本发明涉及一种用作饮料或食品的容器材料的罐用钢板及其制造方法。
背景技术：
：近年来，由于作为罐用钢板的钢罐的需求扩大，所以正在实现钢罐的制罐成本的减小。作为钢罐的制罐成本的减小方法，可列举使用的钢板的低成本化。因此，不仅是在制罐工序中进行拉深加工的二片罐，在制罐工序的主体为单纯的圆筒成形的三片罐的躯干、盖体中，也正在推进所使用的钢板的薄壁化。然而，当单纯地将钢板薄壁化时，罐体强度会下降。因此，对于这些用途，进一步期望高强度且薄壁的罐用钢板。另外，由于作为饮料罐、食物罐等的盖使用的易开盖(以下称为EOE)通过铆接加工来安装拉环(tab)，所以要求通过铆接成形不会产生破裂的加工性。当前，高强度且薄壁的罐用钢板利用在退火工序后实施二次冷轧工序的DoubleReduce法(以下称为DR法)来制造。利用DR法的制造工序由热轧工序、冷轧工序、退火工序以及二次冷轧工序构成。由于利用DR法的制造工序与以退火工序结束的以往的制造工序相比多了一个工序，所以相应地成本变高。即使对这样的罐用钢板，也希望降低成本，因此，需要省略成为高成本的原因的二次冷轧工序。因此，提出了通过强化元素的添加或变更制造条件，以到退火工序为止的工序来制造高强度的罐用钢板的方法。具体而言，在专利文献1中记载了如下方法：通过在冷轧工序后进行再结晶退火工序，从而制造面内各向异性较小的钢板。面内各向异性较小的钢板适合于进行如下的拉深加工的罐，所述拉深加工不能进行沿着特定方向的加工。然而，对于不将面内各向异性作为问题的钢板，不一定需要在冷轧工序后进行再结晶退火工序。此前，对在冷轧工序以后不进行热处理的轧制钢板(as-rolledplate)、通过再结晶完成温度以下的热处理恢复了延展性的钢板进行了研究。由于在这些钢板中不添加强化元素，所以对耐腐蚀性的影响较小，能够作为饮料罐、食物罐安心地使用。因此，在不要求面内各向异性较小的情况下，通过进行再结晶完成温度以下的回复退火工序来制造高强度钢板的方法是有效的。因此，提出了以下技术。在专利文献2中记载了如下技术：通过在热轧工序时在Ar3相变点以下的温度进行终轧工序，并以85％以下的压下率进行冷轧工序后，在200至500℃的温度范围内实施10分钟的热处理，从而得到屈服强度较高的钢板。在专利文献3中记载了如下技术：通过在进行冷轧工序后，在400℃以上且再结晶温度以下的温度范围内进行退火工序，从而分类制造洛氏硬度(HR30T)。在专利文献4中记载了如下技术：通过使用与专利文献3记载的钢相同组成的钢，以Ar3相变点以下的温度、50％以上的压下率进行热轧工序，并以50％以上的压下率进行冷轧工序后，在400℃以上且再结晶温度以下的温度范围内进行退火工序，从而得到弹性模量较高的钢板。在专利文献4中，再结晶温度定义为成为再结晶率为10％的组织的温度。在专利文献5中记载了如下技术：通过在热轧工序时，将Ar3相变点以下的温度的合计压下率设为40％以上并进行终轧工序，以50％以上的压下率进行冷轧工序后，在350至650℃的温度范围内进行短时间的退火工序，从而得到屈服强度较高的钢板。在专利文献6中记载了如下方法：通过在(再结晶开始温度-200)至(再结晶开始温度-20)℃的温度范围内进行退火工序，从而制造550至600MPa大小的拉伸强度且具有5％以上的总伸长率的钢板。在专利文献7中记载了如下方法：通过在小于Ar3相变点的温度进行终轧工序中的总轧制量为5％以上且小于50％的热轧工序，在超过400℃至(再结晶温度-20)℃的温度范围内进行退火工序，从而制造拉伸强度600至850MPa的钢板。在专利文献8中记载了如下方法：通过在520至700℃的温度范围内进行退火工序，从而制造({112}<110>晶向的衍射强度(intensity))/({111}<112>晶向的衍射强度)的值为1.0以上，在水平面内与轧制方向成90°的方向的拉伸强度为550至800MPa，杨氏模量为230GPa以上的钢板。在先技术文献专利文献专利文献1：日本特开2001-107186号公报专利文献2：日本特开平8-269568号公报专利文献3：日本特开平6-248338号公报专利文献4：日本特开平6-248339号公报专利文献5∶日本特开平8-41549号公报专利文献6：日本特开2008-202113号公报专利文献7：日本特开2010-150571号公报专利文献8：日本特开2012-107315号公报非专利文献非专利文献1：L.G.Schulz：J.Appl.Phys.，20(1949)，1030-1033非专利文献2：M.Dahms和H.J.Bunge：J.Appl.Cryst.，22(1989)，439-447.非专利文献3：H.J.Bunge：TextureAnalysisinMaterialsScience，Butterworths，London，(1982)技术实现要素：发明要解决的问题然而，在退火工序后使之加工硬化的DR法这样的方法中，虽然钢板的强度上升，但伸长率显著劣化，强度和伸长率的平衡恶化。因此，有可能在制罐工序中发生由伸长率的不足导致的断裂。另外，由于通过添加强化元素进行的固溶强化、析出强化这样的方法在冷轧工序时使用很大的薄壁化的能量，所以生产效率大幅下降。在专利文献2、专利文献4、专利文献5以及专利文献7记载的方法中，需要在热轧工序时在Ar3相变点以下的温度进行终轧工序。当在Ar3相变点以下的温度进行终轧工序时，由于热轧材料的铁素体粒径变大，所以该方法作为使热轧工序后的钢板的强度下降的方法是有效的。然而，由于板宽边缘部比板宽中央部冷却速度快，所以板宽边缘部的终轧工序时的温度倾向于变低。因此，在终轧工序时导入的应变不会在再结晶或回复中释放，板宽边缘部的强度倾向于变高。结果，板宽中央部与板宽边缘部的强度差变大，难以得到在宽度方向上均匀的热轧钢板。专利文献3、专利文献4记载的方法的特征为：在400℃以上且再结晶温度以下的温度范围内进行退火工序，得到的钢板的强度为洛氏硬度65至70左右。然而，为了得到在本发明中作为目的的强度水平的钢板，需要进一步降低退火温度。因此，需要另行设置具有比通常低的退火温度范围的退火循环，伴随着温度变更，退火生产线的生产性下降。由于专利文献6记载的方法将板厚0.18mm以下的钢板作为对象，所以不能应用于超过0.18mm的钢板的制造。另外，由于专利文献6记载的方法是作为DRD罐或焊接罐使用的罐用钢板的制造方法，所以不能得到在EOE的铆接成形中需要的加工性。专利文献8记载的方法的特征为：在520至700℃的温度范围内进行退火工序。然而，由于退火工序的温度范围的上限值过高，所以有时会发生再结晶，不能得到目的拉伸强度。另外，在专利文献8记载的方法中，由于(111)[1-21]晶向(其中，-2表示密勒指数的2上面有一短横)的衍射强度与(111)[1-10]晶向(其中，-1表示密勒指数的1上面有一短横)的衍射强度之比过小，所以不能得到足够的断裂伸长率。本发明鉴于上述问题而作出，其目的在于提供一种即使薄壁化并使用，也能够将耐压强度保持为较高的罐用钢板及其制造方法。用于解决问题的手段本发明的罐用钢板的特征在于：以质量％计，含有C：0.0030％以下，Si：0.02％以下，Mn：0.05％以上且0.60％以下，P：0.020％以下，S：0.020％以下，Al：0.010％以上且0.100％以下，N：0.0010％以上且0.0050％以下，Nb：0.001％以上且0.050％以下，其余部分由Fe和不可避免的杂质构成，(111)[1-21]晶向的衍射强度与(111)[1-10]晶向的衍射强度满足以下的数学式(1)所示的关系，其中，-2表示密勒指数的2上面有一短横，-1表示密勒指数的1上面有一短横，在轧制方向和水平面内与轧制方向成90°的方向上，拉伸强度TS和断裂伸长率El满足以下的数学式(2)和数学式(3)所示的关系，所述拉伸强度TS的单位为MPa，所述断裂伸长率El的单位为％，[数学式1]((111)[1-21]晶向的衍射强度)/((111)[1-10]晶向的衍射强度)≥0.9…(1)[数学式2]TS≥550…(2)[数学式3]El＞-0.02×TS+17.5…(3)。本发明的罐用钢板的特征在于：在上述发明中，以质量％计，含有B：0.0005％以上且0.0020％以下。本发明的罐用钢板的特征在于：在上述发明中，以质量％计，含有Ti：0.001％以上且0.050％以下。本发明的罐用钢板的制造方法的特征在于：通过连续铸造将具有本发明所述的罐用钢板的化学成分的钢制成铸坯，通过热轧对该铸坯进行粗轧，在850至960℃的温度范围内进行终轧工序，在500至600℃的温度范围内卷绕并酸洗，以92％以下的轧制率进行冷轧工序，在600至650℃的温度范围内进行退火工序，并进行调质轧制工序。发明的效果根据本发明，能够提供一种即使薄壁化并使用，也能够将耐压强度保持为较高的罐用钢板及其制造方法。附图说明图1是表示在轧制方向和水平面内与轧制方向成90°的方向上的、断裂伸长率和拉伸强度与铆接加工性的关系的图。具体实施方式以下，详细地说明本发明。[罐用钢板的成分组成]首先，说明本发明的罐用钢板的成分组成。含量的单位均为质量％。〔C的含量〕本发明的罐用钢板通过在冷轧工序中导入的应变而实现高强度化，需要极力避开由合金元素导致的强度增加。当C的含量超过0.0030％时，有可能不能充分地得到成形所需的局部延展性，并在成形时产生破裂、起皱。因此，C的含量设为0.0030％以下。〔Si的含量〕Si是通过固溶强化使钢的强度增加的元素，由于与C同样的理由，不期望超过0.02％的Si的添加。另外，当大量添加Si时，会损害电镀性，且耐腐蚀性显著下降。因此，Si的含量设为0.02％以下。〔Mn的含量〕当Mn的含量低于0.05％时，即使在使S的含量下降的情况下，也难以避免热轧脆性，并在连续铸造时产生表面破裂等问题。因此，Mn的含量的下限值设为0.05％。另一方面，在美国材料试验协会规格(ASTM)的浇包分析值中，用于通常的食品容器的马口铁原板中的Mn的含量的上限值规定为0.60％。当Mn的含量超过该上限值时，由于Mn向表面浓化而形成Mn氧化物，给耐腐蚀性带来不良影响。因此，Mn的含量的上限值设为0.60％以下。〔P的含量〕当P的含量超过0.020％时，会引起钢的硬质化、耐腐蚀性的下降。因此，P的含量的上限值设为0.020％。〔S的含量〕S在钢中与Mn结合并形成MnS，并通过大量析出而使钢的热轧延展性下降。当S的含量超过0.020％时，其影响变显著。因此，S的含量的上限值设为0.020％。〔Al的含量〕Al是添加作为脱氧剂的元素。另外，Al具有通过形成N和AlN，使钢中的固溶N减少的效果。然而，如果Al的含量小于0.010％，则不能得到充分的脱氧效果、固溶N的减少效果。另一方面，当Al的含量超过0.100％时，不仅上述效果饱和，也会产生制造成本上升、表面缺陷的发生率增大等问题。因此，Al的含量设为0.010％以上且0.100％以下的范围内。〔N的含量〕N与Al或Nb等结合并形成氮化物或碳氮化物，并阻碍热轧延展性。因此，优选N的含量较少。然而，使N的含量稳定并设为小于0.0010％是困难的，且制造成本也会上升。因此，N的含量的下限值设为0.0010％。另外，N是一种固溶强化元素，当N的含量超过0.0050％时，导致钢的硬质化，伸长率显著下降并使成形性恶化。因此，N的含量的上限值设为0.0050％。〔Nb的含量〕Nb是碳化物生成能力较高的元素，由于由生成的碳化物导致的粒界的钉扎效应，再结晶温度上升。因此，通过使Nb的含量变化，能够控制钢的再结晶温度，并在目的温度进行退火工序。结果，通过与其他钢板匹配退火温度，由于能够匹配装入退火生产线的机会，所以从生产性的方面来看是非常高效的。然而，当Nb的含量超过0.050％时，再结晶温度变得过高，退火工序的成本上升。另外，由于通过碳化物的析出强化变得比目标强度高，所以Nb的含量设为0.050％以下。在本发明中没有积极地添加提高钢板强度的元素，但从调整退火温度的观点来看，需要添加Nb。如果Nb的含量为0.050％以下，则也能够进行利用了Nb析出强化的强度调整。另外，由于通过添加Nb抑制焊接时的再结晶，所以能够防止焊接强度下降。另一方面，由于如果Nb的含量小于0.001％，则不能发挥上述效果，所以Nb的含量的下限值设为0.001％。〔B的含量〕B是使再结晶温度上升的元素。因此，也可以出于与Nb同样的目的添加B。然而，当过度添加B时，由于在热轧工序时阻碍了在奥氏体区域的再结晶，所以必须增大轧制载荷。因此，B的含量的上限值设为0.0020％。另外，由于如果B的含量为0.0005％以下，则不能使再结晶温度上升，所以B的含量的下限值设为0.0005％。〔Ti的含量〕Ti也是碳氮化物形成元素，为了得到将钢中的C、N作为析出物固定的效果，也可以添加Ti。在使该效果充分发挥的情况下，需要0.001％以上的含量。另一方面，当Ti的含量过多时，除了使固溶C、N减少的作用饱和，由于Ti昂贵，所以生产成本也会上升。因此，需要将Ti的含量抑制为0.050％以下。因此，在添加Ti的情况下，Ti的含量设为0.001％以上且0.050％以下的范围内。其余部分设为Fe和不可避免的杂质。[罐用钢板的织构]接着，说明本发明的罐用钢板的织构。作为钢板的轧制织构，主要生成[1-10]晶向(其中，-1表示密勒指数的1上面有一短横)与轧制方向平行的α纤维和(111)面与轧制面平行的γ纤维。其中，α纤维的由于轧制而累积的应变能量比较小，硬度也小。与此相对，γ纤维的由于轧制而累积的应变能量较大，硬度也大。虽然回复退火材料也存在这些织构，本发明的发明人们发现了：关于其中的构成γ纤维的结晶粒，晶向的比例的偏移会影响伸长率。即，构成γ纤维的结晶粒的晶向越接近随机，伸长率越大，向特定晶向的偏移越大，伸长率变得越小。γ纤维粒的晶向偏移时，倾向于具有[1-10]晶向(其中，-1表示密勒指数的1上面有一短横)的结晶粒多，具有[1-21]晶向(其中，-2表示密勒指数的2上面有一短横)的结晶粒变少。因此，通过计算(111)[1-21]晶向(其中，-2表示密勒指数的2上面有一短横)的衍射强度与(111)[1-10]晶向(其中，-1表示密勒指数的1上面有一短横)的衍射强度之比，能够评价构成γ纤维的结晶粒的晶向的比例的偏移。当该比小于0.9时，γ纤维粒的晶向的偏移过大，不能得到需要的伸长率。因此，(111)[1-21]晶向(其中，-2表示密勒指数的2上面有一短横)的衍射强度与(111)[1-10]晶向(其中，-1表示密勒指数的1上面有一短横)的衍射强度满足以下的数学式(4)所示的关系。此外，特别优选的是，在表面至板厚的1/4的深度的范围内满足上述关系。另外，能够利用X射线衍射装置测量织构的衍射强度。具体而言，利用反射法测定(110)面、(200)面、(211)面以及(222)面的正极图，通过球面调和函数展开，算出结晶晶向分布函数(ODF：OrientationDistributionFunction)。能够根据这样求出的ODF来计算各晶向的衍射强度。[数学式4]((111)[1-21]晶向的衍射强度)/((111)[1-10]晶向的衍射强度)≥0.9…(4)[罐用钢板的机械性质]接着，说明本发明的罐用钢板的机械性质。根据本发明，通过在冷轧工序后进行回复退火工序，能够得到强度与延展性的平衡优异的钢板。在图1中示出在轧制方向和水平面内与轧制方向成90°的方向上的、断裂伸长率El(％)和拉伸强度TS(MPa)与铆接加工性的关系的图。当拉伸强度TS小于图中直线L1所示的550MPa时，不能够用作要求高强度的薄壁罐用材料。另外，当断裂伸长率El为图中直线L2所示的(-0.02×TS+17.5)以下时，由于相对于强度而言延展性过小，所以在EOE的铆接成形中会发生破裂、厚度方向径缩。因此，设为在轧制方向和水平面内与轧制方向成90°的方向上，拉伸强度TS为550以上，断裂伸长率El超过(-0.02×TS+17.5)。此外，通过按照后述的制造方法适当调整退火温度，能够得到具备期望的强度和断裂伸长率的钢板。[罐用钢板的制造方法]接着，说明本发明的罐用钢板的制造方法。制造本发明的罐用钢板时，通过使用了转炉等的已知的方法，将钢水调整为上述化学成分，通过连续铸造法铸造成铸坯。接着，通过热轧对铸坯进行粗轧。虽然不限定粗轧的方法，但铸坯的加热温度优选为1250℃以上。〔热轧工序的完成温度〕从热轧钢板的结晶粒微细化、析出物分布的均匀性的观点来看，热轧工序的完成温度设为850℃以上。另一方面，完成温度过高，也会更激烈地发生轧制后的γ粒粒生长，由于伴随着此的粗大γ粒，引起变态后的α粒的粗大化。具体而言，完成温度设为850至960℃的温度范围内。在完成温度低于850℃的情况下，成为在Ar3相变点以下的温度的轧制，会引起α粒的粗大化。〔热轧工序的卷绕温度〕在热轧工序的卷绕温度低于500℃的温度范围内，回复退火工序后的表面至板厚1/4的部分中的(111)[1-21]晶向(其中，-2表示密勒指数的2上面有一短横)的衍射强度与(111)[1-10]晶向(其中，-1表示密勒指数的1上面有一短横)的衍射强度满足上述数学式(4)所示的关系。另一方面，当卷绕温度比600℃高时，会阻碍恢复的进行，不能得到期望的断裂伸长率。因此，热轧工序的卷绕温度为500至600℃的温度范围内，更优选500至550℃的温度范围内。接着进行的酸洗工序只要能够除去表层氧化皮即可，无需特别限定条件。〔冷轧工序的压下率〕本发明的罐用钢板通过对冷轧工序后的钢板进行回复退火工序而得到目的特性。因此，冷轧工序是必需的。为了制造极薄材料，冷轧工序的压下率优选较大，但由于冷轧工序的压下率超过92％时，轧钢机的负荷变得过大，所以冷轧工序的压下率设为92％以下。〔退火温度〕退火(热处理)工序在600至650℃的温度范围内进行。本发明中的退火工序的目的为：通过进行回复退火工序，从由于在冷轧工序中导入的应变而强度变高的状态，降低到目标强度。如果退火温度小于600℃，则未充分地释放应变，另外，变得比目标强度高。因此，将600℃作为退火温度的下限。另一方面，当退火温度过高时，开始再结晶，过于软化而不能得到550MPa以上的拉伸强度。因此，将650℃作为退火温度的上限。从材质的均一性和高的生产性的观点来看，退火方法优选使用连续退火法。从生产性的观点来看，退火工序时的均热时间优选设为10秒以上且60秒以下的范围内。接着进行的调质轧制工序为了调整钢板的表面粗糙度、形状而进行，但无需特别限定轧制条件等。[实施例]熔制含有表1所示的成分组成且其余部分由Fe和不可避免的杂质构成的钢，通过连续铸造得到钢铸坯。接着，以表2所示的制造条件得到薄钢板。具体而言，在1250℃再加热得到的钢铸坯后，将完成温度设为870至900℃的范围内，将卷绕温度设为490至570℃的范围内，进行热轧工序。接着，在酸洗工序后，以90.0至91.5％的压下率进行冷轧工序，制造了0.16至0.22mm的薄钢板。在连续退火炉中，以退火温度610至660℃、退火时间30sec对得到的薄钢板进行回复退火工序，以拉伸率成为1.5％以下的方式实施调质轧制工序。[表1](表1)(质量％)CSiMnPSAlNNbTiB水准10.00250.0120.420.0140.0190.0410.00440.025--水准20.00190.0170.510.0200.0170.0270.00120.031--水准30.00280.0100.390.0130.0120.0860.00320.042-0.0011水准40.00220.0150.240.0180.0180.0140.00460.0090.038-水准50.00290.0140.180.0150.0080.0530.00250.014--水准60.00260.0160.270.0170.0160.0460.00330.029--水准70.00270.0130.380.0140.0150.0330.00350.030--水准80.00270.0160.450.0150.0150.0380.0035---水准90.02930.0130.280.0120.0110.0450.00390.030--水准100.00240.0180.500.0140.0130.0420.00330.024--水准110.00260.0120.330.0160.0180.0510.00290.039--水准120.00230.0110.400.0120.0130.0290.00280.033--[表2](表2)对通过以上方式得到的钢板进行了拉伸试验。拉伸试验使用在ISO6892-1附录B中规定的类型1尺寸的拉伸试验片，用在ISO6892-1中记载的方法进行，并评价了拉伸强度(TensileStrength)以及断裂伸长率(percentagetotalelongationatmaximumfracture)。进行以减厚加工和应变除去为目的的化学研磨(草酸蚀刻)，并在板厚1/4的位置测量织构。在测量中使用X射线衍射装置，利用非专利文献1记载的反射法，作成(110)面、(200)面、(211)面以及(222)面的极点图。利用非专利文献2记载的级数展开法，根据这些极点图算出ODF，将非专利文献3记载的Euler空间(Bunge方式)的φ＝55°、φ1＝30°、φ2＝45°作为(111)[1-21]晶向(其中，-2表示密勒指数的2上面有一短横)，将φ＝55°、φ1＝0°、φ2＝45°作为(111)[1-10]晶向(其中，-1表示密勒指数的1上面有一短横)并求出衍射强度。根据表3，作为本发明例的水准1～7的钢板在轧制方向和水平面内与轧制方向成90°的方向上，拉伸强度TS≥550，且断裂伸长率El>-0.02×TS+17.5，表面至板厚1/4的部分中的((111)[1-21]晶向的衍射强度)/((111)[1-10]晶向的衍射强度)的值为0.9以上，均示出了良好的铆接加工性。另一方面，在作为比较例的水准8的钢板中，由于Nb的含量过少，所以再结晶温度变低，在回复退火工序中产生再结晶，拉伸强度不足。在作为比较例的水准9的钢板中，由于C的含量过多，所以损害了延展性，在铆接成形中产生了破裂。在作为比较例的水准10的钢板中，由于热轧后的卷绕温度过低，所以回复退火工序后的表面至板厚1/4的部分中的((111)[1-21]晶向的衍射强度)/((111)[1-10]晶向的衍射强度)的值小于0.9，在铆接成形中产生了破裂。在作为比较例的水准11的钢板中，由于回复退火工序中的退火温度过高，所以产生再结晶，拉伸强度不足。在水准12的钢板中，由于热轧后的卷绕温度过高，所以阻碍了回复的进展，断裂伸长率不足而在铆接成形中产生了破裂。[表3](表3)产业上的可利用性根据本发明，能够提供一种即使薄壁化并使用，也能够将耐压强度保持为较高的罐用钢板及其制造方法。当前第1页1 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