TWI424068B - Extremely thin steel sheet and manufacturing method thereof - Google Patents

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Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Description

極薄鋼板及其製造方法 發明領域
本發明係關於一種用於食品罐、飲料罐、各種盒子等的以容器用鋼板為代表之極薄鋼板及其製造方法。具體而言，係提供一種在鋼板製造領域以高生產性加以製造，而且耐時效性、成形性優異的極薄鋼板。
 發明背景
一般而言，在加工用鋼板中係以良好的平衡兼具加工性與強度，同時為避免損害成形後的製品之表面性狀的拉伸應變之產生而要求時效性小。
另一方面，從鋼板的製造方面出發，由低成本化、生產性之觀點來看以可以在低溫施行退火為佳，惟薄型材料在鋼板製造時的連續退火步驟容易引起被稱為熱翹曲的鋼板之彎曲，為避免該現象而要求再結晶溫度低，可以在較低溫度施行退火。特別是因為在通板線圈的板寬較寬時，以遍及全板寬的均勻外力之控制困難為起因會容易產生熱翹曲，因此在極薄材料中，儘管鋼板使用者從提高使用時的生產性之觀點出發一直要求寬度較寬的線圈，不過無法提供寬度較寬之線圈一直成為慢性的課題。
為提高加工性，而且抑制拉伸應變，有使含C、N量低，再透過添加Ti、Nb、B等的碳氮化物形成元素進行非時效化的技術記載於下述專利文獻1～6。但是，因為該等之元素會使鋼板的再結晶溫度大幅地上升，所以在作為本發明之目的的薄型材料中，從熱翹曲之觀點來看使用受到限制。另外，大量的添加也無可避免對合金成本之影響，而且在食品相關元件中也有健康問題的顧慮。
另外，專利文獻7中揭示了一種使含C量低的深引伸性與製耳率優異之罐用鋼板。此外，專利文獻8中，有為防止表面粗糙而以嘗試進行TiN、NbC的微細析出為目的，或者，專利文獻9中，有以降低從鋼板表面的鐵離子之溶出為目的，降低了含N及Al量的表面處理用原板或者製罐用鋼板受到揭示。另外，專利文獻10中，有以降低製造成本為目的，降低了含C及N量的製罐用鋼板之製造方法受到揭示。
但是，如上述1～10的專利文獻中所記載的降低了含C、N量之材料因為強度會下降，所以在作為本發明之目的的薄型材料中，會產生容器之強度確保上的顧慮，為確保強度若添加Mn、Si、P等的強化元素就會產生可鍍性或耐蝕性等表面特性的問題。另外，作為不依賴強化元素之添加的強化方法，在退火後進行再冷軋的方法亦得以實用化，惟加工性的大幅降低卻無法避免。
此外，在容器的製造過程中，為形成容器本身或把手等多會採用熔接，不過含C、N量低的材料在鋼的冷卻過程之組織變化中，熔接強度亦多會不足。另外，作為在熔接現場簡易地測定熔接是否良好的方法，可以實行被稱為剝離測試的，拉伸熔接線部，在熔接熱影響區撕扯熔接部，並觀察此時的熔接線部之形態的試驗，不過此時熔接線部如果過軟，就會導致熔接線部發生斷裂而無法進行正常試驗，不僅對確定適當的熔接條件招來阻礙，亦使選擇具有良好溶解性之材料成為不可能。另外，如果含C、N低在熔接時的熱影響區結晶組織就會粗大化且發生軟質化，因此加工熔接部之際，已軟質化的熱影響區會發生應變集中，加工性發生劣化。
另外，極低C、N鋼在製造步驟的中途，依製造條件會引起滲碳或吸氮，有時線圈內及製造批次的材質會有不均。根據Ti或Nb等的添加量，因製造步驟的熱歷程析出物的形態或量容易發生變化，這也成為線圈內材質不均的原因。
亦即，在這些習知技術中，尚未獲得以高層次滿足強度與加工性、耐時效性、可鍍性等之特性，還有熱翹曲或合金成本，乃至亦考慮到熔接部特性或熔接時的材料處理難度之生產性或製造成本為止的鋼板。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1　專利第3247139號公報
專利文獻2　特開2007-204800號公報
專利文獻3　特開平5-287449號公報
專利文獻4　特開2007-31840號公報
專利文獻5　特開平8-199301號公報
專利文獻6　特開平8-120402號公報
專利文獻7　特開平11-315346號公報
專利文獻8　特開平10-183240號公報
專利文獻9　特開平11-071634號公報
專利文獻10　特開平8-041548號公報
本發明之課題在於提供一種極薄鋼板及其製造方法，其在板厚0.4mm以下的薄鋼板中，透過將鋼成分限定在可鍍性和食品衛生上不產生問題之特定範圍，抑制有關加工性、時效性、熔接部特性等的問題產生，而且在抑制再結晶溫度較低的同時保持高溫強度較高，藉以即使在寬幅的線圈依然於連續退火步驟下有良好的通板性，且可以安定地進行製造。
本發明係由過去以來一直受到有效應用的Ti、Nb添加極低碳鋼為基體將其進一步發展，終而解決上述之課題且可以解決薄鋼板中特別成為問題之課題的發明。亦即，本發明係在Ti、Nb添加鋼中，限定Ti、Nb在特定的範圍，再透過提高N含量的同時大量添加Al，使碳化物和氮化物之狀態在合適的狀態析出，藉以不僅改善了特性，還使生產性大幅提高。
具體而言，本發明具有下述(a)～(c)之特徵。
(a)　使C的含量低而並不極度地降低N之含量，達到C量以上。
透過N與(b)、(c)所示之Ti、Nb、Al鍵結以形成氮化物，發揮確保常溫強度，確保高溫強度，使再結晶溫度適當化的效果。
另外，冷軋時存在的固溶N會提高冷軋加工應變的積蓄，促進退火時的再結晶。此外，透過控制熔接時的結晶組織變化且適度地賦予淬火性來賦予熔接部的強度、加工性。另外，在熔接評估試驗(剝離測試)中，透過提高熔接線部的強度來抑制在熔接線部的斷裂，可以實現正常的試驗。
(b)　Ti、Nb係至少1種作為必要元素限定在特定的範圍進行添加。該等之元素係以氮化物、碳化物形式形成，在發揮確保常溫強度，確保高溫強度，使再結晶溫度適當化之效果的同時，抑制固溶C、固溶N造成的時效以提高耐時效性。
(c)　大量地添加Al。這與(a)的結果形成大量的AlN，在發揮確保常溫強度，確保高溫強度，使再結晶溫度適當化之效果的同時，抑制固溶N造成的時效以提高耐時效性。
本發明之要旨所在係如申請專利範圍中記載之下述內容。
(1)　一種極薄鋼板，其特徵在於，以質量%計，含有C：0.0004～0.0108%，N：0.0032～0.0749%，Si：0.0001～1.99%，Mn：0.006～1.99%，S：0.0001～0.089%，P：0.001～0.069%，Al：0.070～1.99%；此外，含有Ti與Nb之中的1種或2種在，Ti：0.0005～0.0804%，Nb：0.0051～0.0894%，Ti+Nb：0.0101～0.1394%之範圍；此外，滿足N-C≧0.0020%，C+N≧0.0054%，Al/N＞10，(Ti+Nb)/Al≦0.8，(Ti/48+Nb/93)×12/C≧0.5，0.31＜(Ti/48+Nb/93)/(C/12+N/14)≦2.0之關係，且剩餘部分由鐵及不可避免的雜質組成，而且，板厚：0.4mm以下。
(2)　如(1)中記載的極薄鋼板，其特徵在於晶粒的平均直徑為30μm以下。
(3)　如(1)或(2)中記載的極薄鋼板，其特徵在於，在210℃30分鐘的時效後之屈服點伸長在4.0%以下。
(4)　如(1)或(2)中記載的極薄鋼板，其特徵在於，表面硬度HR30T：51～71，屈服應力：200～400MPa，拉伸強度：320～450MPa，全伸長：15～45%。
(5)　如(3)中記載的極薄鋼板，其特徵在於，表面硬度HR30T：51～71，屈服應力：200～400MPa，拉伸強度：320～450MPa，全伸長：15～45%。
(6)　一種如(1)～(5)之任1項中記載之極薄鋼板的製造方法，該極薄鋼板的製造方法之特徵在於，係加熱具有如(1)中記載的組成之鋼片或鑄片並熱軋後，以冷軋率80～99%實行冷軋，且施行再結晶率達到100%的退火。
(7)　如(6)中記載之極薄鋼板的製造方法，其特徵在於，前述冷軋後的退火係以連續退火施行，此時的退火溫度在641～789℃。
(8)　如(6)或(7)中記載之極薄鋼板的製造方法，其特徵在於，前述退火後以乾軋施行再冷軋，其壓下率在5%以下。
若利用本發明，可以在抑制時效性的基礎上，獲得具有良好的強度與延性之平衡，以及熔接相關特性之鋼板。此外，可以提供一種極薄鋼板及其製造方法，因為本發明鋼比習知材料再結晶溫度低，所以可以低溫退火，除此以外因為高溫強度高，所以特別是在板厚薄的材料可以實現避免熱翹曲之產生的高效製造。
 用以實施發明之形態
以下，將就本發明作詳細說明。
首先，將就作為本發明之對象鋼板的板厚作說明。
本發明限定板厚0.40mm以下的鋼板。因為本發明之效果本身的體現雖然與板厚無關，不過本發明之重大目的是連續退火時的通板性之提高，在板厚超過0.40mm的材料中連續退火時的通板性很少成為問題，就不會存在課題本身。
另外，板厚超過0.40mm的厚材料與作為本發明之對象的鋼板不同，此外，因為要求高伸長率、高r值，所以一般多在超過800℃的高溫下施行退火，也有時在這種高溫下亦會招致本發明之效果減小。亦即，本發明之效果不會從以習知的厚材料作為對象之技術產生，同時，對於厚材料的製造技術之應用亦沒有意義。因此，限定對象材料的板厚在0.40mm以下。合適的是0.30mm以下，進一步合適的是0.20mm以下，更進一步合適的是0.15mm以下，又進一步合適的是0.12mm以下，再進一步合適的是0.10mm以下。
接著，將就成分作說明。成分全部係以質量%表示。
C一般從加工性等的點上看以低為佳，不過若以製鋼製程中的脫氣負荷降低為目的就以高為再好不過，上限採0.0108%。特別是在時效性小且要求良好的延性之情形，若降低到0.0068%以下為止，就有可能使特性大幅地提高，合適的是0.0048%以下，若在0.0038%以下，亦受Ti、Nb添加量影響，就可以避免時效的問題。進一步合適的是0.0033%以下，更進一步合適的是0.0029%以下，又進一步合適的是0.0026%以下，再進一步合適的是0.0023%以下，更進一步合適的是0.0018%以下，若在0.0013%以下就有可能不依賴Ti、Nb添加量而避免時效。但是另一方面，由於在0.01%以下之區域的C降低會招致脫氣成本的上升，同時也變得容易發生因滲碳等造成之C量變動引起的材質變化，所以下限採0.0004%。合適的是0.0006%以上，進一步合適的是0.0011以上，更進一步合適的是0.0016以上。
除此之外，從高溫強度確保或再結晶溫度低溫化、熔接時熱影響區的組織粗大化抑制造成的熔接部加工性之觀點出發，進一步升高會有利。
合適的是0.0021%以上，進一步合適的是0.0026%以上，更進一步合適的是0.0031%以上，又進一步合適的是0.0036%以上。C量若升高在時效性之觀點上，就產生增多Ti、Nb添加量的必要。
N在控制本發明中重要的效果之耐時效性和強度，強度不僅是製品強度，還有退火步驟中的高溫強度方面，此外在確保因熔接時熱影響區的組織粗大化抑制造成之熔接部加工性方面是重要的元素。
在本發明中，N由於多數部分形成了某些氮化物，所以若含有過於大量就會有加工性劣化之情形，因此上限採0.0749%。另外，會有與氮化物形成元素之含量的配合，不過有時會使耐時效性顯著劣化，因此N量以止於0.0549%以下為佳。進一步合適的是0.0299%以下，更進一步合適的是0.0199%以下，又進一步合適的是0.0149%以下，再進一步合適的是0.0129%以下，更進一步合適的是0.0109%以下，又進一步合適的是0.0099%以下，再進一步合適的是0.0089%以下，更進一步合適的是0.0079%以下，又進一步合適的是0.0069%以下，再進一步合適的是0.0059%以下，更進一步合適的是0.0049%以下，又進一步合適的是0.0039%以下。另一方面，如果過低氮化物量就會不足，無法發揮用以確保高溫強度或製品強度、熔接時熱影響區的組織粗大化抑制造成之熔接部加工性的本發明之效果，僅會增加真空脫氣處理的成本。
因此下限採0.0032%。考慮到會無法確保必要的製品強度或本發明之特徵的高溫強度之確保變困難，合適的是0.0042%以上，進一步合適的是0.0047%以上，更進一步合適的是0.0052%以上，又進一步合適的是0.0057%以上，再進一步合適的是0.0062%以上，更進一步合適的是0.0072%以上，又進一步合適的是0.0082%以上，再進一步合適的是0.0092%以上，更進一步合適的是0.0102%以上，又進一步合適的是0.0122%以上，再進一步合適的是0.0142%以上，更進一步合適的是0.0162%以上，又進一步合適的是0.0182%以上，再進一步合適的是0.0202%以上，更進一步合適的是0.0222%以上，又進一步合適的是0.0242%以上，再進一步合適的是0.0272%以上，更進一步合適的是0.0302%以上，又進一步合適的是0.0352%以上，再進一步合適的是0.0402%以上。
Si係以轉變行為為媒介且控制熱軋時的碳化物或氮化物形態，為獲得耐時效性而限定在0.0001～1.99%之範圍。從可鍍性與延性確保之觀點來看，以1.49%以下為佳，進一步合適的是0.99%以下，更進一步合適的是0.49%以下，又進一步合適的是0.29%以下，再進一步合適的是0.19%以下，更進一步合適的是0.099%以下，又進一步合適的是0.049%以下，再進一步合適的是0.029%以下，更進一步合適的是0.019%以下，又進一步合適的是0.014%以下。
另一方面，為製品強度的確保以及退火步驟中之高溫強度的確保亦可積極地添加，合適的是0.0006%以上，進一步合適的是0.0011%以上，更進一步合適的是0.0016%以上，又進一步合適的是0.0021%以上，再進一步合適的是0.0041%以上，更進一步合適的是0.0061%以上，又進一步合適的是0.0081%以上，再進一步合適的是0.011%以上。
Mn係以轉變行為為媒介且控制熱軋時的碳化物或氮化物或硫化物的形態，為獲得耐時效性而限定在0.006～1.99%之範圍。從可鍍性與延性確保之觀點來看，以1.49%以下為佳，進一步合適的是1.29%以下，更進一步合適的是0.99%以下，又進一步合適的是0.79%以下，再進一步合適的是0.59%以下，更進一步合適的是0.49%以下，又進一步合適的是0.39%以下，再進一步合適的是0.29%以下，更進一步合適的是0.19%以下。另一方面，為製品強度的確保以及退火步驟中之高溫強度的確保亦可積極地添加，合適的是0.006%以上，進一步合適的是0.011%以上，更進一步合適的是0.016%以上，又進一步合適的是0.021%以上，再進一步合適的是0.041%以上，更進一步合適的是0.061%以上，又進一步合適的是0.081%以上，再進一步合適的是0.11%以上。
S係以轉變行為為媒介且在控制熱軋時的硫化物之形態的同時，透過控制C和N的晶界偏析行為獲得耐時效性，因此限定在0.0001～0.089%之範圍。硫化物增多就容易引起以此為起點的斷裂，因此從確保延性之觀點來看，以0.059%以下為佳，進一步合適的是0.049%以下，更進一步合適的是0.039%以下，又進一步合適的是0.029%以下，再進一步合適的是0.019%以下，更進一步合適的是0.014%以下，又進一步合適的是0.011%以下，再進一步合適的是0.009%以下，更進一步合適的是0.007%以下，又進一步合適的是0.005%以下，再進一步合適的是0.004%以下。另一方面，因Ti系碳硫化物的形成亦會有抑制碳時效(C造成的時效)之效果，所以亦可積極地添加，合適的是0.0006%以上，進一步合適的是0.0011%以上，更進一步合適的是0.0021%以上，又進一步合適的是0.0031%以上，再進一步合適的是0.0041%以上，更進一步合適的是0.0051%以上，又進一步合適的是0.0061%以上，再進一步合適的是0.0071%以上，更進一步合適的是0.0081%以上，又進一步合適的是0.0091%以上，再進一步合適的是0.0101%以上，更進一步合適的是0.011%以上，又進一步合適的是0.012%以上，再進一步合適的是0.013%以上，更進一步合適的是0.014%以上，又進一步合適的是0.016%以上，再進一步合適的是0.018%以上，更進一步合適的是0.021%以上，又進一步合適的是0.026%以上。
P係透過控制C和N的晶界偏析行為獲得耐時效性，因此限定在0.001～0.069%之範圍。從確保耐蝕性之觀點來看，以0.059%以下為佳，進一步合適的是0.049%以下，更進一步合適的是0.039%以下，又進一步合適的是0.029%以下，再進一步合適的是0.019%以下，更進一步合適的是0.014%以下，又進一步合適的是0.011%以下，再進一步合適的是0.009%以下，更進一步合適的是0.007%以下，又進一步合適的是0.005%以下，再進一步合適的是0.004%以下。另一方面，從晶粒的微細化造成的強度確保之觀點以及退火步驟中的高溫強度確保來看亦可積極地添加，合適的是0.0031%以上，進一步合適的是0.0051%以上，更進一步合適的是0.0071%以上，又進一步合適的是0.0091%以上，再進一步合適的是0.011%以上，更進一步合適的是0.016%以上，又進一步合適的是0.021%以上，再進一步合適的是0.026%以上。
Al一般係為脫氧而加以添加，不過在本發明中為如後所述地控制氮化物形態，必須進行亦加入其他氮化物形成元素之添加量的控制。如果過少則鋼中氧化物就增多，有時會使加工性降低，若大量地含有則可鍍性降低故採0.070～1.99%。亦考慮添加成本則以1.49%以下為佳，進一步合適的是0.99%以下，更進一步合適的是0.69%以下，又進一步合適的是0.49%以下，再進一步合適的是0.44%以下，更進一步合適的是0.39%以下，又進一步合適的是0.34%以下，再進一步合適的是0.29%以下，更進一步合適的是0.24%以下，又進一步合適的是0.195%以下，再進一步合適的是0.145%以下。另一方面，從氮時效(N造成的時效)之抑制以及退火步驟中的高溫強度之確保的觀點來看，積極地添加是有效的，合適的是0.076%以上，進一步合適的是0.081%以上，更進一步合適的是0.086%以上，又進一步合適的是0.096%以上，再進一步合適的是0.106%以上，更進一步合適的是0.116%以上，又進一步合適的是0.126%以上，再進一步合適的是0.146%以上，更進一步合適的是0.166%以上，又進一步合適的是0.186%以上，再進一步合適的是0.206%以上，更進一步合適的是0.256%以上，又進一步合適的是0.306%以上，再進一步合適的是0.406%以上，更進一步合適的是0.506%以上。
Ti與Nb在本發明中至少任何1種為必要元素，必須有意地含有。可以僅任何1種，亦可2種均含有。本發明之效果的體現上Nb比Ti更好，若合計為同量則以Nb比Ti含有較多為佳，獲得Ti＜Nb的目標效果之情形就會合適。因此各元素的適當含量範圍亦設定在Nb一方比Ti高的區域。再者，即使針對不有意地添加時，亦有從原料等看到不可避免的混入之情形，無論針對於此還是針對於含有的量均可發揮本發明之效果，作為本發明中含量的對象。
Ti係以碳化物、氮化物或者碳氮化物形成元素之形式期待耐時效性而含有，為控制碳化物、氮化物或者碳氮化物之形態，加上其他的碳化物、氮化物或者碳氮化物形成元素之含量，必須考慮到再結晶溫度或高溫強度、熔接時熱影響區的組織粗大化之抑制造成的對熔接部加工性之影響的控制。若過少則不僅使耐時效性劣化，有時高溫強度的確保亦會變困難，若大量添加則在合金成本上升的同時，亦受C、N、Al、Nb量影響，因過度的大量碳化物、氮化物或者碳氮化物的形成或固溶Ti的過度殘存，再結晶溫度的上升會變顯著，所以採0.0005～0.0804%。在氮化物形成的觀點上，本發明鋼中Al係主要添加，所以Ti的重要性降低。亦考慮可鍍性則以0.0694%以下為佳，進一步合適的是0.0594%以下，更進一步合適的是0.0494%以下，又進一步合適的是0.0394%以下，再進一步合適的是0.0344%以下，更進一步合適的是0.0294%以下，又進一步合適的是0.0244%以下，再進一步合適的是0.0194%以下，更進一步合適的是0.0174%以下，又進一步合適的是0.0154%以下，再進一步合適的是0.0134%以下。作為目標若添加0.010%以上的足夠量之Nb，或者作為目標若添加0.11%以上的足夠量之Al，則進一步合適的是0.0114%以下，更進一步合適的是0.0094%以下，又進一步合適的是0.0074%以下，再進一步合適的是0.0054%以下。另一方面，從碳時效與氮時效的抑制及退火步驟中的高溫強度之確保的觀點來看，積極地添加是有效的，合適的是0.0042%以上，進一步合適的是0.0052%以上，更進一步合適的是0.0062%以上，又進一步合適的是0.0072%以上，再進一步合適的是0.0082%以上，更進一步合適的是0.0092%以上，又進一步合適的是0.0102%以上，再進一步合適的是0.0116%以上，更進一步合適的是0.0136%以上，又進一步合適的是0.0156%以上，再進一步合適的是0.0186%以上，更進一步合適的是0.0206%以上，又進一步合適的是0.0256%以上，再進一步合適的是0.0306%以上，更進一步合適的是0.0406%以上。
Nb係與Ti同樣以碳化物、氮化物或者碳氮化物，特別是碳化物、碳氮化物形成元素之形式期待耐時效性而含有，為控制碳化物、氮化物或者碳氮化物之形態，加上其他的碳化物、氮化物或者碳氮化物形成元素之含量，必須考慮到再結晶溫度或高溫強度、熔接時熱影響區的組織粗大化之抑制造成的對熔接部加工性之影響的控制。若過少則碳化物、碳氮化物的形成會不足，不僅使耐時效性發生大的劣化，有時高溫強度的確保還會變困難，若大量添加則在合金成本上升的同時，亦受C、N、Al、Ti量影響，因過度的大量碳化物、氮化物或者碳氮化物的形成或固溶Nb的過度殘存，再結晶溫度的上升會變顯著，所以採0.0051～0.0894%。亦考慮可鍍性則以0.0694%以下為佳，進一步合適的是0.0594%以下，更進一步合適的是0.0494%以下，又進一步合適的是0.0394%以下，再進一步合適的是0.0344%以下，更進一步合適的是0.0294%以下，又進一步合適的是0.0244%以下，再進一步合適的是0.0194%以下，更進一步合適的是0.0174%以下，又進一步合適的是0.0154%以下，再進一步合適的是0.0134%以下。另一方面，從碳時效與氮時效的抑制及退火步驟中的高溫強度之確保的觀點來看，積極地添加是有效的，合適的是0.0062%以上，進一步合適的是0.0072%以上，更進一步合適的是0.0082%以上，又進一步合適的是0.0092%以上，再進一步合適的是0.0102%以上，更進一步合適的是0.0112%以上，又進一步合適的是0.0122%以上，再進一步合適的是0.0136%以上，更進一步合適的是0.0156%以上，又進一步合適的是0.0176%以上，再進一步合適的是0.0206%以上，更進一步合適的是0.0256%以上，又進一步合適的是0.0306%以上，再進一步合適的是0.0406%以上，更進一步合適的是0.0506%以上。
[Ti+Nb]係如有關Ti或Nb之記述中所示地，在碳化物、氮化物或者碳氮化物的形成，以及高溫強度之確保中，必須確保必要的量，必須採0.0101%以上。合適的是0.0121%以上，進一步合適的是0.0141%以上，更進一步合適的是0.0161%以上，又進一步合適的是0.0181%以上，再進一步合適的是0.0211%以上，更進一步合適的是0.0241%以上，又進一步合適的是0.0271%以上，再進一步合適的是0.0301%以上，更進一步合適的是0.0331%以上，又進一步合適的是0.0361%以上，再進一步合適的是0.0391%以上，更進一步合適的是0.0421%以上，又進一步合適的是0.0461%以上，再進一步合適的是0.0501%以上，更進一步合適的是0.0561%以上。另一方面，亦受C、N、Al量影響，過剩的添加會使固溶Ti、固溶Nb大量地殘存，損害本發明鋼的有用特徵。因此，上限採0.1394%。合適的是0.1194%以下，進一步合適的是0.0994%以下，更進一步合適的是0.0794%以下，又進一步合適的是0.0594%以下，再進一步合適的是0.0494%以下，更進一步合適的是0.0444%以下，又進一步合適的是0.0394%以下，再進一步合適的是0.0344%以下，更進一步合適的是0.0294%以下，又進一步合適的是0.0244%以下，再進一步合適的是0.0194%以下。
有關上述之成分範圍，就各自的成分來看並無特別的規定條件。本發明之特徵，係將該等之成分範圍限定在滿足如下所示之特殊關係的範圍，藉此發揮本發明之特徵性的極其有效之效果。特別是C、N、Al、Ti、Nb的控制成為本發明之特徵。
C與N係該等發生固溶而存在，其在冷加工中有效地使應變積蓄，且使退火時的再結晶之驅動力上升，亦伴隨晶粒微細化，結果降低再結晶溫度，在工業上使降低退火溫度成為可能。另外，固溶C、固溶N以及以該等為起因的晶粒微細化亦會有效有助於高溫強度的確保。利用該等在節省能源和設備投資方面是有效的，同時亦有助於提高通板性。與此同時，該等在熔接時給予適當的淬火性，同時抑制結晶組織粗大化，係為確保熔接部之強度與加工性有用的元素，透過使熔接部硬化，熔接部的耐斷裂性升高，可以實施剝離測試。
但是，本發明中，在以下的點上C與N的控制之方向性大有差異。由於C在工業上的脫氣步驟中比較容易降低，故以該降低為主。
另一方面，因為N在大氣中大量存在，且從大氣侵入到熔鋼中，所以在工業上的脫氣步驟中是難以降低的元素，因此其含有於鋼中，積極地有效利用。
另外，從耐時效性的觀點來看，固溶C在鋼中為了以析出物形式固定，有不得不依賴Ti、Nb等的特殊元素，特別是Nb的一面，添加成本和微細析出物形成、固溶Ti、固溶Nb的不可避免之殘存造成的再結晶溫度之上升等惡劣影響也較大。另一方面，N在鋼中的固定可以有效利用Al，不僅在添加成本的點上成為有利，AlN在工業製程中亦可比較容易地粗大化，由固溶Al造成的再結晶溫度之上升亦比較小，可以減小並抑制工業上的惡劣影響。通過這樣處理所形成的各種析出物，和冷加工時之應變的積蓄、結晶粒徑控制等，均有助於再結晶溫度和高溫強度的良好控制。從該等之觀點來看，有關C、N、Al、Ti、Nb在本發明中必須控制在特定之範圍。
[N-C]採0.0020%以上是本發明之重要的條件。在精密地控制了Ti、Nb、Al的析出物之本發明鋼中，透過使該值在0.0020%以上，可以大幅地改善薄型材料中特別成為問題的高溫強度。另外，關於提高熔接時的淬火性和結晶組織粗大化的抑制，亦包含如後所述的析出物形成之觀點，比C更有效利用N是有利的，會發揮良好的效果。合適的是0.0023%以上，進一步合適的是0.0027%以上，更進一步合適的是0.0030%以上，又進一步合適的是0.0024%以上，再進一步合適的是0.0038%以上，更進一步合適的是0.0043%以上，又進一步合適的是0.0048%以上，再進一步合適的是0.0053%以上，更進一步合適的是0.0058%以上，又進一步合適的是0.0063%以上，再進一步合適的是0.0068%以上，更進一步合適的是0.0075%以上，又進一步合適的是0.0082%以上，再進一步合適的是0.0089%以上。上限係因前述的C與N的限定而成為0.0745%，不過因為採用極低C且高N的製法之特殊性使製造效率降低，所以宜採0.0590%以下。另外，當N較多時，亦受Al量影響，會形成粗大的AlN，若其在鋼板表面露出就會使表面性狀劣化，有時在鋼板內部形成物會成為加工時的裂紋起點。因此，進一步合適的是0.0490%以下，更進一步合適的是0.0390%以下，又進一步合適的是0.0290%以下。
當製造效率的管理受到嚴格要求時，以0.0240%以下為佳，進一步合適的是0.0190%以下，更進一步合適的是0.0140%以下，又進一步合適的是0.0120%以下，再進一步合適的是0.0100%以下，更進一步合適的是0.0090%以下。
[C+N]採0.0054%以上亦為本發明之重要要素。本發明中在製品強度以及高溫強度的確保，還有冷軋應變之積蓄造成的退火時再結晶之促進(再結晶溫度的低溫化)和熔接強度的確保上，C與N發揮著重要的作用。當該值低時，會引起製品的強度不足、退火通板性的劣化、熔接強度的不足或剝離測試的不可實施之類的問題。另外，若該值低則以冷軋應變的積蓄之降低，冷軋前結晶粒徑之粗大化，根據Ti、Nb含量造成之固溶Ti、固溶Nb的上升等為起因，冷軋後的再結晶溫度會升高，高溫退火就成為必須，因此退火通板性會劣化。一般而言為提高製品強度係採用提高Si、Mn、P等之含量的手段，惟在該方法中高溫強度的確保並不充分，再結晶溫度也不降低，會導致喪失本發明之良好特徵。
從而，[C+N]的控制對於確保本發明之良好特徵是重要的。合適的是0.0061%以上，進一步合適的是0.0068%以上，更進一步合適的是0.0075%以上，又進一步合適的是0.0082%以上，再進一步合適的是0.0092%以上，更進一步合適的是0.00102%以上，又進一步合適的是0.0112%以上，再進一步合適的是0.0122%以上，更進一步合適的是0.0132%以上，又進一步合適的是0.0152%以上。另一方面，如果過多，加工性和耐時效性就會劣化。上限因前述的C與N之限定為0.0857%。合適的是0.0800%以下，進一步合適的是0.0600%以下，更進一步合適的是0.0400%以下，又進一步合適的是0.0300%以下，再進一步合適的是0.0250%以下，更進一步合適的是0.0200%以下，又進一步合適的是0.0150%以下，再進一步合適的是0.0120%以下，更進一步合適的是0.0100%以下，又進一步合適的是0.0090%以下，再進一步合適的是0.0080%以下，更進一步合適的是0.0070%以下，又進一步合適的是0.0060%以下。
此外，本發明之效果係透過相對於N大量地含有Al來體現。[Al/N]必須達到超過10。合適的是超過11.1，進一步合適的是超過12.1，更進一步合適的是超過13.1，又進一步合適的是超過14.1，再進一步合適的是超過15.1，更進一步合適的是超過16.1，又進一步合適的是超過17.1，再進一步合適的是超過18.1，更進一步合適的是超過19.1，又進一步合適的是超過21.1，再進一步合適的是超過23.1，更進一步合適的是超過25.1，又進一步合適的是超過30.1，再進一步合適的是超過35.1，更進一步合適的是超過40.1，又進一步合適的是超過45.1，再進一步合適的是超過55.1。
因前述Al與N的限定之故，上限落在781,Al量若增多到過剩，添加成本就會上升，除此以外不僅如前所述地根據含N量會形成粗大AlN，同時亦會成為使鋼板表面性狀和加工性劣化的原因。另外，若N少僅Al過剩，固溶Al就會大量殘存，容易引起製造步驟中的吸氮，侵入鋼中的N會形成微細AlN，同時增大線圈內的材質變動。此外，熔接時難以引起AlN的溶解，材料的淬火性會降低，因此熔接部會發生軟質化同時對剝離測試的正常實施產生障礙。雖然也依賴於N量因此無法一概而論，不過[Al/N]的上限必須注意控制在這些點上。合適的是70.0以下，進一步合適的是60.0以下，更進一步合適的是50.0以下，又進一步合適的是40.0以下，再進一步合適的是30.0以下。
[(Ti+Nb)/Al]係為N的固定而比較大量地含有Al，Ti與Nb係為N以及C固定，還有確保固溶造成的高溫強度而止於必要最小量，從該本發明的基本方針規定上限，採0.8以下。為充分獲得本發明之效果，重要的是多含有Al，合適的是0.6以下，進一步合適的是0.5以下，更進一步合適的是0.44以下，又進一步合適的是0.39以下。若Al少，Ti、Nb多，亦受含N量影響，N會以微細的Ti、Nb之氮化物的形式大量析出，同時固溶Ti、固溶Nb增多，亦會導致再結晶溫度不經意地上升。另外，若導致Ti、Nb的碳化物或氮化物過度地安定化，就不會因熔接時的熱而溶解，確保淬火性的固溶C和固溶N會減少，亦會有熔接部之斷裂造成的剝離測試之不良產生。再者，因為Ti及Nb是必要元素，所以[(Ti+Nb)/Al]的數值不會為零，由上述的各元素之限定使下限值成為0.005，為獲得Ti、Nb之效果，且抑制過剩Al的影響，以採0.04以上為佳，進一步合適的是0.06以上，更進一步合適的是0.08以上，又進一步合適的是0.10以上，再進一步合適的是0.12以上，更進一步合適的是0.14以上，又進一步合適的是0.16以上，再進一步合適的是0.18以上，更進一步合適的是0.20以上，又進一步合適的是0.22以上，再進一步合適的是0.26以上，更進一步合適的是0.31以上，又進一步合適的是0.36以上。如果不僅Al少，Ti、Nb也不足，C、N的固定就會不充分，不僅耐時效性發生劣化，退火時或熔接時的晶粒粗大化抑制效果亦會變小，有時也會發生不體現所需的退火通板性或，熔接部的加工性發生劣化之情形。
[(Ti/48+Nb/93)×12/C]係為降低固溶C且提高耐時效性而採0.5以上。合適的是0.7以上，進一步合適的是0.9以上，更進一步合適的是1.1以上，又進一步合適的是1.4以上，再進一步合適的是1.7以上，更進一步合適的是2.0以上。若該值過高，固溶Ti、固溶Nb就會增多，不僅導致再結晶溫度不經意地升高，碳化物及氮化物亦會過度地安定化，且熔接時的淬火性會降低等，由於亦有損害本發明鋼之良好特徵的方面，故宜採15.0以下。進一步合適的是10.0以下，更進一步合適的是8.0以下，又進一步合適的是7.0以下，再進一步合適的是6.0以下，更進一步合適的是5.0以下，又進一步合適的是4.0以下，再進一步合適的是3.0以下。
[(Ti/48+Nb/93)/(C/12+N/14)]係為避免因固溶Ti、固溶Nb造成之過度的再結晶溫度上升和，因碳化物或氮化物之過度安定化造成的熔接強度不足而採2.0以下。合適的是1.8以下，進一步合適的是1.7以下，更進一步合適的是1.6以下，又進一步合適的是1.5以下，再進一步合適的是1.4以下，更進一步合適的是1.3以下，又進一步合適的是1.2以下，再進一步合適的是1.1以下，更進一步合適的是1.0以下，又進一步合適的是0.9以下，再進一步合適的是0.8以下。若該值過低，固溶C、固溶N就會增多，由於損害本發明鋼之良好特徵，故採超過0.31。合適的是超過0.36，進一步合適的是超過0.41，更進一步合適的是超過0.46，又進一步合適的是超過0.51，再進一步合適的是超過0.61。
本發明中的C、N、Al、Nb的影響因處於固溶狀態者，形成析出物者，該量與種類或者評估各種特性之狀況等而複雜地變化，且彼此相互地影響所以有時亦會變得非常地複雜，有關機制亦有難以完全解釋清楚的方面。雖說如此，控制在本發明之範圍內的鋼板係可以確實地獲得本發明之良好效果。
一般而言在工業上的鋼鐵製品中以原材料為起因不可避免地、或者持有某種目的而含有各種的元素。這些可以依目的或用途進行控制、添加，本發明之效果不會因此完全喪失。作為大致的目標，在作為本發明主要目的的容器用極薄鋼板中，將假定的添加範圍示於以下。
Cr：0.49%以下，V：0.049%以下，Mo：0.049%以下，Co：0.049%以下，W：0.049%以下，Zr：0.049%以下，Ta：0.049%以下，B：0.0079%以下，Ni：0.29%以下，Cu：0.069%以下，Sn：0.069%以下，O：0.059%以下，REM：0.019%以下，Ca：0.049%以下。合適的是Cr：0.29%以下，V：0.009%以下，Mo：0.009%以下，Co：0.009%以下，W：0.009%以下，Zr：0.009%以下，Ta：0.009%以下，B：0.0029%以下，Ni：0.19%以下，Cu：0.029%以下，Sn：0.019%以下，O：0.009%以下，REM：0.009%以下，Ca：0.009%以下。較佳的是Cr：0.06%以下，V：0.003%以下，Mo：0.004%以下，Co：0.003%以下，W：0.003%以下，Zr：0.003%以下，Ta：0.003%以下，B：0.0009%以下，Ni：0.04%以下，Cu：0.019%以下，Sn：0.009%以下，O：0.004%以下，REM：0.003%以下，Ca：0.003%以下，剩餘部分由鐵及不可避免的雜質組成。
只是，本發明之效果及範圍並不限定於此，不言而喻可以依目的或用途在一般所知的範圍除此以外地進行添加。只是，在對本發明之應用時，需要注意特別是當碳化物形成元素或氮化物形成元素為大量含有之情形，減弱本發明之效果的影響會較大。
接著將就成分以外的合適要素進行記述。
在本發明中係如上所述，晶粒的微細化對鋼板製造步驟中的退火通板性或、鋼板利用時的熔接部加工性等給予良好幫助，該結果，製品板中結晶粒徑發生微細化是良好形態之一，晶粒的平均直徑以30μm以下為特徵。進一步合適的是24μm以下，更進一步合適的是19μm以下，又進一步合適的是14μm以下，再進一步合適的是9μm以下，更進一步合適的是7μm以下。這在考慮到強度延性平衡之情形下，利用了結晶粒徑的微細化效果者為有利，在此之外還取決於表面粗糙等的表面外觀進行提高的處理。只是，由於過於微細化就會過度地硬質化，且損害加工性，故以1μm以上，進一步以2μm以上，更進一步以4μm以上為合適的範圍。
材料特性也宜調整到本發明合適的範圍。這是因為若沒有以C、N等為起因的時效性或退火通板性等生產性的制約，就可以不依靠本發明而自由設計成分並製造具有與之相應特性的材料。換言之，在亦包含時效性和板厚等的退火通板性的制約之中，特別是在至此為止製造困難的範圍中，透過應用本發明的作法，在工業上蘊含的意義重大。
時效性之特徵為，在210℃施行30分鐘的時效後之拉伸試驗中屈服點伸長達到4.0%以下。進一步合適的是2.9%以下，更進一步合適的是1.4%以下，又進一步合適的是0.9%以下，再進一步合適的是0.4%以下，不言而喻完全不顯示屈服點伸長者最為合適。
該值若為4.0%以下就可以稱為某種時效性得以控制的鋼板，若為2.9%以下在國內通常使用時就不會產生問題。另外，若為1.4%以下，在向海外的運輸船之倉庫內，即使在通過赤道之類的海外使用者使用時通常也不會產生問題。在0.4%以下時，儘管在拉伸試驗的圖中可以確認屈服現象，不過在實際的拉伸樣品中呂德帶(luders band)等的顯著表面性狀之變化在不成為問題的程度。
表面硬度係在容器用鋼板通常所用的洛氏表面硬度HR30T，以適用51以上者為佳，這是因為若為在此以下的軟質材料就不適用本發明，同時以通常的極低碳系材料或者BAF材料的製造在工業上已確立。進一步合適的是53以上，更進一步合適的是55以上，又進一步合適的是57以上。另一方面，硬度的上限以適用71以下者為佳。
這是因為若為在此以上的硬質材料就不適用本發明，同時以通常的低碳系材料或者再冷軋材料的製造在工業上已確立。進一步合適的是69以下，更進一步合適的是67以下，又進一步合適的是65以下。
本發明之極薄鋼板可以利用調整到上述的組成，再加熱製造成的鋼片或鑄片並熱軋後，酸洗該熱軋鋼板，且施行冷軋，退火以後，再次施行冷軋(再冷軋)的常法加以製造，作為製造條件係由於本發明之目的在於薄型材料的有效製造，關於冷軋率、退火溫度、再冷軋率，係設定應用良好的範圍。
冷軋率宜為80%以上。這是因為通常利用在此以下的冷軋率加以製造的是厚材料，不易產生本發明欲解決的退火時的通板性等之問題。進一步合適的是85%以上，更進一步合適的是88%以上，又進一步合適的是90%以上，再進一步合適的是92%以上。現在，材料的薄型化在推進，冷軋率有上升的傾向，上限從工業上的實現可能性來看採99%。
退火基本上係以連續退火實行。當然所謂退火溫度比較低，時效性受到抑制，強度延性平衡良好的本發明之特徵利用封盒退火(batch annealing)亦可獲得，不過在封盒退火時，通板性的問題並不產生，因為退火鋼板的冷卻速度足夠慢所以時效性也得以充分抑制，工業上的優點小。關於連續退火時的退火溫度，令冷軋後的退火溫度低是本發明的目的之一，由於可以使其降低亦成為本發明鋼的特徵之一，所以使冷軋後的退火溫度達到789℃以下成為本發明的良好形態之一。進一步合適的是769℃以下，更進一步合適的是759℃以下，又進一步合適的是739℃以下，再進一步合適的是719℃以下，更進一步合適的是699℃以下。當然透過提高退火溫度以使加工性提高並不損害本發明之效果。只是，必須注意當在過於高的溫度下施行退火時，會導致本發明中特徵性的碳氮化物大量溶解，根據此後的冷卻速度時效性有時會增大。下限溫度採641℃。該溫度係考慮到在以90%左右的冷軋率製造通常的低碳鋼時，再結晶溫度低達600℃左右為止，一般係以600～680℃左右實行退火就會在較高的溫度設定，在這以下的溫度時，亦受成分和熱軋條件(板坯加熱溫度、捲取溫度等)影響，獲得良好的強度延性平衡會變困難。進一步合適的是661℃以上，更進一步合適的是681℃以上，又進一步合適的是701℃以上，再進一步合適的是721℃以上，更進一步合適的是741℃以上。
本發明鋼板與通常的薄型材料一樣，退火後為形狀控制和材質調整可以施行再冷軋。此處說的再冷軋通常亦包含被稱作表皮輥軋(skin pass)的壓延。該壓延係以乾式壓延實行，此時的壓下率宜採5%以下。
這是因為利用濕式壓延時一般在壓下率低的區域控制困難且不得不施行超過5%的壓延，會導致材料發生硬質化，這種硬質的材料並不依靠本發明，利用習知技術亦可製造。壓下率進一步合適的是3%以下，更進一步合適的是2.5%以下，又進一步合適的是1.9%以下，再進一步合適的是1.4%以下。不言而喻壓下率越高即為硬質且耐時效性會提高。
本發明鋼板亦可作為表面處理鋼板用的原板受到使用，本發明之效果並不會因表面處理受到絲毫損害。作為汽車、建材、電機、電器、容器用的表面處理通常所實行的錫、鉻(無錫)、鎳、鋅、鋁、鐵及該等之合金等可以無論電鍍、熔融鍍地加以實施。另外，近年來已受到使用的貼有有機皮膜之積層鋼板用的原板亦可不損害發明之效果地加以使用。
使用於容器用時，可以在利用引伸、引縮、拉長、熔接等成形的各種容器中使用。容器製造步驟中，在凸緣成形、縮徑成形、擴展成形、壓紋成形、捲封成形之外，蓋材所要求的劃切加工、脹大成形等會提高加工性。
實施例
由250mm厚的連續鑄造板坯在熱軋、酸洗、冷軋、退火後，實行再冷軋以製造鋼板並進行評估。成分、製造條件以及製得之鋼板的特性、評估結果示於表1～表4。
機械特性係利用JIS5號拉伸試片之拉伸試驗作測定。
容器用鋼板中之材質等級重要數值的硬度係利用洛氏表面硬度HR30T作測定。
結晶粒徑係以光學顯微鏡觀察鋼板斷面經過研磨、蝕刻之組織並測定以算出平均值。
時效性係以實行了210℃×30分鐘之時效的鋼板，實行採用JIS5號拉伸試片的拉伸試驗作評估。評估係○：屈服點伸長=0%，●：0%<屈服點伸長≦0.4%，△：0.4%＜屈服點伸長≦1.4%，×：屈服點伸長＞1.4%。
剝離測試性係在以熔接製造成的3段罐體中，用一般實行的方法進行10次剝離測試，利用在熔接線部發生斷裂且變成無法測試的次數來作評估。評估係○：沒有無法測試，△：無法測試為1次或2次，×：無法測試為3次以上。
熔接部加工性係在以熔接製造成的3段罐體中，用一般實行的方法進行模具凸緣成形，以邊界凸緣突出長度作評估。評估係○：6mm以上(非常良好)，△：3mm以上不足6mm(可以實用)，×：不足3mm(無法實用)。
表面性狀係以在一般鋼板製造所實行的通板生產線之目視試驗來實施。評估係○：非常良好(非常美麗)，△：良好(一般性輸出合格品水平/雖然會部分看到可以允許的表面之不均，惟沒有切除部分。切除係必要的表面缺陷部在線圈全體的3%以下)，×：不良(瑕疵造成的切除部分超過線圈全體的3%～因產生全面瑕疵造成輸出停止的水平)。
退火通板性係以在一般鋼板製造現場實行的，連續退火生產線通板時用以防止彎曲之張力控制來作判斷。張力控制的絕對值當然會因生產線設備本身，也會因鋼種或通板速度、板尺寸等稍有變動，在本實施例中，作為避免通板時的板錯位(步進)之最低張力(張力控制下限)，係以0.3kgf/mm2 為基準，以直到熱翹曲產生界限的張力(張力控制控制上限)為止的寬作判定。評估係○：非常良好(控制餘量大/控制寬：1.4kgf/mm2 以上)，△：良好(適當材料製造水平/控制寬：0.2kgf/mm2 以上不足1.4kgf/mm2 )，×：不良(遍及全長的完全控制困難，有一部分發生輕微熱翹曲之情形/控制寬：不足0.2kgf/mm2 )。
線圈內材質均勻性係針對製造成的線圈之縱向頂部20m部、中央部、底部20m部，寬工作側100mm部、中央部、傳動側100mm部的計9點，利用JIS5號拉伸試片的拉伸試驗測定0.2%耐力，且以(最大值與最小值的差)/(平均值)作評估。評估係○：0.10以下，△：超過0.10而在0.20以下，×：超過0.20。
從該結果可以明確得知在本發明之範圍內製造成的發明例可以獲得良好的特性，另一方面，在本發明之範圍外製造成的比較例任一評估結果均變成×，本發明之效果得以確認。
產業之可利用性
若利用本發明，可以在抑制時效性的基礎上，獲得具有良好的強度與延性之平衡，以及熔接相關特性之鋼板。此外，因為本發明鋼比習知材料再結晶溫度低，所以可以低溫退火，除此以外因為高溫強度高，所以特別是在板厚薄的材料可以實現避免熱翹曲之產生的高效製造。

Claims (8)

  1. 一種極薄鋼板，其特徵在於，以質量%計，含有C：0.0004~0.0108%，N：0.0055~0.0749%，Si：0.0001~1.99%，Mn：0.006~1.99%，S：0.0001~0.089%，P：0.001~0.069%，Al：0.070~1.99%；此外，在下述範圍內含有Ti與Nb之中的1種或2種：Ti：0.0005~0.0804%，Nb：0.0051~0.0894%，Ti+Nb：0.0101~0.1394%；此外，滿足N-C≧0.0020%，C+N≧0.0054%，Al/N>10，(Ti+Nb)/Al≦0.8，(Ti/48+Nb/93)×12/C≧0.5，0.31<(Ti/48+Nb/93)/(C/12+N/14)≦2.0之關係，且剩餘部分由鐵及不可避免的雜質組成，而且，板厚為0.4mm以下。
  2. 如申請專利範圍第1項之極薄鋼板，其晶粒的平均直徑為30μm以下。
  3. 如申請專利範圍第1項或第2項之極薄鋼板，其在210℃30分鐘的時效後之屈服點伸長為4.0%以下。
  4. 如申請專利範圍第1項或第2項之極薄鋼板，其表面硬度HR30T：51~71，屈服應力：200~400MPa，拉伸強度：320~450MPa，全伸長：15~45%。
  5. 如申請專利範圍第3項之極薄鋼板，其表面硬度HR30T：51~71，屈服應力：200~400MPa，拉伸強度：320~450MPa，全伸長：15~45%。
  6. 一種如申請專利範圍第1至5項中任1項之極薄鋼板的製造方法，其特徵在於，將具有如申請專利範圍第1項之組成的鋼片或鑄片加熱並進行熱軋後，以冷軋率80~99%進行冷軋，且施行使再結晶率達到100%的退火。
  7. 如申請專利範圍第6項之極薄鋼板的製造方法，其中前述冷軋後的退火係以連續退火施行，此時的退火溫度設為641~789℃。
  8. 如申請專利範圍第6項或第7項之極薄鋼板的製造方法，係在前述退火後以乾軋施行再冷軋，其壓下率設為5%以下。
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Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
JP5794004B2 (ja) * 2011-07-12 2015-10-14 Ｊｆｅスチール株式会社 フランジ加工性に優れる高強度缶用鋼板およびその製造方法
JP2014183255A (ja) * 2013-03-21 2014-09-29 Jfe Steel Corp 太陽電池基板用フェライト系ステンレス箔
TWI507542B (zh) * 2014-08-08 2015-11-11 China Steel Corp 細晶低碳鋼材之製造方法及其應用
KR102322713B1 (ko) * 2019-12-19 2021-11-04 주식회사 포스코 내열성과 성형성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법
CN112143978A (zh) * 2020-09-27 2020-12-29 攀钢集团研究院有限公司 超低碳热镀锌钢板的制造方法
CN111979495B (zh) * 2020-09-29 2021-11-09 武汉钢铁有限公司 一种制作薄膜电容器引线的高电导率电缆用钢及生产方法
CN114411055A (zh) * 2021-12-31 2022-04-29 河钢股份有限公司 一种220MPa级烘烤硬化高强钢及其生产方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101275196A (zh) * 2007-03-27 2008-10-01 宝山钢铁股份有限公司 一种二片罐用钢及其制造方法

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3247139B2 (ja) 1992-04-06 2002-01-15 川崎製鉄株式会社 耐食性に優れた缶用鋼板およびその製造方法
JP3596036B2 (ja) 1994-08-01 2004-12-02 Ｊｆｅスチール株式会社 製缶用鋼板の製造方法
JP3408873B2 (ja) 1994-10-21 2003-05-19 新日本製鐵株式会社 スポット溶接部の強度特性に優れた溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法
JPH08199301A (ja) 1995-01-30 1996-08-06 Nippon Steel Corp 低腐食速度特性に優れた常温非時効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法
WO1997033706A1 (fr) * 1996-03-15 1997-09-18 Kawasaki Steel Corporation Feuille d'acier ultrafine et procede pour la fabriquer
JP3690023B2 (ja) 1996-12-20 2005-08-31 Ｊｆｅスチール株式会社 表面処理冷延鋼板用原板およびそれに用いる熱延鋼板、ならびにそれらの製造方法
JPH1171634A (ja) 1997-08-29 1999-03-16 Kawasaki Steel Corp 製缶用鋼板、製缶用表面処理鋼板及びスチール缶
JPH11315346A (ja) * 1998-05-06 1999-11-16 Nippon Steel Corp イヤリング性の優れた深絞り缶用鋼板および製造方法
JP3840004B2 (ja) * 1999-08-17 2006-11-01 新日本製鐵株式会社 缶強度、缶成形性に優れる容器用極薄軟質鋼板及びその製造方法
JP4328124B2 (ja) * 2003-04-24 2009-09-09 新日本製鐵株式会社 缶特性が著しく良好な極薄容器用鋼板およびその製造方法
JP4276580B2 (ja) * 2004-05-18 2009-06-10 新日本製鐵株式会社 時効性、成形性および溶接部の特性に優れた鋼板およびその製造方法
CN101014727A (zh) * 2004-09-09 2007-08-08 新日本制铁株式会社 极薄容器用钢板及其制造方法
JP4677914B2 (ja) 2006-01-31 2011-04-27 Ｊｆｅスチール株式会社 軟質缶用鋼板およびその製造方法
CN101415851B (zh) * 2006-04-04 2011-06-08 新日本制铁株式会社 硬质极薄钢板及其制造方法
JP4634959B2 (ja) * 2006-04-24 2011-02-16 新日本製鐵株式会社 極薄鋼板及びその製造方法
JP4436348B2 (ja) 2006-09-04 2010-03-24 新日本製鐵株式会社 塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた熱延鋼板及びその製造方法
KR20090007783A (ko) 2008-12-01 2009-01-20 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 극박 용기용 강판 및 그 제조 방법

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101275196A (zh) * 2007-03-27 2008-10-01 宝山钢铁股份有限公司 一种二片罐用钢及其制造方法

Also Published As

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TW201100560A (en) 2011-01-01
US20120067469A1 (en) 2012-03-22
JP4772926B2 (ja) 2011-09-14

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