の変形の記録に基づき、変形した板の、局所的な曲率、表面の変形の程度、及び厚みを記録することができる。液体の圧力、変形した板の厚み、及び曲率半径から、（真）二軸応力と厚み方向の真伸びを算出することができる。これらのデータから、二軸応力－ひずみ曲線（二軸の応力の流れ曲線）を決定する。バルジ試験から得られる二軸応力－ひずみ曲線の曲線形状は、一軸引張試験（例えば、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６８９２－１規格に規定される）と比較すると、類似した曲線形状を有している。しかし、バルジ試験の液圧カッピング試験では、弾性領域を超えると、同じ材料において、変形の値がより高く、特に伸び値がより高く、さらにより顕著な冷間硬化が達成される。
同じ試験片において、一軸引張試験とバルジ試験の応力－ひずみ曲線の曲線形状が類似していることから、例えば、絶対強度、下降伏強度及び上降伏強度、破断伸び、並びにリューダース伸び等の一軸引張試験により通常決定される機械的特徴は、液圧カッピング試験（バルジ試験）の二軸応力－ひずみ曲線に適宜割り当てることができると想定される。表１は、一軸引張試験及びバルジ試験による液圧カッピング試験から得られた機械的特徴を割り当てたものを示している。図１に、時効鋼板の試験片のバルジ試験から決定された二軸応力－ひずみ曲線の例が示されている。図１では、真二軸応力σＢ［ＭＰａ］が、厚み方向の真伸び量｜ε｜［％］に対してプロットされ、記録された機械的特徴が、表１に従い示され、プロットされている。バルジ試験の二軸引張試験では、厚みの減少により、厚み方向の真伸びは負になる。よって、（真）伸びεは、常に板の厚み方向の負の伸び量と理解され、その場合、厚みの減少は真伸びを記録していると考えられる。図１の挿入部分に、弾性及び塑性変形の領域が拡大表示されている。
表１に示されている鋼板の試験片の機械的特徴は、図１の例に示されているように、二軸応力－ひずみ線図において、下記のように決定される。
応力－ひずみ線図の曲線は、横座標において連続する３つの特徴的な領域を示す。
（１）応力対伸びの直線的な傾きを示す弾性領域
上降伏強度ＳｂｅＨは、応力における最初の明確な低下が生じる前の、この直線の極大であると説明される。
（２）塑性領域への遷移又は塑性領域の開始を示す、応力が伸びに対してほぼ一定である不連続な曲線形状
この不連続な領域内の最も低い応力は、下降伏強度ＳｂｅＬに対応し、遷移現象は考慮されない。不連続な領域（２）の最後、つまり再び連続的に上昇する曲線形状を示す領域（３）である次の領域への遷移部分において、リューダース伸びＡｂｅが決定される。この目的のために、弾性領域の初期の線に平行な線が引かれ、横座標との交点においてリューダース伸びが読み取られる。したがって、材料の弾性回復は考慮されない。
（３）応力が伸びに対して破断点に至るまで連続的に上昇する、均一な冷間硬化の塑性領域
一方では、曲線形状の最後で、破断時の最大応力を表す絶対強度Ｓｂｍが決定される。他方では、破断伸びＡｂが読み取られ、その方法はリューダース伸びの決定に類似している。つまり、弾性領域の初期の線に平行な線が引かれ、横座標との交点において破断伸びが読み取られる。したがって、ここでも材料の弾性回復は考慮されない。
図２に、図１の応力－ひずみ曲線の塑性領域のうちリューダース伸びＡｂｅと（塑性）伸び上限ε最大＝０．５・Ａｂ・（ＳｂｅＬ／Ｓｂｍ）との間の領域が示されている。Ａｂは破断伸びであり、ＳｂｅＬは下降伏強度であり、Ｓｂｍは絶対強度である。図２に示されている応力－ひずみ曲線の塑性領域は、関数σＢ＝ｂ・εｎにより表すことができ、σＢは真二軸応力（ＭＰａ）、εは厚み方向の真伸び量（％）、ｂは比例定数、ｎはひずみ硬化指数（加工硬化係数）である。図２の例では、応力－ひずみ曲線の弾性－塑性領域は、リューダース伸びＡｂｅと（塑性）伸び上限ε最大との間において、関数σＢ＝ｂ・εｎ（ｂ＝４０２ＭＰａ、ｎ＝０．１３２）により表されている。図２の応力－ひずみ線図において、近似曲線が引かれている。
このような予備的考慮から始め、本発明は、
０．６ｍｍ未満の厚みを有する冷間圧延鋼板から作製される包装用板金製品であって、重量％で下記の組成：
Ｃ：０．００１～０．０６％、
Ｓｉ：＜０．０３％、好ましくは０．００２～０．０３％、
Ｍｎ：０．１７～０．５％、
Ｐ：＜０．０３％、好ましくは０．００５～０．０３％、
Ｓ：０．００１～０．０３％、
Ａｌ：０．００１～０．１％、
Ｎ：０．００２～０．１２％、好ましくは０．００４～０．０７％、
任意でＣｒ：＜０．１％、好ましくは０．０１～０．０８％、
任意でＮｉ：＜０．１％、好ましくは０．０１～０．０５％、
任意でＣｕ：＜０．１％、好ましくは０．００２～０．０５％、
任意でＴｉ：＜０．０１％、
任意でＢ：＜０．００５％、
任意でＮｂ：＜０．０１％、
任意でＭｏ：＜０．０２％、
任意でＳｎ：＜０．０３％、
残部鉄及び不可避的不純物、
を有し、
バルジ試験の二軸変形において、包装用板金製品は、３００ＭＰａ超の下降伏強度（ＳｂｅＬ）、及び１０％超の対応する破断伸び（Ａｂ）を有し、リューダース伸び（Ａｂｅ）と（塑性）伸び上限ε最大＝０．５・Ａｂ・（ＳｂｅＬ／Ｓｂｍ）との間の塑性領域では、関数σＢ＝ｂ・εｎにより表すことができる二軸応力－ひずみ線図σＢ（ε）を有し、
σＢは真二軸応力（ＭＰａ）であり、
εは厚み方向の真伸び量（％）であり、
ＳｂｅＬは下降伏強度であり、
Ｓｂｍは絶対強度であり、
Ａｂｅはリューダース伸びであり、
Ａｂは破断伸びであり、
ｂは比例定数であり、
ｎはひずみ硬化指数であり、
包装用板金製品の厚み方向の強化は、
ｎ≧０．３５３－５．１・ＳｂｅＬ／１０４ＭＰａ
のひずみ硬化指数により特徴付けられる。
バルジ試験により決定される二軸応力－ひずみ曲線の対応する特性を有する包装用板金製品は、２ｍｍ～４ｍｍの好ましい厚みを有するホットストリップを一回又は二回冷間圧延して、０．６ｍｍ未満の最終的な厚みに鋼板の厚みを低減することにより製造することができる。このような包装用板金製品は、一方では、包装材の製造のための十分に高い二軸強度により特徴付けられ、他方では、十分に高い多軸変形能を有しているため、厚み方向に材料をかなり薄肉化しても、クラックを生じることなく、多軸変形下での要求の厳しい深絞り加工による包装材の製造を可能にすることができる。高い二軸強度及び高い多軸変形能により、製造される包装材の安定性を妥協するおそれなく、より薄い包装用板金製品を、包装材の製造に使用することができる。より薄い包装用板金製品を使用することにより、それらから製造される包装材の重量を低減することができる。
二軸応力－ひずみ曲線を記録することによりバルジ試験の液圧カッピング試験によって決定することができる、本発明による包装用板金製品のこれらの有利な機械的性質は、一方では、０．００１～０．０６ｗｔ％の範囲の低い炭素含有率を有する冷間圧延鋼板の組成により、他方では、０．００２～０．１２ｗｔ％の高い窒素含有率により達成することができる。窒素は、窒化ガス雰囲気、特にアンモニア雰囲気の焼きなまし炉内で、冷間圧延鋼板の窒素含有率を増加させることにより、好ましくは、及び少なくとも本質的に、冷間圧延鋼板に取り込まれる。焼きなまし炉内で鋼板の窒素含有率を増加させることにより、導入された窒素を鋼板の断面にわたって、鋼の（フェライト）格子間に非常に均一に取り込む（侵入する）ことができる。これにより、熱間圧延鋼板（ホットストリップ）の良い特性を維持し、高い全冷間圧延率の最適値及び高い固溶体硬化を保つことができる。特に、ホットストリップ内の窒素含有率を低く、特に０．０１６ｗｔ％未満に保つことができる。これにより、溶融鋼からスラブを製造するときに、スラブにクラックやポアが生じることなく、スラブを熱間圧延することにより製造されるホットストリップの強度が高くなりすぎず、それ故、通常の圧延装置により、８０％超の全冷間圧延率（一回又は二回の冷間圧延による圧延率の合計）で、冷間圧延することができる。
焼きなまし炉内で冷間圧延鋼板の窒素含有率を増加させる間に取り込まれる窒素は、鋼板の表面に硬くてもろい窒化物層を形成することなく、鋼板の厚みにわたって均一に分布するように導入することができる。これは、特に、ストリップの形状の鋼板（すなわち、冷間圧延鋼ストリップ）を、好ましくは２００ｍ／分超の所定のストリップ速度で、連続焼きなまし炉内を通過させ、一方で、窒化ガス、特にアンモニアガスを導入して、焼きなまし炉内に窒素含有ガス雰囲気を作り、他方で、窒化ガス、特にアンモニアガスをノズルにより鋼ストリップの少なくとも片面又は両面に均一にスプレーすることで、冷間圧延鋼板の窒素含有率を増加させることにより、達成することができる。
冷間圧延鋼板の全窒素含有率を最大にするために、ホットストリップは、好ましくは、すでに０．００１ｗｔ％～０．０１６ｗｔ％の範囲の初期窒素割合Ｎ０を有しており、そうすることにより、冷間ストリップの窒素含有率を増加させることで生じる固溶体硬化が最大になる。ホットストリップの初期窒素含有率は、焼きなまし炉内で窒素含有率を増加させる際に、少なくとも０．００２ｗｔ％増加させることが好ましい。ホットストリップ内の初期窒素割合Ｎ０と、焼きなまし炉内で冷間圧延鋼ストリップの窒素含有率を増加させる際に取り込まれる窒素割合ΔＮとからなる、全窒素含有率は、焼きなまし炉内の窒素ドナー（窒素供与体）の存在下での冷間圧延鋼ストリップの焼きなまし中に、焼きなまし温度において解離した窒素ドナーの原子状窒素の冷間圧延鋼板内への拡散によって調整され、これにより、窒素割合がΔＮ増加する。焼きなまし炉内で窒素含有率を増加させる際に取り込まれる窒素割合ΔＮは、少なくとも０．００２ｗｔ％であることが好ましい。
冷間圧延鋼板内の遊離窒素の全重量割合は、ホットストリップ内の遊離窒素含有率Ｎ遊離（ホットストリップ）と、連続焼きなまし炉内で窒素含有率を増加させることにより加えられる窒素ΔＮの合計：
Ｎ遊離＝Ｎ遊離（ホットストリップ）＋ΔＮ
から得られる。
連続焼きなまし炉内で窒素含有率を増加させる際に窒素割合ΔＮが少なくとも本質的に格子間に取り込まれると想定される。冷間圧延鋼板内の遊離窒素の重量割合の上限は、鋼のフェライト格子内の窒素の固溶限により決定され、約０．１ｗｔ％である。
焼きなまし炉内で冷間圧延鋼板の窒素含有率を増加させるために使用される窒素ドナーは、焼きなまし炉内の窒素含有ガス雰囲気、特にアンモニア含有雰囲気、又は冷間圧延鋼板を焼きなまし炉内で加熱する前に、冷間圧延鋼板の表面に適用される窒素を含む液体であり得る。窒素ドナーは、焼きなまし炉内で解離により原子状窒素が利用可能になり、鋼板内に拡散できるように形成されなくてはならない。特に、窒素ドナーは、アンモニアガスであり得る。これを焼きなまし炉内で原子状窒素に解離させるために、冷間圧延鋼板の窒素含有率を増加させる際の焼きなまし炉内の温度は、４００℃超に設定されることが好ましい。
連続焼きなまし炉内で冷間圧延鋼板の窒素含有率を増加させることは、再結晶焼きなまし前、再結晶焼きなまし中、又は再結晶焼きなまし後に行うことができる。例えば、連続焼きなまし炉の上流の第１ゾーンにおいて、窒素ドナーの存在下で、再結晶温度より低い第１の温度で、連続焼きなまし炉内の窒素含有率を増加させ、その後、自由再結晶焼きなましのために、連続焼きなまし炉の下流の第２ゾーンにおいて、再結晶温度より高い第２の温度で、鋼板を加熱することが可能である。このような窒素含有率の増加と再結晶焼きなましの順序は、逆にすることもできる。窒素含有率を増加させるのに最適な温度は、再結晶焼きなましの温度よりも低いため、上記のように窒素含有率の増加と再結晶焼きなましとを連続焼きなまし炉内の異なるゾーンで別々に行うことは、対応する工程に最適な温度を設定できるという利点がある。しかし、経済的な理由から、窒素含有率の増加と鋼板の焼きなましを連続焼きなまし炉内で同時に行う場合は、窒素ドナーの存在下で、再結晶温度より高い温度で行うことが好ましい。
焼きなまし炉内で冷間圧延鋼板の窒素含有率を増加させることによって、窒素が、鋼板のフェライト格子内に本質的に非結合状態で、すなわち、鋼板のフェライト格子内に溶解状態で、鋼板に導入されることが達成される、なぜなら、焼きなまし炉内で窒素含有率を増加させる際に導入される窒素は、アルミニウムやクロムのような強い窒化物形成物質と結合せず、窒化物にならないからである。したがって、鋼内で溶解している非結合窒素が固溶体硬化により強度の増加に寄与するため、高い強度が達成される。０．００３％超、好ましくは少なくとも０．０１％の重量割合の窒素が、鋼の格子間に非結合状態で取り込まれることが好ましい。したがって、焼きなまし炉内で窒素含有率を増加させることにより冷間圧延鋼板内に導入される窒素は、固溶体硬化、よって包装用板金製品の強度パラメータの増加に（ほぼ）完全に寄与することができるため、二軸変形下での液圧カッピング試験（バルジ試験）において、３００ＭＰａ超の下降伏強度ＳｂｅＬを達成することができる。
鋼板の窒素含有率を増加させることにより生じる固溶体硬化は、取り込まれる窒素が鋼の格子（特にフェライト格子）間に非結合状態で導入される場合に、最も効率的であるため、窒素が窒素化合物の状態で結合されることを防ぐために、鋼の合金組成が有する、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ及び／又はＮｂのような（強い）窒化物形成物質は可能な限り少ないほうが都合がよい。したがって、鋼の合金組成は、下記の窒化物形成合金成分の重量割合について、下記の上限を有することが好ましい。
Ａｌ：＜０．１％、好ましくは０．０５％未満、
Ｔｉ：＜０．０１％、好ましくは０．００２％未満、
Ｂ：＜０．００５％、好ましくは０．００１％未満、
Ｎｂ：＜０．０１％、好ましくは０．００２％未満、
Ｃｒ：＜０．１％、好ましくは０．０８％未満、
Ｍｏ：＜０．００１％。
窒化物形成物質の全重量割合は、０．１％未満であることが好ましい。これにより、特に０．００３％超の非結合窒素の重量割合を保証することができる。
本発明による包装用板金製品を本発明によらない比較例の試験片と比較することにより、本発明による包装用板金製品について、焼きなまし炉内で冷間圧延鋼板の窒素含有率を増加させることにより、より高い値のひずみ硬化指数ｎを達成することができることも示された。ひずみ硬化指数ｎは、包装用板金製品の厚み方向の冷間硬化の尺度である。したがって、本発明による包装用板金製品は、本発明によらない比較例の試験片に対して、焼きなまし炉内で窒素含有率を増加させることにより生じるより高い窒素の割合に起因して、リューダース伸びＡｂｅと（塑性）伸び上限ε最大＝０．５・Ａｂ・（ＳｂｅＬ／Ｓｂｍ）との間の塑性領域において増加する冷間硬化により特徴付けられる。
バルジ試験により二軸応力－ひずみ曲線を決定することにより確かめることができる、本発明による包装用板金製品の機械的性質は、材料を（人工又は自然）時効させた後に達成される。自然時効は、材料を長期間保管すること、又はニスを塗った後に乾燥することを含むニス塗りによって、生じさせることができる。しかし、２００～２１０℃の時効温度で、２０～３０分の処理時間にわたり、包装用板金製品を熱処理することにより、人工時効を行い、材料を特徴付けることもできる。
本発明による包装用板金製品を製造するために、最初に、スラブが、下記の重量割合の合金成分からなる組成を有する鋼から鋳造される。
Ｃ：０．００１～０．０６％、
Ｓｉ：＜０．０３％、好ましくは０．００２～０．０３％、
Ｍｎ：０．１７～０．５％、
Ｐ：＜０．０３％、好ましくは０．００５～０．０３％、
Ｓ：０．００１～０．０３％、
Ａｌ：０．００１～０．１％、
Ｎ：＜０．０１６％、好ましくは０．００１～０．０１０％、
任意にＣｒ：＜０．１％、好ましくは０．０１～０．０８％、
任意にＮｉ：＜０．１％、好ましくは０．０１～０．０５％、
任意にＣｕ：＜０．１％、好ましくは０．００２～０．０５％、
任意にＴｉ：＜０．０１％、
任意にＢ：＜０．００５％、
任意にＮｂ：＜０．０１％、
任意にＭｏ：＜０．０２％、
任意にＳｎ：＜０．０３％、
残部鉄及び不可避的不純物。
スラブは熱間圧延されて、ホットストリップになる。スラブの熱間圧延中の最終的な圧延温度は、鋼のＡｒ３温度より高く、特に８００～９２０℃の範囲であることが好ましい。ホットストリップは、２ｍｍ～４ｍｍの範囲の厚みを有することが好ましい。経済的及び品質上の理由により、好ましくは２ｍｍ超のホットストリップの最大厚みが求められる。しかし、冷間圧延鋼板の最終的な厚みを達成するために、全冷間圧延率をもはや技術的に達成不可能な値まで上げることなく、ホットストリップを通常の圧延スタンドで冷間圧延する場合、ホットストリップの厚みをより高くする必要がある。したがって、ホットストリップの厚みは、４ｍｍを超えてはならない。２～４ｍｍの範囲のホットストリップの厚みにより、一方では、熱間圧延中の過度に高い圧延率に起因したホットストリップの欠陥が生じることが防止され、好ましい最終的な圧延温度が維持され、他方では、通常の圧延スタンドによりホットストリップを一回又は二回冷間圧延することにより、８０～９８％の範囲の高い全冷間圧延率で、最終鋼板を製造することが可能になる。
ホットストリップは、Ａｒ１温度より低い巻き取り温度、特に５００～７５０℃の範囲の巻き取り温度で、ロール（コイル）に巻き取られることが好ましい。その後、ホットストリップの巻き取られたコイルは、自然冷却によって室温に冷却されることが好ましく、便宜上、酸洗いによりスケール除去される。その後、ホットストリップの（一回目の）冷間圧延が、少なくとも８０％の圧延率（冷間圧延率）で行われ、冷間圧延鋼ストリップができる。その後、冷間圧延鋼ストリップは、焼きなまし炉内に導入される。焼きなまし炉は、連続焼きなまし炉であることが好ましく、その中を、冷間圧延鋼ストリップが、好ましくは２００ｍ／分の所定のストリップ速度で通過する。一方では、再結晶焼きなましが焼きなまし炉内で行われ、他方では、窒素含有率の増加が行われ、窒素含有率の増加と再結晶焼きなましの両方が、焼きなまし炉の同じセクションで同時に、又は特に連続焼きなまし炉の別のセクションで順番に行われ得る。再結晶焼きなましは、少なくとも６３０℃の鋼ストリップの焼きなまし温度で行われる。窒化ガス雰囲気が焼きなまし炉内に導入され、窒素ドナーの存在下で、焼きなまし炉内で、鋼ストリップの窒素含有率の増加が行われる。鋼ストリップの厚みにわたる導入された窒素の均一な分布を達成するために、窒化ガス、特にアンモニアガスである窒素ドナーが、最初、ノズルにより、鋼ストリップの少なくとも片面、好ましくは両面にスプレーされることが好ましい。
焼きなまし炉内での鋼ストリップの滞在時間は、１０秒～４００秒の間であることが好ましく、連続焼きなまし炉の使用中に、鋼ストリップが連続焼きなまし炉を通過するストリップ速度により設定され得る。この焼きなまし時間は、一方では、鋼板を完全に再結晶化させるために、他方では、焼きなまし炉内で窒素含有率を増加させる際に、鋼ストリップに導入される窒素の分布を鋼ストリップの厚みにわたって可能な限り均一にするために、十分な時間である。
好ましくはアンモニアガスである、焼きなまし炉に導入される窒素ドナーが少なくとも部分的に原子状窒素に解離する温度が、窒化ガス雰囲気を維持するために、焼きなまし炉又は鋼ストリップの窒素含有率の増加が生じる焼きなまし炉の領域に設定される。これにより、原子状態の窒素を可能な限りたくさん、最も速く、最も均一に、鋼格子間に拡散させることを確実にし、これにより、鋼ストリップ内の非結合窒素を均一に分布させ、固溶体硬化を高めることができる。
窒素含有率を増加させ、再結晶焼きなましを行った後、鋼ストリップは室温に冷却される。冷却は、放熱により消極的に、又は冷却ガスや冷却水等の冷却流体により積極的に起こる。鋼ストリップを室温に冷却した後、０．２％～４５％の最終圧延率で、鋼ストリップの冷間仕上げ又は再圧延が行われる。最終圧延率は、２０％未満、特に１～１８％の範囲であることが好ましい。
仕上げ又は再圧延後の全冷間圧延率［ＧＫＷＧ（冷間圧延率の合計）］＝１－ｄ／Ｄ（ｄは包装用板金製品の厚み、Ｄはホットストリップの厚み）は、少なくとも８０％、特に少なくとも８５％以上であることが好ましい。特に好ましくは、全冷間圧延率が、鋼の組成に依存する全冷間圧延率の最適値に達し、全冷間圧延率の最適値の±５％の公差内にあることが好ましい。全冷間圧延率の最適値は、カッピング試験の板状試験片上に形成される耳部の幾何学的形態と相関関係があり、耳部の高さの最小値及び６つの耳部の数により特徴付けられる。本発明による包装用板金製品の好ましい最終的な厚みは、０．１０ｍｍ～０．５０ｍｍの範囲、特に０．１２ｍｍ～０．３５ｍｍの厚み範囲にある。
窒素ドナーの存在下で、（連続）焼きなまし炉内での焼きなまし中に、鋼板の窒素含有率を増加させることによる固溶体硬化によって強度が増加するため、本発明による包装用板金製品は、冷間硬化によりさらに強度を増加させるために、高い最終圧延率での仕上げが必要とされない。よって、最終圧延率は、最大２０％、好ましくは１～１８％の範囲に制限され得ることが好ましく、これにより、高い最終圧延率で２回目の冷間圧延を行うことによる材料特性の等方性の低下を避けることができる。
二回目の冷間圧延又は冷間仕上げの後、耐食性を向上させるために、例えば、スズ若しくはクロム／クロム酸化物コーティングの電析によって、及び／又はニスの塗布によって、又は熱可塑性物質製のポリマーフィルム、特にＰＥＴ等のポリエステル若しくはＰＰやＰＥ等のポリオレフィンフィルムから作製されたフィルムを積層することによって、平鋼製品の表面にコーティングを施してもよい。
低い炭素含有率にも関わらず、本発明による包装用板金製品は、高い基本強度により特徴付けられる。この高い基本強度は、特に焼きなまし炉内で鋼板の窒素含有率を増加させる際に非結合窒素を導入することで生じる固溶体硬化により達成される。本発明による包装用板金製品は、包装材の製造の際の多軸塑性変形中に、より高い冷間硬化が生じ、これは十分な部品安全性を保証可能にする要求の非常に厳しい変形（例えば、ＤＷＩ法と呼ばれるしごき加工）において特に有利である。本発明による包装用板金製品の強度は、鋼板又は鋼板から製造される最終的な製品（包装材）の自然時効又は人工時効によって、さらに高めることができる。
液圧カッピング試験（バルジ試験）により得られた、本発明による包装用板金製品の有利な材料特性及び追加の特徴、並びに本発明による包装用板金製品の製造方法及び特徴付けが、対応する表や図を参照しながら、下記に記載の例を読むことにより、明らかになる。記載例は、本発明を説明し、本発明によらない比較例に対して、本発明による包装用板金製品が有する有利な材料特性を提示するだけのものであり、後に規定される特許請求項により決定される本発明の範囲を制限するものではない。
（発明の開示）
（項目１）
０．６ｍｍ未満の厚みを有する冷間圧延鋼板から作製された包装用板金製品であって、重量％で下記の組成：
Ｃ：０．００１～０．０６％、
Ｓｉ：＜０．０３％、好ましくは０．００２～０．０３％、
Ｍｎ：０．１７～０．５％、
Ｐ：＜０．０３％、好ましくは０．００５～０．０３％、
Ｓ：０．００１～０．０３％、
Ａｌ：０．００１～０．１％、
Ｎ：０．００２～０．１２％、好ましくは０．００４～０．０７％、
任意でＣｒ：＜０．１％、好ましくは０．０１～０．１％、
任意でＮｉ：＜０．１％、好ましくは０．０１～０．０５％、
任意でＣｕ：＜０．１％、好ましくは０．００２～０．０５％、
任意でＴｉ：＜０．０１％、
任意でＢ：＜０．００５％、
任意でＮｂ：＜０．０１％、
任意でＭｏ：＜０．０２％、
任意でＳｎ：＜０．０３％、
残部鉄及び不可避的不純物、
を有し、
バルジ試験の二軸変形において、前記包装用板金製品は、３００ＭＰａ超の下降伏強度（Ｓｂ ｅＬ ）、及び１０％超の対応する破断伸び（Ａｂ）を有し、リューダース伸び（Ａｂ ｅ ）と（塑性）伸び上限ε 最大 ＝０．５・Ａｂ・（Ｓｂ ｅＬ ／Ｓｂ ｍ ）との間の塑性領域において、関数σ Ｂ ＝ｂ・ε ｎ により表すことができる二軸応力－ひずみ線図σ Ｂ （ε）を有し、
σ Ｂ は真二軸応力（ＭＰａ）であり、
εは厚み方向の真伸び量（％）であり、
Ｓｂ ｅＬ は下降伏強度であり、
Ｓｂ ｍ は絶対強度であり、
Ａｂ ｅ はリューダース伸びであり、
ｂは比例定数であり、
ｎはひずみ硬化指数であり、
前記包装用板金製品の厚み方向の強化は、
ｎ≧０．３５３－５．１・Ｓｂ ｅＬ ／１０ ４ ＭＰａ
のひずみ硬化指数により特徴付けられる、
包装用板金製品。
（項目２）
少なくとも０．００２％、好ましくは０．００４％超の重量割合の窒素が、非結合状態で、鋼の格子間に取り込まれていることを特徴とする、項目１に記載の包装用板金製品。
（項目３）
前記包装用板金製品は、
鋼スラブを熱間圧延することにより、好ましくは２ｍｍ～４ｍｍの範囲の厚みを有するホットストリップにすることと、
Ａｒ１温度より低い巻き取り温度で、特に５００℃～７５０℃の範囲の巻き取り温度で、前記ホットストリップを巻き取ることと、
少なくとも８０％の圧延率で、前記ホットストリップを冷間圧延することにより、冷間圧延鋼ストリップにすることと、
少なくとも５５０℃の温度で、窒素ドナーの存在下で、焼きなまし炉内で、特に連続焼きなまし炉内で、前記冷間圧延鋼ストリップの窒素含有率を増加させ、少なくとも６３０℃の焼きなまし温度で、焼きなまし炉内で、前記冷間圧延鋼ストリップを再結晶焼きなましすることと、
再結晶－焼きなまし鋼ストリップを、室温に冷却することと、
０．２％～４５％の最終圧延率で、再結晶処理された鋼ストリップを再圧延することと、
によって得られる、項目１又は２に記載の包装用板金製品。
（項目４）
前記スラブの熱間圧延中の最終的な圧延温度は、Ａｒ３温度よりも高く、特に８００℃～９２０℃の範囲であることを特徴とする、項目３に記載の包装用板金製品。
（項目５）
前記焼きなまし炉内における前記鋼ストリップの滞在時間は、１０秒～４００秒の間であることを特徴とする、項目３又は４に記載の包装用板金製品。
（項目６）
前記最終圧延率は、２０％以下、特に１～１８％の範囲であることを特徴とする、項目３～５のいずれか一項に記載の包装用板金製品。
（項目７）
前記窒素ドナーは、前記焼きなまし炉内で前記温度において少なくとも部分的に原子状窒素に解離する、項目３～６のいずれか一項に記載の包装用板金製品。
（項目８）
前記窒素ドナーはアンモニアガスである、項目３～７のいずれか一項に記載の包装用板金製品。
（項目９）
前記ホットストリップは、０．００１ｗｔ％～０．０１６ｗｔ％の範囲、好ましくは０．００１ｗｔ％～０．００８ｗｔ％の初期窒素割合Ｎ ０ を有し、前記焼きなましにおける前記平鋼製品中の窒素の重量割合は、前記窒素ドナーの存在下で、ΔＮ≧０．００２ｗｔ％増加されることを特徴とする、項目３～８のいずれか一項に記載の包装用板金製品。
（項目１０）
前記冷間圧延鋼板の少なくとも一方の表面に表面コーティング、特に電解によって設けられたスズ及び／又はクロム／クロム酸化物コーティング、及び／又は有機コーティング、特にニス若しくはポリマーフィルムの形態の有機コーティングを含むことを特徴とする、項目１～９のいずれか一項に記載の包装用板金製品。
（項目１１）
前記包装用板金製品の特性は、前記包装用板金製品の時効後に、特に２００℃～２１０℃の範囲の時効温度で、２０～３０分にわたる熱処理により人工時効の後に、又は保管後に、及び／又はニスを塗った後に乾かすことにより得られる、項目１～１０のいずれか一項に記載の包装用板金製品。
（項目１２）
前記包装用板金製品の厚み（ｄ）及び前記ホットストリップの厚み（Ｄ）から得られる全冷間圧延率ＧＫＷＧ［冷間圧延率の合計］＝１－ｄ／Ｄが、少なくとも０．９０である、項目３～１１のいずれか一項に記載の包装用板金製品。
（項目１３）
０．１０ｍｍ～０．５０ｍｍの範囲、好ましくは０．１２ｍｍ～０．３５ｍｍの厚み（ｄ）を有する、一回又は二回圧延された薄板である、項目１～１２のいずれか一項に記載の包装用板金製品。
（項目１４）
缶本体を製造するために、項目１～１３のいずれか一項に記載の包装用板金製品の使用。
（項目１５）
０．６ｍｍ未満の厚みを有する冷間圧延鋼板から作製される包装用板金製品の製造及び特徴付けの方法であって、前記包装用板金製品は、少なくとも８０％の圧延率で、ホットストリップを一回又は二回冷間圧延することにより製造され、前記ホットストリップは重量％で下記の組成：
Ｃ：０．００１～０．０６％、
Ｓｉ：＜０．０３％、好ましくは０．００２～０．０３％、
Ｍｎ：０．１７～０．５％、
Ｐ：＜０．０３％、好ましくは０．００５～０．０３％、
Ｓ：０．００１～０．０３％、
Ａｌ：０．００１～０．１％、
Ｎ：＜０．０１６％、好ましくは０．００１～０．００８％、
任意でＣｒ：＜０．１％、好ましくは０．０１～０．０８％、
任意でＮｉ：＜０．１％、好ましくは０．０１～０．０５％、
任意でＣｕ：＜０．１％、好ましくは０．００２～０．０５％、
任意でＴｉ：＜０．０１％、
任意でＢ：＜０．００５％、
任意でＮｂ：＜０．０１％、
任意でＭｏ：＜０．０２％、
任意でＳｎ：＜０．０３％、
残部鉄及び不可避的不純物、
を有し、
前記冷間圧延鋼ストリップは、少なくとも５５０℃の温度で、窒素ドナーの存在下で、焼きなまし炉内で、特に連続焼きなまし炉内で、重量％でΔＮ≧０．００２％の窒素含有率となるように窒化され、少なくとも６３０℃の焼きなまし温度で再結晶焼きなましされ、その後、室温に冷却され、０．２％～４５％の最終圧延率で最終的に冷間圧延され、その後、変形能の特徴付けのために、塑性領域で、バルジ試験の二軸変形が加えられ、前記包装用板金製品は、３００ＭＰａ超の下降伏強度（Ｓｂ ｅＬ ）及び１０％超の対応する破断伸び（Ａｂ）を示し、リューダース伸び（Ａｂ ｅ ）と（塑性）伸び上限ε 最大 ＝０．５・Ａｂ・（Ｓｂ ｅＬ ／Ｓｂ ｍ ）との間の領域において、関数σ Ｂ ＝ｂ・ε ｎ により表すことができる二軸応力－ひずみ線図σ Ｂ （ε）を示し、
σ Ｂ は真二軸応力（ＭＰａ）であり、
εは厚み方向の真伸び量（％）であり、
Ｓｂ ｅＬ は下降伏強度であり、
Ｓｂ ｍ は絶対強度であり、
Ａｂ ｅ はリューダース伸びであり、
ｂは比例定数であり、
ｎは、
ｎ≧０．３５３－５．１・Ｓｂ ｅＬ ／１０ ４ ＭＰａ
を満たすひずみ硬化指数である、
方法。
時効鋼板試験片のバルジ試験から決定される二軸応力－ひずみ曲線σＢ（ε）の例であり、表１による記録された機械的性質が入れられ、挿入部に弾性－塑性変形の領域が拡大表示されている。 図１の二軸応力－ひずみ曲線のうちのリューダース伸び（Ａｂｅ）より上の塑性領域の詳細図であり、関数σＢ＝ｂ・εｎに対応する近似がされている。 本発明による鋼板試験片と本発明によらない鋼板試験片のバルジ試験から決定される二軸応力－ひずみ曲線であり、各曲線はホットストリップの同等の組成と、異なる窒素含有率と、同じ最終圧延率を有しており、図３ａは、低い炭素含有率（Ｃ＜０．０３ｗｔ％）における、本発明による鋼板試験片と、本発明によらない鋼板試験片の応力－ひずみ曲線を示しており、図３ｂは、より高い炭素含有率（Ｃ＞０．０３ｗｔ％）における、本発明による鋼板試験片と、本発明によらない鋼板試験片の応力－ひずみ曲線を示している。 本発明による鋼板試験片と、本発明によらない鋼板試験片の二軸応力－ひずみ曲線から決定される、下降伏強度（ＳｂｅＬ（ＭＰａ））の傾向を、最終圧延率（ＮＷＧ［再圧延率］％）の関数として示しており、図４ａは、炭素含有率が低い（Ｃ＜０．０３ｗｔ％）試験片の値を示しており、図４ｂは、炭素含有率がより高い（Ｃ＞０．０３ｗｔ％）試験片の値を示している。 本発明による鋼板試験片と、本発明によらない鋼板試験片の二軸応力－ひずみ曲線から決定される、破断伸び（Ａｂ（ＭＰａ））の傾向を、最終圧延率（ＮＷＧ％）の関数として示しており、図５ａは、炭素含有率が低い（Ｃ＜０．０３ｗｔ％）試験片の値を示しており、図５ｂは、炭素含有率がより高い（Ｃ＞０．０３ｗｔ％）試験片の値を示している。 本発明による鋼板試験片と、本発明によらない鋼板試験片の二軸応力－ひずみ曲線σＢ＝ｂ・εｎの塑性領域から決定される、ひずみ硬化指数ｎの傾向を、最終圧延率（ＮＷＧ％）の関数として示しており、図６ａは、炭素含有率が低い（Ｃ＜０．０３ｗｔ％）試験片の値を示しており、図６ｂは、炭素含有率がより高い（Ｃ＞０．０３ｗｔ％）試験片の値を示している。 本発明による鋼板試験片と、本発明によらない鋼板試験片の図６の二軸応力－ひずみ曲線σＢ＝ｂ・εｎの弾性－塑性領域から決定される、ひずみ硬化指数の傾向を、図４の下降伏強度（ＳｂｅＬ（ＭＰａ））の関数として示している。
本発明による包装用板金製品の製造のために、スラブが、溶融鋼から鋳造され、熱間圧延されてホットストリップになる。本発明による包装用板金製品が製造され得る鋼の成分が、下記に詳細に説明される。データのパーセントは、鋼の成分の重量割合を示す。
鋼の組成
・炭素Ｃ：最小０．００１％、最大０．０６％
炭素は、硬度及び強度を増加させる効果がある。したがって、鋼は少なくとも０．００１ｗｔ％の炭素を含む。炭素含有率の低い鋼は、全冷間圧延率の最適値がより高くなる。このため、炭素含有率が低く、２～４ｍｍの範囲の普通のホットストリップの厚みを有するホットストリップからは、冷間圧延により、同等の耳割れの傾向を有する、より薄い鋼板を製造することができる。最初の冷間圧延、及び任意で行う二回目の冷間圧延工程（再圧延、又は冷間仕上げ）中の鋼板の圧延性能を保証し、同時に耳割れ傾向を確実に低くし、破断伸びを低減させないために、炭素含有率は０．０６％を超えてはならない。炭素は、鋼のフェライト格子内における溶解度が低く、大部分はセメンタイトの状態で存在するため、炭素含有率を下げることにより、帯状の鋼板の製造及び加工中に、明らかな異方性が生じることを防ぐこともできる。さらに、炭素含有率を上げるにつれ、表面の品質が低下し、包晶点に近づくにつれ、スラブにクラックが生じる危険性が高まる。
・マンガンＭｎ：最小０．１７％、最大０．５％
マンガンも、硬度及び強度を増加させる効果がある。また、マンガンは、鋼の溶接性と耐摩耗性を向上させる。さらに、マンガンを加えることにより、硫黄が結合し、より有害性の低いＭｎＳになるため、熱間圧延中の赤熱脆性の傾向が低減する。また、マンガンによって結晶粒微細化が起こり、鉄の格子内での窒素の溶解性が増し、スラブ表面への炭素の拡散を防ぐことができる。したがって、マンガン含有率は、少なくとも０．１７ｗｔ％であることが好ましい。より高い強度を達成するためには、マンガン含有率は、０．２ｗｔ％超、特に０．３０ｗｔ％以上であることが好ましい。しかし、マンガン含有率が高すぎると、鋼の耐食性が犠牲になり、食品への適合性がもはや保証できなくなる。また、マンガン含有率が高すぎると、ホットストリップの強度が高くなりすぎ、ホットストリップを経済的に冷間圧延することができなくなる。したがって、マンガン含有率の上限は０．５ｗｔ％である。
・リンＰ：０．０３％未満
リンは、鋼中の望ましくない残留元素である。リン含有率が高いと、特に鋼の脆化が起こることにより、鋼板の変形能の低下が引き起こされる。このため、リン含有率の上限は０．０３ｗｔ％である。
・硫黄Ｓ：０．００１％超、最大０．０３％
硫黄は望ましくない残留要素であり、伸縮性及び耐食性の低下を引き起こす。したがって、鋼に含まれる硫黄は、０．０３ｗｔ％を超えてはならない。一方では、脱硫のために、要求の厳しい、コストの掛かる手段を用いる必要があるため、硫黄含有率を０．００１ｗｔ％未満にすることは、経済的な観点から、もはや許容できない。したがって、硫黄含有率は、０．００１ｗｔ％～０．０３ｗｔ％の範囲、特に０．００５ｗｔ％～０．０１ｗｔ％の間である。
・アルミニウムＡｌ：０．００１％超、０．１％未満
アルミニウムは、製鋼をキリング（脱酸）するための脱酸剤として必要である。また、アルミニウムは、耐スケール性と変形能を増加させる。したがって、アルミニウム含有率は０．００１ｗｔ％超である。しかし、アルミニウムは窒素と共に窒化アルミニウムを形成し、遊離窒素の割合を低減させるため、本発明による鋼板にとって不利になる。また、アルミニウム濃度が高すぎると、アルミニウムクラスターの形成により表面欠陥が生じ得る。よって、アルミニウムは、０．１ｗｔ％を最大濃度として使用される。
・ケイ素Ｓｉ：０．０３％未満
ケイ素は、鋼の耐スケール性を増加させ、且つ固溶体硬化剤である。製鋼において、ケイ素は脱酸剤として働く。鋼に対するケイ素のさらなる良い効果は、引張強度と降伏強度を増加させることである。したがって、ケイ素含有率は、０．００２ｗｔ％以上であることが好ましい。しかし、ケイ素含有率が高すぎると、特に０．０３ｗｔ％を超えると、鋼の耐食性が低下するおそれがあり、特に電解コーティングによる表面処理を妨げるおそれがある。
・任意で窒素Ｎ０：０．００７％未満、好ましくは０．００１％超
窒素は、本発明による鋼板を製造するための鋼が作られる溶融鋼中の任意の成分である。窒素は、固溶体硬化剤として、硬度及び強度を増加させる効果がある。しかし、溶融鋼中の窒素含有率が高すぎると、その溶融鋼から製造されるホットストリップの冷間圧延が難しくなるおそれがある。また、熱間変形性は窒素濃度が０．００７ｗｔ％以上で低下するため、溶融鋼中の窒素含有率が高いと、ホットストリップに欠陥が生じる危険性が高まる。本発明による包装用板金製品の製造において、焼きなまし炉内で冷間圧延鋼板の窒素含有率を増加させることにより、鋼板の窒素含有率を増加させることが提案されている。このため、溶融鋼中への窒素の導入は、完全に省くこともできる。しかし、固溶体硬化を高めるために、溶融鋼が最初から０．００１ｗｔ％超の窒素含有率を含んでいることが好ましい。
焼きなまし炉内で窒素含有率を増加させる前に、鋼板中に初期窒素含有率Ｎ０を導入するために、例えば、窒素ガスの吹き込み、及び／又はカルシウムシアナミドや窒化マンガン等の固体窒素化合物の添加により、適切な量の窒素が溶融鋼に添加され得る。
・任意で、窒化物形成物質、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、及びクロム等の窒化物形成元素は、窒化物を形成することにより遊離窒素の割合を低下させるため、本発明による鋼板の鋼にとって不利である。また、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。一方では、ニオブ、チタン、ホウ素の元素は、マイクロ合金成分として、靭性を低下させることなく、結晶粒微細化により強度を増加させる効果がある。よって、上記の窒化物形成物質は、ある限定された範囲内では、溶融鋼の合金成分として、有利に添加し得る。よって、鋼は重量％で下記の窒化物形成合金成分を（任意で）含み得る。
チタンＴｉ：好ましくは０．０００５％超だが、コストの理由により０．０１％未満、
ホウ素Ｂ：好ましくは０．０００５％超だが、コストの理由により０．００５％未満、及び／又は、
ニオブＮｂ：好ましくは０．００１％超だが、コストの理由により０．０１％未満、及び／又は、
クロムＣｒ：溶融鋼の製造においてスクラップの使用を可能にし、スラブの表面への炭素の拡散を妨げるために、好ましくは０．０１％超だが、炭化物及び窒化物を避けるために、最大０．１％、及び／又は、
モリブデンＭｏ：再結晶温度の過剰な上昇を避けるために、０．０２％未満。
窒化物の形成による非結合遊離窒素の割合Ｎ遊離の低下を避けるために、溶融鋼中における上記の窒化物形成物質の重量割合の合計は、０．１％未満であることが好ましい。
さらなる任意の成分
残部鉄（Ｆｅ）と不可避的不純物に加え、溶融鋼は、さらに下記のような任意の成分を含み得る。
任意で銅Ｃｕ：溶融鋼の製造においてスクラップの使用を可能にするために、０．００２％超だが、食品への適合性を保証するために、０．１％未満、
任意でニッケルＮｉ：溶融鋼の製造においてスクラップの使用を可能にするため、及び靭性を向上させるために、０．０１％超だが、食品への適合性を保証するために、０．１％未満、
任意でスズＳｎ：好ましくは０．０３％未満。
製造方法
本発明による包装用板金製品を製造するために、最初に、押し出し成型され、冷却後にスラブに分割される溶融鋼が、記載された鋼組成で製造される。その後、スラブは、１１００℃超、特に１２００℃の予熱温度に加熱され、熱間圧延され、２～４ｍｍの範囲の厚みを有するホットストリップが製造される。
熱間圧延中の最終的な圧延温度は、オーステナイト系を維持するために、Ａｒ３温度より高いことが好ましく、特に８００～９２０℃の間である。
ホットストリップは、便宜上、所定の一定の巻き取り温度（コイリング温度ＨＴ）で、コイルに巻き取られる。巻き取り温度は、フェライト領域内であることを維持するために、Ａｒ１より低いことが好ましく、ＡｌＮの析出を避けるために、５００～７５０℃の範囲、特に６４０℃未満であることが好ましい。経済的理由により、巻き取り温度は、５００℃超でなくてはならない。巻き取り後、ホットストリップのコイルは、自然冷却によって冷却される。ホットストリップの表面への鉄窒化物の形成は、熱間圧延の完了後から巻き取りまで、より高い冷却速度で、ホットストリップを積極的に冷却することにより避けることができる。
０．６ｍｍ未満の厚み範囲（薄板の厚み）の、好ましくは０．３５ｍｍ未満の最終的な厚みを有する薄い鋼板の形態の包装用鋼を製造するために、ホットストリップは、まず酸洗いされ、その後、冷間圧延され、少なくとも８０％、好ましくは８５～９８％の範囲の厚み減少率（冷間圧延率）が便宜上達成される。鋼の冷間圧延中に破壊された結晶構造を回復させるために、冷間圧延鋼ストリップは、焼きなまし炉内で再結晶焼きなましされる。これは、例えば、少なくとも２００ｍ／分のストリップ速度で、冷間圧延鋼ストリップの形態の鋼板を、連続焼きなまし炉内を通過させることにより行われ、その際、鋼ストリップは、鋼の再結晶温度よりも高い温度に加熱される。その後、再結晶焼きなまし前、又は好ましくは再結晶焼きなましと同時に、窒素ドナーの存在下で、焼きなまし炉内で鋼板を加熱することにより、冷間圧延鋼板の窒素含有率を増加させる。好ましくは再結晶焼きなましと同時に、特に窒素含有ガスの形態の窒素ドナーを焼きなまし炉に導入し、鋼板を鋼の再結晶温度よりも高い焼きなまし温度に加熱し、その焼きなまし温度で、好ましくは１０～１５０秒の焼きなまし時間（保持時間）の間、鋼板を保持することにより、窒素含有率を増加させる。焼きなまし温度は、６３０℃より高く、特に６４０～７５０℃の範囲であることが好ましい。窒素ドナーは、焼きなまし炉内の上記温度において窒素ドナーが解離することにより原子状窒素が形成され、鋼板内に拡散可能であるように選択される。アンモニアは、この目的に適した窒素ドナーとして示される。焼きなまし中に鋼板の表面が酸化することを避けるために、焼きなまし炉内に保護ガス雰囲気が便宜上使用される。焼きなまし炉内の雰囲気は、フォーミングガス又は窒素ガス（Ｎ２ガス）等、窒素ドナーとして作用する窒素含有ガスと保護ガスとの混合物からなることが好ましく、供給中の保護ガスの体積割合は、９５％～９９．９８％の間であることが好ましく、供給されるガスの残りの体積割合は、窒素含有ガス、特にアンモニアガス（ＮＨ３ガス）から形成される。０．０２～２ｖｏｌ％のアンモニア平衡濃度が、焼きなまし炉内で窒素含有率の増加中に維持されることが好ましく、同時にアンモニアガスがノズルにより鋼板の表面にスプレーされる。これにより、鋼板の表面に硬くてもろい窒化物層が形成されることが防止され、これにより、高濃度の窒素が鋼板の内部に拡散し、鋼の（フェライト）格子間に均一に取り込まれることを確実にする。窒素含有率を増加させることにより、初期窒素濃度Ｎ０からΔＮ≧０．００２ｗｔ％の増加が好ましくは発生する。焼きなまし炉内で窒素含有率を増加させることにより製造される再結晶化及び窒化された鋼板内の全窒素の重量割合は、０．００２～０．１２％の間、特に０．００４～０．０７％の間であることが好ましい。
実施例
本発明の実施例、及び比較例について、下記に説明する。本発明の実施例と比較例の鋼板は、表２に記載の合金組成を有する溶融鋼から、熱間圧延及びそれに続く冷間圧延により製造された。その後、冷間圧延鋼板は、連続焼きなまし炉内で再結晶焼きなましされ、その際、鋼板は、６３０℃以上の焼きなまし温度で、１０～１２０秒の範囲の所定の焼きなまし時間の間、保持された。
表２において「本発明による」と表示されている本発明による鋼板は、焼きなまし炉内での再結晶焼きなましの前又は間に、焼きなまし炉内に０．０２％から好ましくは２ｖｏｌ％のアンモニアの平衡濃度を有するアンモニア雰囲気を設定し、同時にアンモニアガスをノズルにより鋼板の表面に向けることにより窒化された。窒素含有率は、本発明による鋼板におけるホットストリップの初期窒素含有率Ｎ０から、より高い窒素含有率Ｎになった。本発明による鋼板について、初期窒素含有率Ｎ０と、焼きなまし炉内で窒素含有率を増加させた後に達成された窒素含有率Ｎ＝Ｎ０＋ΔＮの両方が、表２に示されている。ΔＮは、焼きなまし炉内で窒素含有率を増加させる際に鋼板に導入された窒素含有率である。
表２において「本発明によらない」と表示されている本発明によらない鋼板の再結晶焼きなまし中、窒素ドナーを含まない（すなわち、窒化成分を含まない）不活性ガス雰囲気が焼きなまし炉内に存在しており、本発明によらない鋼板は、焼きなまし炉内で窒素処理されず、窒素の重量割合は、焼きなまし炉内での熱処理の前後で同じである（すなわち、Ｎ＝Ｎ０）。
焼きなまし炉内での熱処理の後、本発明による実施例の鋼板と、表２において「本発明によらない」と表示されている本発明によらない鋼板（焼きなまし炉内で窒化されない）の両方が、二回目の冷間圧延工程で圧延された又は仕上げられた。
続いて、すなわち、二回目の冷間圧延（再圧延又は仕上げ）の後、鋼板の人工時効が、試験片を２００℃に２０分間加熱することにより達成された。表３に、このように人工時効された、本発明による鋼板の試験片と、本発明によらない実際の例の機械的性質が示されている。
厚みは再圧延鋼板の最終的な厚み（ｍｍ）、
ＮＷＧは二回目の冷間圧延中の最終圧延率（％）、
ＳｂｅＨは上降伏強度（ＭＰａ）、
ＳｂｅＬは下降伏強度（ＭＰａ）、
Ｓｂｍは絶対強度（ＭＰａ）、
Ａｂは破断伸び（％）、
Ａｂｅはリューダース伸び（％）、
ｂは比例定数（ＭＰａ）であり、ｎはひずみ硬化指数である。ひずみ硬化指数は、バルジ試験で決定される二軸応力－ひずみ曲線のうちのリューダース伸び（Ａｂｅ）より上の塑性領域の表示σＢ（ε）から、関数σＢ＝ｂ・εｎによって得られ、σＢはバルジ試験により決定される（真）二軸応力（ＭＰａ）であり、εは厚み方向の真伸び量（％）である（厚み方向の真伸びは、バルジ試験の二軸引張試験の厚み低減に起因して負であるため、伸びεは常に板の厚み方向の負の伸び量を意味すると理解される）。
上降伏強度（ＳｂｅＨ（ＭＰａ））、下降伏強度（ＳｂｅＬ（ＭＰａ））、絶対強度（ＳｂｍＭＰａ）、破断伸び（Ａｂ（％））、及びリューダース伸び（Ａｂｅ（％））等の試験片の機械的性質は、図１の例で説明したように、二軸応力－ひずみ線図から決定された。
図３に二軸応力－ひずみ曲線が示されており、これは本発明による鋼板の試験片と本発明によらない鋼板の試験片に対するバルジ試験から決定された。図３ａは、炭素含有率が低い（Ｃ＜０．０３％）試験片を示し、図３ｂは、炭素含有率がより高い（Ｃ＞０．０３％）試験片を示している。本発明による試験片と本発明によらない試験片は、同一の組成と、同じ最終圧延率（ＮＷＧ）を有して、対比されている。本発明による試験片の二軸応力－ひずみ曲線と、本発明によらない試験片の二軸応力－ひずみ曲線の比較から、リューダース伸びより上の塑性領域（ε＞Ａｂｅ）における二軸応力は、本発明によらない試験片よりも、本発明による試験片のほうが常に大きいことが明らかである。これは、バルジ試験において、本発明による試験片のほうが冷間硬化が高いことを示している。本発明による試験片と本発明によらない試験片との間の冷間硬化の差は、鋼の組成の炭素濃度がより高いとき（Ｃ＞０．０３％）に特に大きい（図３ｂを参照）。
鋼板の試験片の硬化を示すさらなる尺度は、バルジ試験により決定された（二軸）下降伏強度ＳｂｅＬである。これは、とりわけ最終圧延率（ＮＷＧ）に依存する。本発明による試験片と本発明によらない試験片の硬化を図で示すために、図４にバルジ試験から決定された下降伏強度ＳｂｅＬが最終圧延率ＮＷＧ（％）の関数として示されている。ここで、図４ａは、炭素含有率が低い（Ｃ＜０．０３％）鋼板の試験片を示し、図４ｂは、炭素含有率がより高い（Ｃ＞０．０３％）試験片を示している。
図４に示されている本発明による試験片と本発明によらない試験片との比較から、本発明による試験片は、本発明によらない試験片に対して、同じ最終圧延率（ＮＷＧ）において、より高い下降伏強度（ＳｂｅＬ）を有していることが明らかである。
図５に、本発明による試験片と本発明によらない試験片のバルジ試験から得られた破断伸び（Ａｂ（％））の傾向が、最終圧延率（ＮＷＧ（％））の関数として示されている。図５ａは、炭素含有率がより低い（Ｃ＜０．０３％）試験片を示し、図５ｂは、炭素含有率がより高い（Ｃ＞０．０３％）試験片を示している。図５ａ及び図５ｂの本発明による試験片と本発明によらない試験片の破断伸びの比較から、本発明による試験片の破断伸びは、同じ最終圧延率（ＮＷＧ）において、より高いことが推定され得る。
比例定数ｂとひずみ硬化指数ｎは、リューダース伸びＡｂｅと（塑性）伸び上限ε最大＝０．５・Ａｂ・（ＳｂｅＬ／Ｓｂｍ）との間の塑性領域における、本発明による試験片と本発明によらない試験片のバルジ試験により決定される二軸応力－ひずみ曲線から、近似関数σＢ＝ｂ・εｎにより決定された。ここで、Ａｂは破断伸びであり、ＳｂｅＬは下降伏強度であり、Ｓｂｍは絶対強度である。表３に、試験された試験片の比例定数ｂとひずみ硬化指数ｎについて決定された値が示されている。ひずみ硬化指数ｎは、バルジ試験の鋼板試験片の冷間硬化の尺度を表している。ひずみ硬化指数ｎも最終圧延率（ＮＷＧ）に依存するため、図６には、バルジ試験から決定される、本発明による試験片と本発明によらない試験片のひずみ硬化指数ｎが、最終圧延率（ＮＷＧ％）の関数として示されている。図６ａは、炭素含有率が低い（Ｃ＜０．０３％）試験片を示し、図６ｂは、炭素含有率がより高い（Ｃ＞０．０３％）試験片を示している。本発明による試験片と本発明によらない試験片との比較から、本発明による試験片のひずみ硬化指数ｎは、同じ最終圧延率（ＮＷＧ）において、本発明によらない試験片よりも高いことが推定され得る。
バルジ試験により決定されるひずみ硬化指数ｎを下降伏強度ＳｂｅＬの関数として表すことにより、最終圧延率に依存しないバルジ試験の鋼板試験片の冷間硬化の定量化を達成することができる。よって、図７は、バルジ試験により決定されるひずみ硬化指数ｎを、下降伏強度ＳｂｅＬの関数として示している。図７から、同じ下降伏強度ＳｂｅＬにおいて、本発明による試験片のひずみ硬化指数ｎが、本発明によらない試験片よりも高いことが推定され得る。ＳｂｅＬ＞３００ＭＰａの下降伏強度、及びＡｂ＞１０％の最も低い破断伸びについて、本発明による試験片と本発明によらない試験片との境界画定が、下降伏強度ＳｂｅＬ（ＭＰａ）の関数として、ひずみ硬化指数ｎの傾向により以下に示され得る。
ｎ≧０．３５３－５．１・ＳｂｅＬ／１０４ＭＰａ
上記の数式を満たす本発明による試験片は、本発明によらない試験片との比較において、より高い降伏強度とより高い冷間硬化により特徴付けられるため、本発明によらない試験片との比較において、例えば、包装用板金製品から三次元の缶本体の製造を行う際に起こる多軸変形に、より適している。本発明による試験片は、特に、時効後（すなわち、試験片の自然時効又は人工時効後）の、より高い冷間硬化により特徴付けられる。本発明による試験片のより高い冷間硬化は、焼きなまし炉内で試験片の窒素含有率を増加させる際の非結合窒素の取り込み、及びその結果の固溶体硬化により達成され得る。

Figure 0007303234000001

Figure 0007303234000002

Figure 0007303234000003

Figure 0007303234000004

Figure 0007303234000005

Claims (14)

  1. ０．６ｍｍ未満の厚みを有する冷間圧延鋼板から構成された包装用板金製品であって、重量％で下記の成分：
    Ｃ：０．００１～０．０６％、
    Ｓｉ：＜０．０３％、
    Ｍｎ：０．１７～０．５％、
    Ｐ：＜０．０３％、
    Ｓ：０．００１～０．０３％、
    Ａｌ：０．００１～０．１％、
    Ｎ：０．００２～０．１２％、
    残部鉄及び不可避的不純物、
    から成り、
    少なくとも０．００２％の重量割合の窒素が、非結合状態で、鋼の格子間に取り込まれており、
    取り込まれた前記窒素は、前記冷間圧延鋼板の厚みにわたって均一に分布しており、
    バルジ試験の二軸変形において、前記包装用板金製品は、３００ＭＰａ超の下降伏強度（ＳｂｅＬ）、及び１０％超の対応する破断伸び（Ａｂ）を有し、リューダース伸び（Ａｂｅ）と（塑性）伸び上限ε最大＝０．５・Ａｂ・（ＳｂｅＬ／Ｓｂｍ）との間の塑性領域において、関数σＢ＝ｂ・εｎにより表すことができる二軸応力－ひずみ線図σＢ（ε）を有し、
    σＢは真二軸応力（ＭＰａ）であり、
    εは厚み方向の真伸び量（％）であり、
    ＳｂｅＬは下降伏強度であり、
    Ｓｂｍは絶対強度であり、
    Ａｂｅはリューダース伸びであり、
    ｂは比例定数であり、
    ｎはひずみ硬化指数であり、
    前記包装用板金製品の厚み方向の強化は、
    ｎ≧０．３５３－５．１・ＳｂｅＬ／１０４ＭＰａ
    のひずみ硬化指数により特徴付けられる、
    包装用板金製品。
  2. １種以上の下記の成分も含む、請求項１に記載の包装用板金製品：
    Ｃｒ：＜０．１％、
    Ｎｉ：＜０．１％
    Ｃｕ：＜０．１％、
    Ｔｉ：＜０．０１％、
    Ｂ：＜０．００５％、
    Ｎｂ：＜０．０１％、
    Ｍｏ：＜０．０２％、
    Ｓｎ：＜０．０３％。
  3. 前記冷間圧延鋼板の少なくとも一方の表面に表面コーティングを含むことを特徴とする、請求項１または２に記載の包装用板金製品。
  4. 前記包装用板金製品の特性は、前記包装用板金製品の時効後に得られる、請求項１から３のいずれか１項に記載の包装用板金製品。
  5. 前記包装用板金製品は、０．１０ｍｍ～０．５０ｍｍの範囲の厚み（ｄ）を有する、一回又は二回圧延された鋼板である、請求項１から４のいずれか１項に記載の包装用板金製品。
  6. ０．６ｍｍ未満の厚みを有する冷間圧延鋼板から構成される包装用板金製品の製造及び特徴付けの方法であって、前記包装用板金製品は、少なくとも８０％の圧延率で、ホットストリップを一回又は二回冷間圧延することにより製造され、前記ホットストリップは重量％で下記の組成：
    Ｃ：０．００１～０．０６％、
    Ｓｉ：＜０．０３％、
    Ｍｎ：０．１７～０．５％、
    Ｐ：＜０．０３％、
    Ｓ：０．００１～０．０３％、
    Ａｌ：０．００１～０．１％、
    Ｎ：＜０．０１６％、
    残部鉄及び不可避的不純物、
    から成り、
    前記冷間圧延鋼ストリップは、少なくとも５５０℃の温度で、窒素ドナーの存在下で、焼きなまし炉内で、重量％でΔＮ≧０．００２％の窒素含有率となるように窒化され、少なくとも６３０℃の焼きなまし温度で再結晶焼きなましされ、その後、室温に冷却され、０．２％～４５％の最終圧延率で最終的に冷間圧延され、変形能の特徴付けのために、塑性領域で、バルジ試験の二軸変形が加えられ、前記バルジ試験おいて、前記包装用板金製品は、３００ＭＰａ超の下降伏強度（ＳｂｅＬ）及び１０％超の対応する破断伸び（Ａｂ）を示し、リューダース伸び（Ａｂｅ）と（塑性）伸び上限ε最大＝０．５・Ａｂ・（ＳｂｅＬ／Ｓｂｍ）との間の領域において、関数σＢ＝ｂ・εｎにより表すことができる二軸応力－ひずみ線図σＢ（ε）を示し、
    σＢは真二軸応力（ＭＰａ）であり、
    εは厚み方向の真伸び量（％）であり、
    ＳｂｅＬは下降伏強度であり、
    Ｓｂｍは絶対強度であり、
    Ａｂｅはリューダース伸びであり、
    ｂは比例定数であり、
    ｎは、
    ｎ≧０．３５３－５．１・ＳｂｅＬ／１０４ＭＰａ
    を満たすひずみ硬化指数である、
    方法。
  7. 前記ホットストリップは、１種以上の下記の成分をさらに含む、請求項６に記載の方法：
    Ｃｒ：＜０．１％、
    Ｎｉ：＜０．１％、
    Ｃｕ：＜０．１％、
    Ｔｉ：＜０．０１％、
    Ｂ：＜０．００５％、
    Ｎｂ：＜０．０１％、
    Ｍｏ：＜０．０２％、
    Ｓｎ：＜０．０３％。
  8. 前記包装用板金製品は、
    鋼スラブを熱間圧延することにより、２ｍｍ～４ｍｍの範囲の厚みを有するホットストリップにすることと、
    Ａｒ１温度より低い巻き取り温度で前記ホットストリップを巻き取ることと、
    少なくとも８０％の圧延率で、前記ホットストリップを冷間圧延することにより、冷間圧延鋼ストリップにすることと、
    少なくとも５５０℃の温度で、窒素ドナーの存在下で、焼きなまし炉内で、前記冷間圧延鋼ストリップの窒素含有率を増加させ、少なくとも６３０℃の焼きなまし温度で、焼きなまし炉内で、前記冷間圧延鋼ストリップを再結晶焼きなましすることと、
    再結晶－焼きなまし鋼ストリップを、室温に冷却することと、
    ０．２％～４５％の最終圧延率で、再結晶処理された鋼ストリップを再圧延することと、
    によって製造される、請求項６または７に記載の方法。
  9. 前記スラブの熱間圧延中の最終的な圧延温度は、Ａｒ３温度よりも高いことを特徴とする、請求項６から８のいずれか１項に記載の方法。
  10. 前記焼きなまし炉内における前記鋼ストリップの滞在時間は、１０秒～４００秒の間であることを特徴とする、請求項６から９のいずれか１項に記載の方法。
  11. 前記最終圧延率は、２０％以下であることを特徴とする、請求項６から１０のいずれか１項に記載の方法。
  12. 前記窒素ドナーはアンモニアガスであり、前記アンモニアガスは、前記焼きなまし炉内の前記温度において少なくとも部分的に原子状窒素に解離される、請求項６から１１のいずれか１項に記載の方法。
  13. 前記ホットストリップは、０．００１ｗｔ％～０．０１６ｗｔ％の範囲の初期窒素割合Ｎ０を有し、前記焼きなまし中、前記窒素ドナーの存在下で、前記平鋼製品中の窒素の重量割合は、ΔＮ≧０．００２ｗｔ％増加されることを特徴とする、請求項６から１２のいずれか１項に記載の方法。
  14. 前記包装用板金製品の最終厚み（ｄ）及び前記ホットストリップの厚み（Ｄ）から得られる、ＧＫＷＧ＝１－ｄ／Ｄで定義される全冷間圧延率（ＧＫＷＧ）が、少なくとも０．９０である、請求項６から１２のいずれか１項に記載の方法。
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Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102023103708A1 (de) * 2023-02-15 2024-08-22 Thyssenkrupp Rasselstein Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Stahlblechs für Verpackungen mit einem mehrschichtigen Kristallisationsgefüge sowie Stahlblech mit einem mehrschichtigen Kristallisationsgefüge

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004218061A (ja) 2002-11-21 2004-08-05 Nippon Steel Corp 耐変形性が著しく良好な容器用鋼板およびその製造方法
JP2006009069A (ja) 2004-06-24 2006-01-12 Nippon Steel Corp 加工後表面被覆膜損傷の少ない高剛性鋼板及びその製造方法
WO2006027854A1 (ja) 2004-09-09 2006-03-16 Nippon Steel Corporation 極薄容器用の鋼板およびその製造方法
WO2008136290A1 (ja) 2007-04-26 2008-11-13 Jfe Steel Corporation 缶用鋼板およびその製造方法
JP2013102122A (ja) 2011-10-17 2013-05-23 Sumitomo Electric Ind Ltd 磁性部材及び磁性部材の製造方法
JP2015533931A (ja) 2012-08-21 2015-11-26 アクティエボラゲット・エスコーエッフ 鋼コンポーネントを熱処理する方法及び鋼コンポーネント
JP2018172786A (ja) 2017-03-30 2018-11-08 Ｊｆｅスチール株式会社 エアゾール缶天蓋用鋼板

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5360493A (en) * 1992-06-08 1994-11-01 Kawasaki Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet excelling in deep drawability and method of producing the same
EP1709208B1 (en) * 2003-12-09 2014-08-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet for containers, and manufacturing method therefor
CN1910296B (zh) * 2004-01-19 2011-08-31 新日本制铁株式会社 用于容器中的钢板及其制造方法
EP2003221B1 (en) * 2006-04-04 2016-05-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hard extra-thin steel sheet and method for manufacturing the same
WO2009123356A1 (ja) * 2008-04-03 2009-10-08 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
DE102014116929B3 (de) * 2014-11-19 2015-11-05 Thyssenkrupp Ag Verfahren zur Herstellung eines aufgestickten Verpackungsstahls, kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Vorrichtung zum rekristallisierenden Glühen und Aufsticken eines Stahlflachprodukts

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004218061A (ja) 2002-11-21 2004-08-05 Nippon Steel Corp 耐変形性が著しく良好な容器用鋼板およびその製造方法
JP2006009069A (ja) 2004-06-24 2006-01-12 Nippon Steel Corp 加工後表面被覆膜損傷の少ない高剛性鋼板及びその製造方法
WO2006027854A1 (ja) 2004-09-09 2006-03-16 Nippon Steel Corporation 極薄容器用の鋼板およびその製造方法
WO2008136290A1 (ja) 2007-04-26 2008-11-13 Jfe Steel Corporation 缶用鋼板およびその製造方法
JP2013102122A (ja) 2011-10-17 2013-05-23 Sumitomo Electric Ind Ltd 磁性部材及び磁性部材の製造方法
JP2015533931A (ja) 2012-08-21 2015-11-26 アクティエボラゲット・エスコーエッフ 鋼コンポーネントを熱処理する方法及び鋼コンポーネント
JP2018172786A (ja) 2017-03-30 2018-11-08 Ｊｆｅスチール株式会社 エアゾール缶天蓋用鋼板

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
箱山智之、菅原史法、桑原利彦，二軸バルジ試験法による高強度鋼板の加工硬化特性の測定と材料モデリング，塑性と加工，日本，日本塑性加工学会，2013年，５４巻、第６３０号，６０－６６，https://www.jstage.jst.go.jp/article/sosei/54/630/54_628/_pdf

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