超薄鋼板及其製造方法

2023-05-10 13:44:11 1

專利名稱：超薄鋼板及其製造方法
技術領域：
本發明涉及以食品罐、飲料罐、各種盒等所用的容器用鋼板為代表的超薄鋼板及其製造方法。具體而言，提供在鋼板製造領域能夠高生產率地製造的、且耐時效性、成形性優良的超薄鋼板。
背景技術：
一般，在加工用鋼板中，為了以良好的平衡兼顧加工性和強度，並且避免發生如損害成形後的產品的表面性狀這樣的拉伸應變(stretcher strain)，要求降低時效性。另一方面，從鋼板的製造方面考慮，從低成本化、生產率的觀點出發，優選能夠在低溫下進行退火，但薄型材料在鋼板製造時的連續退火工序中容易產生被稱為熱瓢曲 (heat buckle)的鋼板的彎曲，為了避免其發生，要求再結晶溫度低，從而可以在更低溫下進行退火。特別是，在通板卷材的板寬度寬時，由於因難以在整體的板寬度上均勻地控制外力而容易發生熱瓢曲，因而在超薄材料中，儘管鋼板用戶從提高使用時的生產率的觀點出發一直要求寬度寬的卷材，但不能提供寬度寬的卷材，這成為長期性的課題。為了提高加工性，且抑制拉伸應變，下述專利文獻1 6中記載了通過降低C、N含量，進而添加Ti、Nb、B等碳氮化物形成元素進行非時效化的技術。但是，由於這些元素大幅度地提高鋼板的再結晶溫度，因而在作為本發明目的的薄型材料中，從熱瓢曲的觀點出發使用受到限制。此外，大量的添加對合金成本的影響是不可避免的，而且在食品相關材料中，還要擔心健康問題。此外，在專利文獻7中，公開了降低了 C含量的深拉深性和制耳性優良的罐用鋼板。另外，在專利文獻8中，為了防止表面粗糙而謀求實現TiN、NbC的微細析出，或者，在專利文獻9中，謀求降低來自於鋼板表面的鐵離子的溶出，公開了降低了 N及Al含量的表面處理用原板或制罐用鋼板。此外，在專利文獻10中，謀求降低製造成本，公開了降低了 C及 N含量的制罐用鋼板的製造方法。但是，如上述專利文獻1 10中所記載這樣的降低了 C、N含量的材料的強度下降，因而在本發明的作為目的的薄型材料中，產生確保容器強度的問題，如果為了確保強度而添加Mn、Si、P等強化元素，則鍍覆性或耐腐蝕性等表面特性產生問題。此外，作為不依賴添加強化元素的強化方法，在退火後進行再冷軋的方法正在實用化中，但加工性的大幅度降低是不可避免的。另外，在容器的製造過程中，為了形成容器本身或把手等，多採用焊接，但C、N含量低的材料在鋼的冷卻過程中的組織變化中多焊接強度不足。此外，作為在焊接現場簡易測定焊接好壞的方法，進行被稱為海恩(Heyn)試驗的試驗，即拉伸焊接線部，在焊接熱影響部撕拽焊接部，觀察此時的焊接線部的形態的試驗，但如果此時焊接線部過軟，則焊接線部斷裂，不能進行正常的試驗，不僅給決定適當的焊接條件帶來障礙，而且還不能選擇具有良好的焊接性的材料。此外，如果C、N含量低，則在焊接時的熱影響部，結晶組織粗大化、軟質化，因而在加工焊接部時，應變集中在軟質化的熱影響部，從而加工性劣化。
此外，超低C、N鋼在製造工序的途中，有時由於製造條件而發生滲碳或吸氮，卷材內及生產批次(production lot)的材質出現偏差。根據Ti或Nb等的添加量，而使析出物的形態或量容易由於製造工序的熱過程(thermal history)而發生變化，這也是卷材內材質偏差的原因。也就是說，在這些以往技術中，不能得到考慮了強度和加工性、耐時效性、鍍覆性等特性、及熱瓢曲或合金成本、以及焊接部特性或焊接時的材料的處理容易度的高層次地滿足生產率或製造成本的鋼板。現有技術文獻專利文獻專利文獻1 日本專利第3247139號公報專利文獻2 日本特開2007-204800號公報專利文獻3 日本特開平5487449號公報專利文獻4 日本特開2007-31840號公報專利文獻5 日本特開平8-199301號公報專利文獻6 日本特開平8-120402號公報專利文獻7 日本特開平11-315346號公報專利文獻8 日本特開平10-183240號公報專利文獻9 日本特開平11-071634號公報專利文獻10 日本特開平8-041548號公報

發明內容
發明要解決的課題本發明的課題在於，提供超薄鋼板及其製造方法，該方法在板厚度為0. 4mm以下的薄型鋼板中，通過將鋼成分限定在鍍覆性或食品衛生上不產生問題的特定範圍內，能夠抑制發生關於加工性、時效性、焊接部特性等方面的問題，而且通過將再結晶溫度抑制在較低溫度且較高地確保高溫強度，即使是寬度寬的卷材也能夠使連續退火工序中的通板性良好，能夠穩定地製造。用於解決課題的手段本發明用以往所應用的添加Ti、Nb的超低碳鋼作為基礎，通過使其進一步發展， 解決上述課題，能夠解決薄型鋼板中特別成為問題的課題。也就是說，本發明通過在添加 Ti、Nb的鋼中，將Ti、Nb限定在特定的範圍內，進而提高N含量，且大量添加Al，使碳化物或氮化物的狀態以優選的狀態析出，不僅改善了特性，而且還大幅度提高生產率。具體而言，本發明具有下述(a) (C)的特徵。(a)邊降低C含量邊不使N含量極度降低，N含量為C含量以上。N通過與(b)、(c)中所示的Ti、Nb、Al鍵合形成氮化物，而在確保常溫強度、確保高溫強度、優化再結晶溫度中發揮效果。此外，冷軋時存在的固溶N提高冷軋加工應變的蓄積，促進退火時的再結晶。另外，通過控制焊接時的結晶組織變化，適度地付與淬透性，可以付與焊接部的強度、加工性。 此外，在焊接評價試驗(海恩試驗)中，通過提高焊接部的強度可以抑制焊接線部的斷裂，從而可以進行正常的試驗。(b)限定在特定的範圍內而添加Ti、Nb中的至少1種作為必需元素。通過使這些元素形成氮化物、碳化物，在確保常溫強度、確保高溫強度、優化再結晶溫度中發揮效果，且抑制由固溶C、固溶N形成的時效，從而提高耐時效性。(c)大量添加Al。這與(a)的結果是，形成大量的A1N，在確保常溫強度、確保高溫強度、優化再結晶溫度中發揮效果，且抑制由固溶N形成的時效，從而提高耐時效性。作為本發明的要點的部分為權利要求範圍中所記載的如下內容。(1) 一種超薄鋼板，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%,進而，在Ti 0. 0005 0. 0804 Nb 0. 0051 0. 0894 Ti+Nb 0. 0101
0. 1394%的範圍內含有Ti和Nb中的1種或2種，進而，滿足N-C 彡 0. 0020%、C+N 彡 0. 0054%、A1/N > 10、(Ti+Nb)/Al 彡 0. 8、 (Ti/48+Nb/93) X 12/C 彡 0. 5,0. 31 < (Ti/48+Nb/93)/(C/12+N/14) ^ 2. 0 的關係，剩餘部分包括鐵及不可避免的雜質，且板厚度為0. 4mm以下。(2)⑴所述的超薄鋼板，其特徵在於，晶粒的平均直徑為30 μ m以下。(3)⑴或⑵所述的超薄鋼板，其特徵在於，在210°C下30分鐘的時效後的屈服點伸長率為4.0%以下。(4) (1)或⑵所述的超薄鋼板，其特徵在於，表面硬度HR30T為51 71、屈服應力為200 400MPa、拉伸強度為320 450MPa、總伸長率為15 45%。(5) (3)所述的超薄鋼板，其特徵在於，表面硬度HR30T為51 71、屈服應力為 200 400MPa、拉伸強度為320 450MPa、總伸長率為15 45%。(6) 一種超薄鋼板的製造方法，其特徵在於，其為(1) (5)中的任一項所述的超薄鋼板的製造方法，在將具有(1)所述的組成的鋼坯或鑄坯加熱而進行熱軋後，以80 99 %的冷軋率進行冷軋，進行再結晶率為100 %的退火。(7) (6)所述的超薄鋼板的製造方法，其特徵在於，用連續退火進行所述冷軋後的退火，將此時的退火溫度規定為641 789°C。(8) (6)或(7)所述的超薄鋼板的製造方法，其特徵在於，在所述退火後通過幹軋進行再冷軋，將其壓下率規定為5%以下。發明效果根據本發明，能夠得到抑制了時效性，且具有良好的強度與延展性的平衡、焊接相關特性的鋼板。另外，本發明鋼由於再結晶溫度比以往材料低而可以進行低溫退火，而且高溫強度高，因而能夠提供避免了在板厚度特別薄的材料中發生熱瓢曲的可以高效率的製造的超薄鋼板及其製造方法。
具體實施例方式以下，對本發明進行詳細說明。首先，對本發明作為對象的鋼板的厚度進行說明。
本發明限定在板厚度為0. 40mm以下的鋼板。本發明的效果本身雖是與板厚度無關地產生的，但本發明的主要目的是提高連續退火時的通板性，如果是板厚度超過0. 40mm 這樣的材料，則連續退火時的通板性很少成為問題，因而課題本身也不存在。此外，板厚度超過0.40mm這樣的厚型的材料與本發明作為對象的鋼板不同，進一步要求高伸長率、高r值，因而一般多在超過800°C這樣的高溫下進行退火，有時在如此的高溫下本發明的效果也減小。也就是說，本發明的效果是不能從以往的以厚型的材料作為對象的技術產生的，並且在厚型材料的製造技術中應用也沒有意義。因此，將對象材料的板厚度限定在0. 40mm以下。優選為0. 30mm以下，更優選為0. 20mm以下，進一步優選為0. 15mm 以下，更進一步優選為0. 12mm以下，更進一步優選為0. IOmm以下。接著，對成分進行說明。成分都以質量％計表示。一般從加工性等方面出發，C優選低，但如果以降低煉鋼工序中的脫氣負荷為目的，則越高越好，將上限規定為0. 0108%。特別是在時效性小、需要良好的延展性時，如果降低到0. 0068%以下，則可以大幅度地提高特性，優選為0. 0048%以下，如果在0. 0038% 以下，則取決於Ti、Nb添加量，但能夠迴避時效問題。更優選為0.0033%以下，進一步優選為0. 00 %以下，更進一步優選為0. 00 %以下，更進一步優選為0. 0023%以下，更進一步為0. 0018%以下，如果為0. 0013%以下，則不取決於Ti、Nb添加量，而能夠迴避時效。但是，另一方面，0. 01 %以下的區域的C降低導致脫氣成本的上升，並且還容易產生由於由滲碳等造成的C量變動而引起的材質變化，因此將下限規定為0. 0004%。優選為0. 0006%以上，更優選為0. 0011以上，進一步優選為0. 0016以上。而且，從確保高溫強度或再結晶溫度低溫化、基於焊接時抑制熱影響部的組織粗大化的焊接部加工性的觀點出發，進一步提高是有利的。優選為0. 0021 %以上，更優選為0. 0026 %以上，進一步優選為0. 0031 %以上，更進一步優選為0. 0036%以上。如果C量提高，則從時效性的觀點出發，產生增加Ti、Nb添
加量的需要。N對作為本發明中的重要的效果的耐時效性和強度來說是重要的元素，作為強度不僅控制產品強度而且控制退火工序中的高溫強度，進而確保基於焊接時抑制熱影響部的組織粗大化的焊接部加工性。在本發明中，由於N的大部分形成某種氮化物，因而如果太多地含有，則有時加工性劣化，因此將上限規定為0. 0749%。此外，雖與氮化物形成元素的含量保持均衡，但有時使耐時效性顯著劣化，因此作為N量優選規定為0. 0549%以下，更優選為0. 0299%以下， 進一步優選為0.0199%以下，更進一步優選為0.0149%以下，更進一步優選為0.01 % 以下，更進一步優選為0. 0109 %以下，更進一步優選為0. 0099%以下，更進一步優選為 0. 0089%以下，更進一步優選為0. 0079%以下，更進一步優選為0. 0069%以下，更進一步優選為0. 0059%以下，更進一步優選為0. 0049%以下，更進一步優選為0. 0039%以下。另一方面，如果過低則氮化物量不足，不能發揮本發明的用於確保高溫強度或產品強度、基於焊接時抑制熱影響部的組織粗大化的焊接部加工性的效果，只能增加真空脫氣處理成本。因此將下限規定為0. 0032%。如果考慮到不能確保必要的產品強度或難以確保作為本發明的特徵的高溫強度，則優選為0. 0042%以上，更優選為0. 0047%以上，進一步優選為0. 0052%以上，更進一步優選為0. 0057%以上，更進一步優選為0. 0062%以上，更進一步優選為0. 0072%以上，更進一步優選為0. 0082%以上，更進一步優選為0. 0092% 以上，更進一步優選為0. 0102%以上，更進一步優選為0. 0122 %以上，更進一步優選為 0. 0142%以上，更進一步優選為0. 0162 %以上，更進一步優選為0. 0182%以上，更進一步優選為0. 0202%以上，更進一步優選為0. 0222%以上，更進一步優選為0. 0242%以上，更進一步優選為0. 0272%以上，更進一步優選為0. 0302%以上，更進一步優選為0. 0352%以上，更進一步優選為0. 0402%以上。為了通過相變行為控制熱軋時的碳化物或氮化物形態而得到耐時效性，Si限定在 0. 0001 1. 99%的範圍內。從確保鍍覆性和延展性的觀點出發，優選為1. 49%以下，更優選為0. 99%以下，進一步優選為0. 49%以下，更進一步優選為0.以下，更進一步優選為0. 19%以下，更進一步優選為0. 099%以下，更進一步優選為0. 049%以下，更進一步優選為0. 0 %以下，更進一步優選為0. 019%以下，更進一步優選為0. 014%以下。另一方面，為了確保產品強度及確保退火工序中的高溫強度，也可以積極地添加， 優選為0. 0006%以上，更優選為0. 0011%以上，進一步優選為0. 0016%以上，更進一步優選為0. 0021 %以上，更進一步優選為0. 0041 %以上，更進一步優選為0. 0061 %以上，更進一步優選為0. 0081%以上，更進一步優選為0. 011 %以上。為了通過相變行為控制熱軋時的碳化物或氮化物形態而得到耐時效性，Mn限定在 0.006 1.99%的範圍內。從確保鍍覆性和延展性的觀點出發，優選為1.49%以下，更優選為1.以下，進一步優選為0. 99%以下，更進一步優選為0. 79%以下，更進一步優選為0. 59%以下，更進一步優選為0. 49%以下，更進一步優選為0. 39%以下，更進一步優選為0. %以下，更進一步優選為0. 19%以下。另一方面，為了確保產品強度及確保退火工序中的高溫強度，也可以積極地添加，優選為0. 006 %以上，更優選為0. 011 %以上，進一步優選為0. 016%以上，更進一步優選為0. 021 %以上，更進一步優選為0. 041 %以上，更進一步優選為0. 061 %以上，更進一步優選為0. 081 %以上，更進一步優選為0. 11 %以上。為了通過相變行為控制熱軋時的硫化物的形態，並且控制C或N的晶界偏析行為而得到耐時效性，S限定在0.0001 0.089%的範圍內。如果硫化物增多，則由於容易產生以其為起點的斷裂，因此從確保延展性的觀點出發，優選為0. 059%以下，更優選為 0. 049%以下，進一步優選為0. 039%以下，更進一步優選為0. 0 %以下，更進一步優選為 0. 019%以下，更進一步優選為0. 014%以下，更進一步優選為0. 011 %以下，更進一步優選為0. 009%以下，更進一步優選為0. 007%以下，更進一步優選為0. 005%以下，更進一步優選為0. 004%以下。另一方面，由於還具有通過形成Ti系碳硫化物而抑制碳時效(基於C 的時效)的效果，因此也可以積極地添加，優選為0. 0006%以上，更優選為0. 0011%以上， 進一步優選為0. 0021 %以上，更進一步優選為0. 0031 %以上，更進一步優選為0. 0041 % 以上，更進一步優選為0. 0051 %以上，更進一步優選為0. 0061 %以上，更進一步優選為 0. 0071 %以上，更進一步優選為0. 0081 %以上，更進一步優選為0. 0091 %以上，更進一步優選為0. 0101%以上，更進一步優選為0. 011 %以上，更進一步優選為0. 012%以上，更進一步優選為0. 013%以上，更進一步優選為0. 014%以上，更進一步優選為0. 016%以上，更進一步優選為0. 018%以上，更進一步優選為0. 021%以上，更進一步優選為0. 0 %以上。為了通過控制C或N的晶界偏析行為而得到耐時效性，P限定在0. 001 0. 069% 的範圍內。從確保耐腐蝕性的觀點出發，優選為0.059%以下，更優選為0.049%以下，進一步優選為0. 039%以下，更進一步優選為0. 0 %以下，更進一步優選為0.019%以下， 更進一步優選為0. 014%以下，更進一步優選為0. 011 %以下，更進一步優選為0. 009%以下，更進一步優選為0. 007%以下，更進一步優選為0. 005%以下，更進一步優選為0. 004% 以下。另一方面，從通過晶粒微細化而確保強度的觀點及確保退火工序中的高溫強度的觀點出發，也可以積極地添加，優選為0. 0031%以上，更優選為0. 0051%以上，進一步優選為 0. 0071 %以上，更進一步優選為0. 0091 %以上，更進一步優選為0. 011 %以上，更進一步優選為0. 016%以上，更進一步優選為0. 021%以上，更進一步優選為0. 0 %以上。一般為脫氧而添加Al，但在本發明中，為了如後述那樣控制氮化物形態，還需要對其它氮化物形成元素的添加量進行控制。如果過少則鋼中氧化物增多，有時使加工性下降， 如果大量含有則鍍覆性下降，因此規定為0. 070 1. 99%。如果還考慮到添加成本，則優選為1. 49 %以下，更優選為0. 99 %以下，進一步優選為0. 69 %以下，更進一步優選為0. 49 % 以下，更進一步優選為0. 44%以下，更進一步優選為0. 39%以下，更進一步優選為0. 34% 以下，更進一步優選為0.以下，更進一步優選為0. 以下，更進一步優選為0. 195% 以下，更進一步優選為0.145%以下。另一方面，從抑制氮時效(基於N的時效)及確保退火工序中的高溫強度的觀點出發，積極地添加是有效果的，優選為0. 076%以上，更優選為 0. 081%以上，進一步優選為0. 086%以上，更進一步優選為0. 096%以上，更進一步優選為 0. 106%以上，更進一步優選為0. 116%以上，更進一步優選為0. 1 %以上，更進一步優選為0. 146%以上，更進一步優選為0. 166%以上，更進一步優選為0. 186%以上，更進一步優選為0. 206%以上，更進一步優選為0. 256%以上，更進一步優選為0. 306%以上，更進一步優選為0. 406%以上，更進一步優選為0. 506%以上。在本發明中，Ti和Nb中的至少其中1種是必需的元素，需要有意圖地含有。可以只含有其中1種，也可以兩種都含有。為了產生本發明的效果，相對於Ti更優選Nb，如果合計為相同的量，則相對於Ti優選較多地含有Nb，規定為Ti < Nb對於得到作為目的的效果是適合的。因此，將各元素的適當的含量範圍設定在Nb比Ti高的區域。再有，對於不是有意圖地添加的元素，可以認為也有時從原料等不可避免地混入，但無論是該元素還是含有的量都是發揮本發明的效果的，其為本發明中的含量的對象。期待耐時效性而含有Ti作為碳化物、氮化物或碳氮化物形成元素，但為了控制碳化物、氮化物或碳氮化物的形態，還需要加上其它碳化物、氮化物或碳氮化物形成元素的含量，需要考慮了對再結晶溫度或高溫強度、基於焊接時抑制熱影響部的組織粗大化的焊接部加工性的影響的控制。如果過少，不僅使耐時效性劣化，而且有時難確保高溫強度，如果大量添加，則合金成本上升，並且取決於C、N、Al、Nb量，但由於過大量的碳化物、氮化物或碳氮化物的形成或固溶Ti的過度殘存，再結晶溫度的上升變得顯著，因此規定為0. 0005 0.0804%。從形成氮化物的觀點出發，在本發明鋼中主要添加Al，因此Ti的重要性降低。如果還考慮到鍍覆性，則優選為0. 0694%以下，更優選為0. 0594%以下，進一步優選為0. 0494%以下，更進一步優選為0. 0394%以下，更進一步優選為0. 0344%以下，更進一步優選為0. 0294%以下，更進一步優選為0. 0244%以下，更進一步優選為0. 0194%以下， 更進一步優選為0. 0174%以下，更進一步優選為0. 0巧4%以下，更進一步優選為0. 0134% 以下。如果作為目標添加0. 010%以上的足夠量的Nb，或者作為目標添加0. 11%以上的足夠量的Al，則也能夠更進一步優選為0. 0114%以下，更進一步優選為0. 0094%以下，更進一步優選為0. 0074%以下，更進一步優選為0. 0054%以下。另一方面，從抑制碳時效和氮時效及確保退火工序中的高溫強度的觀點出發，積極地添加是有效的，優選為0. 0042%以上，更優選為0. 0052%以上，更優選為0. 0062%以上，進一步優選為0. 0072%以上，更進一步優選為0. 0082%以上，更進一步優選為0. 0092%以上，更進一步優選為0. 0102%以上， 更進一步優選為0. 0116%以上，更進一步優選為0. 0136%以上，更進一步優選為0. 0156% 以上，更進一步優選為0. 0186%以上，更進一步優選為0. 0206%以上，更進一步優選為 0. 0256%以上，更進一步優選為0. 0306%以上，更進一步優選為0. 0406%以上。與Ti同樣，作為碳化物、氮化物或碳氮化物、特別是碳化物、碳氮化物形成元素含有Nb，可以期待耐時效性，但為了控制碳化物、氮化物或碳氮化物的形態，還需要加上其它碳化物、氮化物或碳氮化物形成元素的含量，需要考慮了再結晶溫度或高溫強度、基於焊接時抑制熱影響部的組織粗大化對焊接部加工性的影響的控制。如果過少則碳化物、碳氮化物的形成不足，不僅使耐時效性劣化，而且有時難確保高溫強度，如果大量添加則合金成本上升，並且取決於C、N、Al、Ti量，但由於過大量的碳化物、氮化物或碳氮化物的形成或固溶 Nb的過度殘存，再結晶溫度的上升變得顯著，因此規定為0. 0051 0. 0894%。如果還考慮到鍍覆性，則優選為0. 0694%以下，更優選為0. 0594%以下，進一步優選為0. 0494%以下， 更進一步優選為0. 0394%以下，更進一步優選為0. 0344%以下，更進一步優選為0. 0294% 以下，更進一步優選為0. 0244%以下，更進一步優選為0. 0194%以下，更進一步優選為 0.0174%以下，更進一步優選為0.0巧4%以下，更進一步優選為0.0134%以下。另一方面，從抑制碳時效和氮時效及確保退火工序中的高溫強度的觀點出發，積極地添加是有效的，優選為0. 0062%以上，更優選為0. 0072%以上，進一步優選為0. 0082%以上，更進一步優選為0. 0092%以上，更進一步優選為0.0102%以上，更進一步優選為0.0112%以上，更進一步優選為0.0122%以上，更進一步優選為0.0136%以上，更進一步優選為0.0156% 以上，更進一步優選為0. 0176%以上，更進一步優選為0. 0206%以上，更進一步優選為 0. 0256 %以上，更進一步優選為0. 0306 %以上，更進一步優選為0. 0406 %以上，更進一步優選為0. 0506%以上。如有關Ti或Nb的記述所示，在形成碳化物、氮化物或碳氮化物以及確保高溫強度中，[Ti+Nb]需要確保必要的量，需要規定為0.0101%以上。優選為0.0121%以上，更優選為0. 0141 %以上，進一步優選為0. 0161 %以上，更進一步優選為0. 0181 %以上，更進一步優選為0. 0211%以上，更進一步優選為0. 0241%以上，更進一步優選為0. 0271%以上， 更進一步優選為0. 0301%以上，更進一步優選為0. 0331%以上，更進一步優選為0. 0361% 以上，更進一步優選為0. 0391 %以上，更進一步優選為0. 0421 %以上，更進一步優選為 0. 0461%以上，更進一步優選為0. 0501%以上，更進一步優選為0. 0561%以上。另一方面， 取決於C、N、Al量，但過剩的添加導致大量殘存固溶Ti、固溶Nb，損害本發明鋼的有用的特徵。因此，將上限規定為0. 1394%。優選為0. 1194%以下，更優選為0.0994%以下，進一步優選為0. 0794%以下，更進一步優選為0. 0594%以下，更進一步優選為0. 0494%以下， 更進一步優選為0. 0444%以下，更進一步優選為0. 0394%以下，更進一步優選為0. 0344% 以下，更進一步優選為0. 0294%以下，更進一步優選為0. 0244%以下，更進一步優選為 0. 0194% 以下。關於上述成分範圍，從各個成分上看不是特別的規定條件。本發明的特徵在於將這些成分範圍限定在滿足以下所示的特殊的關係的範圍內，從而發揮本發明的特徵性的非常有效的效果。特別是，C、N、Al、Ti、Nb的控制為本發明的特徵。關於固溶C和N而存在的C和N，有效地蓄積冷加工中的應變，使退火時的再結晶的驅動力上升，伴隨著晶粒的微細化，作為結果再結晶溫度下降，從而工業上可以使退火溫度降低。此外，固溶C、固溶N及由於它們而引起的晶粒微細化也非常有助於確保高溫強度。 因而在節能及設備投資方面是有效的，並且還有助於提高通板性。與此同時，它們對於在焊接時付與適度的淬透性且抑制結晶組織粗大化，而確保焊接部的強度和加工性是有用的元素。通過使焊接部硬化，焊接部的耐斷裂性提高，從而可以實施海恩試驗。但是，在本發明中，由於以下方面C和N的控制的取向性大不相同。C在工業脫氣工序中比較容易降低，因而以該降低為主。另一方面，N大量存在於大氣中，從大氣侵入鋼液中，是在工業脫氣工序中難以降低的元素，因而使其含在鋼中而積極地加以利用。此外，從耐時效性的觀點出發要在鋼中固定固溶C作為析出物，有不得不依賴Ti、 Nb等特殊元素、特別是Nb的一面，從而由於添加成本或微細析出物形成、固溶Ti、固溶Nb 的不可避免的殘存而引起的再結晶溫度上升等不良影響也大。另一方面，N在鋼中的固定中可以應用Al，不僅在添加成本方面有利，而且在工業化的工藝中也能夠比較容易地使AlN 粗大化，由於固溶Al而引起的再結晶溫度的上升也小，從而可以將工業上的不良影響抑制在較小範圍內。如此形成的各種析出物也通過冷加工中的應變的蓄積、或結晶粒徑控制等， 有助於再結晶溫度或高溫強度的優選的控制。從這些觀點出發，對於C、N、Al、Ti、Nb，在本發明中需要控制在特定的範圍內。將[N-C]規定為0. 0020%以上是本發明的重要的條件。在精確地控制了 Ti、Nb、 Al的析出物的本發明鋼中，通過將該值規定為0. 0020%以上，可以大幅度地改善在薄型材料中特別成為問題的高溫強度。此外，關於焊接時的淬透性提高或結晶組織粗大化的抑制， 如後述還包含形成析出物的觀點，從而與C相比應用N是有利的，可以發揮優選的效果。優選為0. 0023%以上，更優選為0. 0027%以上，進一步優選為0. 0030 %以上，更進一步優選為0. 00 %以上，更進一步優選為0. 0038%以上，更進一步優選為0. 0043%以上，更進一步優選為0. 0048%以上，更進一步優選為0. 0053%以上，更進一步優選為0. 0058%以上， 更進一步優選為0. 0063%以上，更進一步優選為0. 0068%以上，更進一步優選為0. 0075% 以上，更進一步優選為0.0082%以上，更進一步優選為0.0089%以上。上限由於所述的C 和N的限定而為0. 0745%，但由於在極低C時規定為高N的製法的特殊性而使製造效率下降，因此優選規定為0. 0590%以下。此外，在N多時，也取決於Al量，但形成粗大的A1N， 如果AlN露出在鋼板表面，則有時使表面性狀劣化，或形成在鋼板內部的AlN成為加工時的裂紋起點。因此，更優選為0.0490%以下，進一步優選為0.0390%以下，更進一步優選為 0. 290% 以下。在嚴格要求製造效率的管理時，優選為0.0240%以下，更優選為0.0190%以下， 進一步優選為0. 0140%以下，更進一步優選為0. 0120%以下，更進一步優選為0. 0100%以下，更進一步優選為0. 0090%以下。將[C+N]規定為0.00 %以上也是本發明的重要的條件。在本發明中，對於確保產品強度及高溫強度、以及通過蓄積冷軋應變促進退火時的再結晶(再結晶溫度的低溫化)或確保焊接強度，C和N起到重要的作用。在該值低時，引起產品強度不足、退火通板性劣化、焊接強度不足或不可以實施海恩試驗這樣的問題。此外，如果該值低，則引起冷軋應變的蓄積的下降、冷軋前粒徑的粗大化、由於Ti、Nb含量引起的固溶Ti、固溶Nb的上升等，從而冷軋後的再結晶溫度提高，需要高溫退火，因此退火通板性劣化。一般為了提高產品強度，而採用提高Si、Mn、P等的含量的方法，但在該方法中不能充分確保高溫強度，再結晶溫度也沒有降低，失去本發明的優選的特徵。所以，[C+N]的控制對於確保本發明的優選的特徵是重要的。優選為0.0061% 以上，更優選為0. 0068%以上，進一步優選為0. 0075%以上，更進一步優選為0. 0082% 以上，更進一步優選為0. 0092%以上，更進一步優選為0. 00102 %以上，更進一步優選為 0. 0112%以上，更進一步優選為0. 0122%以上，更進一步優選為0. 0132%以上，更進一步優選為0.0152%以上。另一方面，如果過多，則加工性及耐時效性劣化。上限由於所述的 C和N的限定而為0.0857%。優選為0.0800%以下，更優選為0. 0600%以下，進一步優選為0. 0400%以下，更進一步優選為0. 0300%以下，更進一步優選為0. 0250%以下，更進一步優選為0. 0200%以下，更進一步優選為0. 0150%以下，更進一步優選為0. 0120%以下， 更進一步優選為0. 0100%以下，更進一步優選為0. 0090%以下，更進一步優選為0. 0080% 以下，更進一步優選為0. 0070%以下，更進一步優選為0. 0060%以下。另外，本發明的效果是通過相對於N大量含有Al而產生的。使[A1/N]超過10是必要的。優選為超過11. 1，更優選為超過12. 1，進一步優選為超過13. 1，更進一步優選為超過14. 1，更進一步優選為超過15. 1，更進一步優選為超過16. 1，更進一步優選為超過17. 1， 更進一步優選為超過18. 1，更進一步優選為超過19. 1，更進一步優選為超過21. 1，更進一步優選為超過23. 1，更進一步優選為超過25. 1，更進一步優選為超過30. 1，更進一步優選為超過35. 1，更進一步優選為超過40. 1，更進一步優選為超過45. 1，更進一步優選為超過 55. 1。由於所述的Al和N的限定，上限為781，但如果Al量過剩地增加，則除了添加成本上升以外，如所述由於N含量而形成粗大的A1N，也成為使鋼板表面性狀或加工性劣化的原因。此外，如果N少，僅Al過剩，固溶Al大量殘存，則容易引起製造工序中的吸氮，侵入了鋼中的N形成微細的A1N，使卷材內的材質變動增大。另外由於焊接時難以產生AlN的熔解，材料的淬透性降低，因而焊接部軟質化，對海恩試驗的正常實施產生障礙。由於也取決於N量，因此不能一概而論，但需要注意上述情況而控制[A1/N]的上限。優選為70.0以下，更優選為60. 0以下，進一步優選為50. 0以下，更進一步優選為40. 0以下，更進一步優選為30.0以下。為了固定N而比較多地含有Al，基於將Ti和Nb限於固定N及C、以及通過固溶確保高溫強度所需的最小量這樣的本發明的基本方針確定上限，[(Ti+Nb)/Al]規定為0. 8以下。要充分得到本發明的效果，增加Al是重要的，優選為0.6以下，更優選為0.5以下，進一步優選為0. 44以下，更進一步優選為0. 39以下。如果Al少，Ti、Nb多，則取決於N含量，但N由於作為微細的Ti、Nb的氮化物大量析出，或固溶Ti、固溶Nb增多，也有時無意地使再結晶溫度上升。此外，如果Ti、Nb的碳化物或氮化物過度地穩定化，則不能通過焊接時的熱來熔解，確保淬透性的固溶C或固溶N減少，也有時產生由於焊接部的斷裂而引起的海恩試驗的故障。再有，由於Ti及Nb是必需的元素，因而[(Ti+Nb)/Al]的值不為零，根據上述各元素的限定，下限值為0. 005，但為了邊得到Ti、Nb的效果邊抑制過剩Al的影響，優選規定為0. 04以上，更優選為0. 06以上，進一步優選為0. 08以上，更進一步優選為0. 10以上，更進一步優選為0. 12以上，更進一步優選為0. 14以上，更進一步優選為0. 16以上，更進一步優選為0. 18以上，更進一步優選為0. 20以上，更進一步優選為0. 22以上，更進一步優選為0. 26以上，更進一步優選為0. 31以上，更進一步優選為0. 36以上。如果Al少，而且Ti、Nb也不足，則有時C、N的固定不充分而耐時效性劣化，或退火時或焊接時的晶粒粗大化的抑制效果減小，或不能產生所希望的退火通板性，或者也有時焊接部的加工性劣化。為了降低固溶C而提高耐時效性，將[(Ti/48+Nb/93) X12/C]規定為0. 5以上。 優選為0. 7以上，更優選為0. 9以上，進一步優選為1. 1以上，更進一步優選為1. 4以上，更進一步優選為1.7以上，更進一步優選為2.0以上。如果該值過高，則固溶Ti、固溶Nb增多，不僅再結晶溫度無意地提高，而且還有碳化物及氮化物過度地穩定化，焊接時的淬透性下降等損害本發明鋼的優選的特徵的一面，因此優選規定為15. 0以下。更優選為10. 0以下，進一步優選為8. 0以下，更進一步優選為7. 0以下，更進一步優選為6. 0以下，更進一步優選為5. 0以下，更進一步優選為4. 0以下，更進一步優選為3. 0以下。為了避免由於固溶Ti、固溶Nb而引起的過度的再結晶溫度上升、及由於碳化物或氮化物的過度的穩定化引起的焊接強度不足，將[(Ti/48+Nb/9;3)/(C/12+N/14)]規定為 2.0以下。優選為1.8以下，更優選為1.7以下，進一步優選為1.6以下，更進一步優選為 1. 5以下，更進一步優選為1. 4以下，更進一步優選為1. 3以下，更進一步優選為1. 2以下， 更進一步優選為1. 1以下，更進一步優選為1. 0以下，更進一步優選為0. 9以下，更進一步優選為0.8以下。如果該值過低，則固溶C、固溶N增多，損害本發明鋼的優選的特徵，因而規定為超過0. 31。優選為超過0. 36，更優選為超過0. 41，進一步優選為超過0. 46，更進一步優選為超過0. 51，更進一步優選為超過0. 61。本發明中的C、N、Al、Ti、Nb的影響有時由於處於固溶狀態的元素、形成析出物的元素、其量和種類、或者評價各種特性的狀況等而複雜地變化，從而相互問相互影響而變得非常複雜，有關於機理也難說完全清楚的一面。雖然如此，但是控制在本發明的範圍內的鋼板中，可以確實得到本發明的優選的效果。一般在工業的鋼鐵產品中，由於原材料而不可避免地或者具有某種目的地含有各種元素。可以根據目的或用途控制、添加這些元素，由此不會完全失去本發明的效果。作為大致的基準，在以下，本發明示出在作為主要目的的容器用超薄鋼板中設想的添加範圍。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.以下、Cu :0. 069% 以下、Sn 0. 069% 以下、0 0. 059% 以下、REM :0. 019% 以下、Ca :0. 049% 以下。優選Cr 0.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. 00 % 以下、Ni :0. 19% 以下、Cu :0. 0 % 以下、Sn 0. 019% 以下、0 0. 009% 以下、REM :0. 009% 以下、Ca :0. 009% 以下。更優選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、0 0. 004%以下、REM :0. 003%以下、Ca :0. 003%以下，剩餘部分包括鐵及不可避免的雜質。但是，本發明的效果及範圍並不限於此，當然能夠根據目的或用途在一般所知的
12範圍內添加到其以上。但是，在對本發明的應用中，特別是在大量含有碳化物形成元素或氮化物形成元素時，減弱本發明效果的影響大，需要注意。接著，對成分以外的優選的主要條件進行說明。在本發明中，如上所述，晶粒的微細化非常有助於鋼板製造工序中的退火通板性、 或利用鋼板時的焊接部加工性等，但該結果是，在產品板中，粒徑微細化為一種優選形態， 以晶粒的平均直徑為30 μ m以下為特徵。更優選為M μ m以下，進一步優選為19 μ m以下， 更進一步優選為14 μ m以下，更進一步優選為9 μ m以下，更進一步優選為7 μ m以下。這是因為在考慮到強度延展性平衡時使用粒徑微細化效果是有利的，而且還可以提高粗糙表面等的表面外觀。但是，如果太微細化，則過度硬質化，損害加工性，因此作為範圍優選為1 μ m 以上，更優選為2μπι以上，進一步優選為4μπι以上。優選將材料特性也調整到本發明優選的範圍內。這是因為如果沒有基於C、N等的時效性或退火通板性等生產率的制約，則不根據本發明也能自由地設計成分，製造具有相應的特性的材料。換句話講，在包含了時效性或板厚度等的退火通板性的制約中，特別是在至今難以製造的範圍內應用本發明，其工業上的用意大。時效性的特徵是在210°C下實施了 30分鐘的時效後的拉伸試驗中，屈服點伸長率為4. 0%以下。更優選為2. 9%以下，進一步優選為1. 4%以下，更進一步優選為0. 9%以下， 更進一步優選為0. 4%以下，當然完全沒有示出屈服點伸長率為最優選。只要該值在4. 0%以下就能稱為控制了某種時效性的鋼板，只要在2. 9%以下，在日本國內的通常的使用中就不會產生問題。此外，只要在1.4%以下，即使在面向海外的運輸船的倉庫內，在通過赤道這樣的海外用戶的使用中，通常的話也不會產生問題。在0.4% 以下時，儘管在拉伸試驗的圖表中能夠確認屈服現象，但是在實際的拉伸試樣中，呂德斯帶 (Luders band)等顯著的表面性狀的變化為不成問題的程度。按容器用鋼板中通常採用的洛氏表面硬度(Rockwell surface hardness)HR30T， 優選在表面硬度為51以上的鋼板中使用。這是因為如果是該程度以下的軟質材料則都可以不採用本發明，因為工業上已確立可以用通常的超低碳系的材料或BAF材料製造。更優選為53以上，進一步優選為55以上，更進一步優選為57以上。另一方面，優選在硬度的上限為71以下的鋼板中使用。這是因為如果是該程度以上的硬質材料則都不採用本發明，因為工業上已確立可以用通常的低碳系的材料或再冷軋材料製造。更優選為69以下，進一步優選為67以下，更進一步優選為65以下。本發明的超薄鋼板能夠採用調整成上述組成，在將製造的鋼坯或鑄坯加熱進行熱軋後對該熱軋鋼板進行酸洗，實施冷軋，在退火後再度實施冷軋(再冷軋)的常規方法進行製造，但作為製造條件，由於本發明的目的在於效率地製造薄型材料，因此對於冷軋率、退火溫度、再冷軋率，設定優選採用的範圍。冷軋率優選為80%以上。這是因為通常以該程度以下的冷軋率製造的材料為厚型材料，不易產生本發明所要解決的退火時的通板性等問題。更優選為85%以上，進一步優選為88%以上，更進一步優選為90%以上，更進一步優選為92%以上。現在，材料的薄型化在發展中，有冷軋率上升的傾向，但從工業上的可以實現性出發，將上限規定為99%。退火基本上以連續退火進行。當然即使是分批退火也能得到本發明的特徵，即退火溫度比較低、抑制時效性、強度延展性平衡良好，但在分批退火中，不產生通板性的問題， 退火鋼板的冷卻速度充分慢，因而也能充分抑制時效性，從而工業上的優勢小。關於連續退火時的退火溫度，使冷軋後的退火溫度降低是本發明的目的之一，能夠降低退火溫度也是本發明鋼的特徵之一，因此將冷軋後的退火溫度規定為789°C以下為本發明的優選的方式之一。更優選為769°C以下，進一步優選為759°C以下，更進一步優選為739°C以下，更進一步優選為719°C以下，更進一步優選為699°C以下。當然通過提高退火溫度來提高加工性不會損害本發明的效果。但是，在太高的高溫下退火時，本發明中作為特徵性的碳氮化物大量熔解，有時由於其後的冷卻速度而使時效性增大，需要注意。下限溫度為641°C。該溫度在以 90%左右的冷軋率製造的普通低碳鋼中，使再結晶溫度降低到600°C左右，一般如果考慮在 600 680°C的範圍內進行退火，則為高的溫度設定，但在此範圍以下的溫度時，雖然取決於成分或熱軋條件(板坯加熱溫度、卷取溫度等)，但難以得到良好的強度延展性平衡。更優選為661°C以上，進一步優選為681 °C以上，更進一步優選為701 °C以上，更進一步優選為 721°C以上，更進一步優選為741°C以上。本發明鋼板與普通的薄型材料同樣，在退火後為了進行形狀控制或材質調整，可以實施再冷軋。這裡所說的再冷軋通常還包括被稱為光整冷軋(skin pass)的軋制。該軋制以幹軋進行，此時的壓下率優選為5%以下。這是因為在溼軋中一般壓下率低的區域的控制困難，由於不得不進行超過5%的軋制，因而材料硬質化，這樣的硬質材料即使不按照本發明而用以往技術也可以製造。壓下率更優選為3%以下，進一步優選為2. 5%以下，更進一步優選為1. 9%以下，更進一步優選為1.4%以下。當然壓下率越高越硬質，耐時效性越提高。也可以使用本發明鋼板作為表面處理鋼板用的原板，但通過表面處理一點也不損害本發明的效果。能夠實施作為汽車、建材、電機、電器、容器用的表面處理通常進行的錫、 鉻(無錫)、鎳、鋅、鋁、鐵及它們的合金等的不管電鍍還是熱浸鍍。此外，作為近年來使用的貼有有機皮膜的疊層鋼板用的原板也能在不損害本發明的效果的情況下使用。在作為容器用使用時，能夠在通過引伸、引縮、拉伸、焊接等而成形的各種容器中使用。除了容器製造工序中的翻邊成形、縮徑成形、擴罐成形、壓花成形、卷邊成形以外，對於蓋材所要求的劃線加工、擠脹成形等加工性也提高。實施例在由厚度為250mm的連續鑄造板坯進行了熱軋、酸洗、冷軋、退火後，進行再冷軋， 製造鋼板，進行評價。表1 表4中示出成分、製造條件及得到的鋼板的特性、評價結果。機械特性通過採用JIS5號拉伸試驗片的拉伸試驗進行了測定。作為容器用鋼板中的材質等級中重要的值的硬度按洛氏表面硬度HR30T進行了測定。關於粒徑，通過研磨、蝕刻鋼板剖面，用光學顯微鏡觀察得到的組織進行了測定， 計算出平均值。關於時效性，用進行了 210°C X30分鐘的時效的鋼板，通過採用JIS5號拉伸試驗片的拉伸試驗來進行評價。在評價中，設為〇屈服點伸長率=0%,· :0%<屈服點伸長率彡0.4%,Δ :0.4% 1.4%。關於海恩試驗性，在通過焊接製造的3塊罐體中，用一般進行的方法進行10次海恩試驗，根據在焊接線部斷裂而不可試驗的次數進行評價。在評價中，設為〇無不可試驗， Δ 不可試驗為1次或2次，X 不可試驗為3次以上。關於焊接部加工性，在通過焊接製造的3塊罐體中，用一般進行的方法進行模翻邊成形，根據界限凸緣伸出長度進行評價。在評價中，設為〇6mm以上(非常好)、Δ :3mm 以上且低於6mm(可以實用)、X 低於3mm(不能實用)。關於表面性狀，通過在一般的鋼板製造中進行的通板線中的目測試驗來實施。在評價中，設為〇非常好(非常漂亮)、Δ :良好(局部看到一般的發貨合格品水平、能夠容許的表面的不均勻，但沒有切除部。需要切除的表面缺陷部為卷材整體的3%以下)、X 不良(由於表面缺陷造成的切除部超過卷材整體的3% 整面發生表面缺陷而停止發貨水平)。關於退火通板性，根據在普通的鋼板製造現場進行的、用於防止連續退火線通板時的彎曲的張力控制性進行判斷。關於張力控制的絕對值，退火線設備本身不用說，由於鋼種或通板速度、板尺寸等，有不小的變動，但在本實施方式中，作為避免通板時的板偏移 (晃動)的最低張力(張力控制下限)，以0. 3kgf/mm2為基準，根據直到熱瓢曲發生界限的張力(張力控制上限)為止的幅度判定。在評價中，設為〇非常好(控制的富餘量大、控制幅度為1. 4kgf/mm2以上)、Δ :良好(合理材料製造水平、控制幅度為0. 2kgf/mm2以上且低於1. 4kgf/mm2)、X 不良(在整個長度完全難控制，有時在局部發生輕的熱瓢曲、控制幅度低於 0. 2kgf/mm2)。關於卷材內材質均勻性，對於製造的卷材的長度方向的頂20m部、中央部、底20m 部，在寬度方向的操作側IOOmm部、中央部、傳動側IOOmm部的合計9處，通過採用JIS5號拉伸試驗片的拉伸試驗測定了 0.2%屈服強度，通過(最大值和最小值的差)/(平均值)進行評價。在評價中，設為〇0. 10以下、Δ 超過0. 10且0.20以下、X 超過0.20。由該結果得知，在本發明的範圍內製造的發明例可以得到良好的特性，而另一方面，在本發明的範圍外製造的比較例的任何評價結果都為X，確認了本發明的效果。表1
權利要求
1.一種超薄鋼板，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%,進而，在 Ti 0. 0005 0. 0804%,Nb :0. 0051 0. 0894%,Ti+Nb :0. 0101 0. 1394% 的範圍內含有Ti和Nb中的1種或2種，進而，滿足 N-C 彡 0. 0020 %, C+N ^ 0. 0054 A1/N > 10、(Ti+Nb)/Al 彡 0. 8、 (Ti/48+Nb/93) X 12/C 彡 0. 5,0. 31 < (Ti/48+Nb/93)/(C/12+N/14) ^ 2. 0 的關係，剩餘部分包括鐵及不可避免的雜質，且板厚度為0. 4mm以下。
2.根據權利要求1所述的超薄鋼板，其特徵在於，晶粒的平均直徑為30μ m以下。
3.根據權利要求1或2所述的超薄鋼板，其特徵在於，在210°C下30分鐘的時效後的屈服點伸長率為4.0%以下。
4.根據權利要求1或2所述的超薄鋼板，其特徵在於，表面硬度HR30T為51 71、屈服應力為200 400MPa、拉伸強度為320 450MPa、總伸長率為15 45%。
5.根據權利要求3所述的超薄鋼板，其特徵在於，表面硬度HR30T為51 71、屈服應力為200 400MPa、拉伸強度為320 450MPa、總伸長率為15 45%。
6.一種超薄鋼板的製造方法，其特徵在於，其為權利要求1 5中的任一項所述的超薄鋼板的製造方法，在將具有權利要求1所述的組成的鋼坯或鑄坯加熱而進行熱軋後，以 80 99%的冷軋率進行冷軋，進行再結晶率為100%的退火。
7.根據權利要求6所述的超薄鋼板的製造方法，其特徵在於，用連續退火進行所述冷軋後的退火，將此時的退火溫度規定為641 789°C。
8.根據權利要求6或7所述的超薄鋼板的製造方法，其特徵在於，在所述退火後通過幹軋進行再冷軋，將其壓下率規定為5%以下。
全文摘要
本發明提供一種在板厚度為0.4mm以下的薄型鋼板中，特殊元素的添加量低，能兼顧良好的加工性和耐時效性，而且即使是寬度寬的卷材也能夠通過穩定地在連續退火工序中通板而製造的超薄鋼板及其製造方法，其特徵在於，以質量％計含有C0.0004～0.0108％、N0.0032～0.0749％、Si0.0001～1.99％、Mn0.006～1.99％、S0.0001～0.089％、P0.001～0.069％、Al0.070～1.99％，另外按Ti0.0005～0.0804％、Nb0.0051～0.0894％、Ti+Nb0.0101～0.1394％的範圍內含有Ti和Nb中的1種或2種，另外滿足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的關係，剩餘部分包括鐵及不可避免的雜質，且板厚度為0.4mm以下。
文檔編號C22C38/60GK102414336SQ201080018748
公開日2012年4月11日 申請日期2010年5月17日 優先權日2009年5月18日
發明者村上英邦, 田中聖市, 神野晶弘, 鳥巢慶一郎 申請人:新日本制鐵株式會社