專利名稱：：罐用鋼板及其制造方法
技術領域：
：本發明涉及罐用鋼板及其制造方法，特別是關于適用于3部件罐、變形3部件罐的罐用鋼板及其制造方法。
背景技術：
：罐容器由其部件結構大致可分為由罐筒體和上蓋構成的2部件罐、由罐筒體及上蓋、底蓋構成的3部件罐。對于3部件罐，其罐筒體的接合采用軟釬焊、樹脂粘接、焊接等方法進行。可是近年來，從罐的外觀設計性提高的觀點出發，不是對單純的圓筒狀的罐，而是對更具有立體形狀的外觀設計罐的要求提高了。這種狀況例如在雜志“THECANMAKERFeb.1996，p32-37”中有所介紹。這些外觀設計罐主要是以3部件罐制造的，是在成形成圓筒并進行接合之后，適當采用精巧的可分模、靜水壓沖壓等技術，對圓筒狀的接合筒體部賦予沿圓周方向的延伸變形，制造成目的的形狀，例如桶形等。將用這種方法制造的外觀設計罐稱之為變形3部件罐，與過去的3部件罐相比，要求下列特性優良。即要求(1)2次變形(指圓筒成形后的為賦予外觀設計性的加工，下同)時不發生破斷，(2)2次變形時，不發生外觀不良，(3)2次變形時，罐高度的減少小。在2次變形中的主要破斷形態，有焊接部附近的破斷、罐筒體部的破斷，另外，二次變形中的主要外觀不良，有表面粗糙、滑移線。另外，在2次變形中若罐高減小，則難以確保制品罐的罐容量和材料的利用率。而且在r值大時，罐高的減小大。另外，鑒于近年來為降低成本而減小板厚的要求，還要求(4)材料強度(硬度)高，(5)材料的屈服強度(YS)不過度的高。材料強度(硬度)低時，不能確保罐體強度，而材料的屈服強度(YS)過高時，導致彈性變形回復增大，結果由于圓筒的正圓度的降低和搭接余量的偏差，使焊接性降低。可是過去，罐用鋼板的制造方法大致分為(i)將C0.01～0.10％程度，較佳0.03％以上的低碳鋼冷軋后，再經裝箱退火的制造方法，(ii)將低碳鋼冷軋后，再經連續退火的制造方法，(iii)向C不足0.01％程度的超低碳鋼中添加Ti、Nb等強力的固溶C固定元素，將所得到的鋼(IF鋼)冷軋后，經過連續退火的制造方法。可是，將(i)的低碳鋼進行裝箱退火的方法，雖然2次變形的加工性一般呈良好的傾向，但因為不能降低r值，所以難以消除2次變形時罐高的減小。此外，此種方法由于晶粒易于變得粗大，不大功夫就容易發生表面粗糙，而容易造成外觀不良。而且由于軟質化而難以確保強度，另一方面，若施加一般采用的2次軋制時，雖然能硬質化，但產生YS過剩的問題。另一方面，將(ii)的低碳鋼進行連續退火的方法，與對低碳鋼進行裝箱退火的方法相比，雖然不充分但可以降低r值，因為晶粒呈細晶粒也易于防止表面粗糙和確保強度(硬度)。但是，加工性不夠好，在2次變形時，特別容易在焊接部附近發生破斷。而且此方法，由于非時效化困難，容易發生滑移線。將(iii)的IF鋼進行連續退火的方法，一般在非時效性方面優良，但因易于生成粗大晶粒，對防止表面粗糙是最不利的，而且r值也最高。雖然也考慮過進行不完全再結晶退火的方法等來解決這些問題，但難以在2次變形時獲得充分的加工性。如上所述，過去的方法，要將r值減低到不足1.0，抑制罐高度的減小是困難的，而且防止表面粗糙和2次變形加工性·非時效性的二者兼顧是困難的。此外，在特開平1-116030號公報中，揭示了將C0.10％以下的實質上的低碳鋼，于再結晶溫度以上、800℃以下連續退火后，在300℃～700℃的溫度范圍內施加裝箱退火，得到具有晶粒度編號9號以上(相當平均粒徑17.6μm以下)的細晶粒的、即使經蓋的烘烤涂裝也不發生時效的非時效性的、開罐性等優良的易開啟罐用鋼板的技術。但是，即使采用該技術，r值也在1.0以上，而且2次變形加工性、硬度、耐表面粗糙性均不能滿足本發明作為目標的變形3部件罐中所要求的水平。本發明的目的在于，解決上述現有技術的問題，提供一種能夠滿足復雜的罐設計要求的加工性、加工后外觀特性、高合格性的罐用鋼板及其制造方法。本發明的目的還在于，提供一種有效防止由氧化鋁等集聚狀夾雜物引起的表面缺陷的發生、外觀美麗無缺陷等表面性狀良好的、焊接部的成形性優良的罐用鋼板及其制造方法。發明的公開本發明人為完成上述課題進行了銳意研究。結果得到新的認識通過添加適量的Mn和在適宜條件下的連續退火的組合，就能夠同時達到r值的減低、晶粒的細晶粒化、高硬度化，再通過施加裝箱退火循環的熱處理，能夠獲得2次變形加工性的改善和非時效化。而且，本發明人發現，為防止2次變形時的罐筒體裂紋，抑制由板厚分布不均勻造成的變形集中是重要的，因此將成品板卷中的中凸規定在5μm以下是有效的。此外，本發明人考慮到，為使鋼板的表面性狀良好，使焊接部的成形性良好，控制鋼中殘留的氧化物及硫化物的組成是重要的因素。也就是說，已發現，將這些夾雜物的組成控制在適宜范圍內、而且更佳地使這些鋼板的制造工藝最佳化，作為最終制品就能得到難以生銹的、表面性狀良好的、焊接部的成形性良好的、適用于3部件罐的罐用鋼板。本發明就是基于上述認識完成的。(1)罐用鋼板，其特征在于，具有以重量％計含C超過0.005％至0.1％、Mn0.05％～1.0％的組成，和以鐵素體作為主相、具有平均晶粒粒徑10μm以下的組織，軋制方向或垂直軋制方向的r值為0.4～不足1.0，時效硬化指數AI值為30MPa以下。(2)(1)中所述的罐用鋼板，其特征在于，具有以重量％計含C0.03～0.1％、Mn超過0.5％至1.0％的組成。(3)(1)或(2)中所述的罐用鋼板，其特征在于，上述組織以鐵素體作為主相，含有粒徑0.5～3μm的珠光體相，其體積比為0.1～1％。(4)(2)或(3)中所述的罐用鋼板，其特征在于，上述組成以重量％計含C0.03～0.1％、Mn超過0.5％至1.0％、Al0.10％以下、N0.0050％以下，其余由Fe及不可避免的雜質構成。(5)(4)中所述的罐用鋼板，其特征在于，除上述組成之外，以重量％計還含有由Ti0.20％以下、B0.01％以下、V0.1％以下、Nb0.1％以下之中選擇的1種以上。(6)(1)中所述的罐用鋼板，其特征在于，除上述組成之外，以重量％計還含有Al0.001～0.01％、Ti0.015～0.10％、N0.02％以下、Ca和REM中的1種或2種合計0.0005～0.01％，而且S和Ca、REM的1種或2種的含量滿足下式的關系S-5×((32/40)Ca+(32/140)REM)≤0.0014其余由Fe及不可避免的雜質構成，粒徑1～50μm的氧化物系夾雜物含有Ti氧化物及CaO和REM氧化物的1種或2種，而且再結晶織構以軋制方向及垂直軋制直角方向的至少任一方向的r值計相當于1.0以下。(7)(6)中所述的罐用鋼板，其特征在于，粒徑1～50μm的氧化物系夾雜物為Ti氧化物為20重量％以上90重量％以下、CaO和REM氧化物的1種或2種合計為10重量％以上40重量％以下、Al2O340重量％以下(Ti氧化物、CaO和REM氧化物的1種或2種、Al2O3的合計為100％以下)。(8)(1)～(7)的任一項所述的罐用鋼板，其特征在于，總伸長EL(％)相對于板厚t(mm)為EL≥110t。(9)(1)～(8)的任一項所述的罐用鋼板，其特征在于，制品板卷中的板中凸為5μm以下。(10)罐用鋼板的制造方法，其特征在于，將以重量％計含有C0.03～0.1％、Mn超過0.5％至1.0％的鋼板坯以精軋溫度800～1000℃進行熱軋，在500～750℃下卷取，冷軋后，于再結晶溫度以上800℃以下連續退火，然后于超過500℃至600℃施加1小時以上的裝箱退火。(11)(10)中所述的罐用鋼板的制造方法，其特征在于，上述連續退火的退火溫度規定為720℃以上。(12)(10)或(11)中所述的罐用鋼板的制造方法，其特征在于，在上述熱軋時將熱軋板的中凸規定為40μm以下，在上述冷軋時將冷軋板的中凸規定為5μm以下。附圖的簡單說明圖1是表示2次成形時裂紋發生和El/t關系的曲線圖。圖2是表示時效處理后屈服伸長和時效硬化指數AI值的關系的曲線圖。圖3是表示2次成形后的表面粗糙和制品板平均晶粒粒徑的關系的曲線圖。圖4是表示變形3部件罐實例的說明圖。圖5是表示對2次成形性、罐高度方向的縮小傾向造成影響的2次成形后的罐高度變化和軋制方向r值的關系的曲線圖。實施發明的最佳方式3部件罐的罐筒體的成形方法有將鋼板的L方向(軋制方向)取作罐的圓周方向的方式進行圓筒成形的方法(正格林法)，和將鋼板的C方向(垂直軋制方向)取為罐的圓周方向的方式進行圓筒成形的方法(逆格林法)。在正格林法的場合，在圓筒成形后，鋼板因2次成形而沿L方向延伸(參照圖4)。因而可知，罐高度方向的縮小量，與將拉伸變形加到鋼板L方向時的寬度方向(垂直于拉伸方向的方向)縮小量，即鋼板L方向的r值相關。另一方面，在逆格林法的場合，鋼板因2次成形沿C方向延伸。因此，罐高度方向的縮小量與鋼板C方向的r值相關。因而，各自的r值越小，2次成形后罐軸方向的縮小量越小。而且也清楚，r值高的場合，罐的高度在圓周方向容易變得不均一。2次成形后的罐高度由制罐工廠規定，但縮小量過大時，難以確保內部容量，或者產生罐蓋、罐底和罐筒體部分不能卷邊接縫等問題。首先，對本發明人進行的基礎實驗結果進行說明。使用各種制品板，用正格林法成形成圓筒后，如圖4(B)所示那樣施加2次成形，詳細地調查罐筒體部的尺寸變化。圖5示出了鋼板軋制方向的r值和2次成形后罐高度變化的關系。由圖5可知，為減小罐高度方向的變化并確保充分的加工性，r值規定為0.4～1.0是適當的。這種傾向在逆格林法的場合也是同樣。而且通過將鋼板的r值在L方向、C方向同時規定為0.4～1.0，則與圓筒成形的方向無關，能使罐高度的變化減小，因此較佳。為了得到這樣的比較低的r值，鋼板的退火方法必須以連續退火法短時間的退火來進行。但是，一旦由一次再結晶引起的織構的形成進行完畢，即使其后施加像裝箱退火那樣的長時間的退火處理，r值也幾乎不變化。其次，使用各種制品板，調查經210℃×20min的時效處理后的屈服點伸長Y-El和鋼板時效性指數AI值的關系，將其結果示于圖2。AI值是在賦予制品板7.5％的拉伸預變形之后，施加了100℃×30min時效處理場合的處理前后的屈服應力變化量。再使用相同的制品板，在2次成形后，成形成加在鋼板上的相當單軸變形范圍為0.05～0.15的桶形罐，然后調查罐筒體部有無滑移線發生，一并記于圖2。由圖2可知，為防止滑移線的發生，將涂裝·烘烤或薄膜疊層處理相當的時效處理(210°×20分)后的鋼板屈服點延伸規定為不足3％、鋼板的AI值規定為30MPa以下是必要的。而且得到如下認識為防止滑移線的發生，將C量限制在0.03～0.1％，Mn量限制在超過0.5％，Al量限制在0.01～0.1％，N量限制在0.0050％以下，同時利用裝箱退火循環是有效的。此外，本發明人發現，為得到這樣的低時效性鋼板，接續為得到低r值等的連續退火后施加利用裝箱退火的過時效處理，使碳化物及氮化物充分析出，極力減低固溶C及固溶N是重要的。接著，對2次成形后的表面粗糙和晶粒度的關系進行了調查，將其結果示于圖3。由圖3可知，為防止2次成形后發生表面粗糙，有必要將制品板的晶粒粒徑規定為10μm以下。為了將制品的晶粒粒徑達到10μm以下，可將C量調整到0.03％以上，并且在冷軋后以短時間退火的連續退火來進行再結晶退火，接續其后的裝箱退火在不使晶粒粗大化的范圍內進行，僅以促進碳化物、氮化物的析出作為目的。接著，調查在將接合的罐筒體2次成形成桶形罐(桶形罐是加在鋼板上的相當單軸變形范圍為0.05～0.15)時，接合部發生的裂紋和制品板延性的關系。在圖1中的制品板全伸長EL/板厚t之比(EL/t)和裂紋發生率的關系示出了其結果。由圖1可知，為使2次成形后不發生裂紋，有必要規定(EL/t)＞110。還獲得了以下的認識為使(EL/t)＞110，將C量限制在0.1％以下，Mn量限制在0.7％以下，Al量限制在0.07％以下，N量限制在0.003％以下，同時將利用連續退火法的短時間退火和裝箱退火循環的長時間退火相結合是有效的。以下，說明本發明中的鋼的化學成分限定理由。C超過0.005％至0.1％C是本發明中重要元素之一，采用增加C量，可以決定鋼板退火后的原樣的強度。C量在0.005％以下時，晶粒變得過于粗大，在用作罐的場合，產生表面粗糙現象的危險性增大。由確保制品材質穩定性的觀點出發，C量希望在0.010％以上。另一方面，C量超過0.1％時，鐵素體·珠光體組織的珠光體量增大，除了熱軋性和冷軋性都劣化之外，還過度硬質化，成形性、耐腐性也顯著降低，不適于作為罐用鋼板這一用途。此外，C量給焊接部硬度上升以直接的影響，C量越多，焊接部的硬度越上升，結果使焊接部的成形性降低。而且，由為了獲得對應于薄壁化的罐體強度的鋼板的強化和減低鋼板時效性的觀點出發，希望將C量規定在0.03～0.1％的范圍。為減低時效性，有必要使滲碳體充分析出，減少鋼中的固溶量。C量不足0.03％時，得不到與薄壁化對應的罐體強度。Mn0.05～1.0％Mn對熔煉時的脫氧是有效的，另外對抑制鋼的熱脆性也有效果。為發揮這些希望的效果，希望添加0.05％以上。此外，Mn是將鋼板的r值控制在目標范圍內的低r值的重要元素之一。在變形3部件罐中，為了減小2次變形后的罐高度方向的縮小量，有必要將制品鋼板的L、C方向的r值規定為0.4以上、不足1.0。關于為什么Mn對r值的減低顯示出效果，雖然詳細的機理不明，但可認為鋼中的固溶Mn的增大對r值的減低起有效的作用。此外，據認為Mn的添加對減低鋼板的時效性也顯示出效果。由于Mn在滲碳體中濃化，具有使滲碳體/鐵素體界面的移動速度變慢的效果。在熱軋板中析出的滲碳體在退火工序中一部分再固溶，但由于Mn在滲碳體中濃化，使滲碳體/鐵素體界面的移動速度變慢。因此，難以發生滲碳體的再固溶。由此認為，由于Mn抑制了退火階段中的固溶C的增大，所以獲得了顯示低時效性的鋼板。而且，Mn對固溶強化也有效果，為了適應今后的薄壁化，Mn的添加也是有效的。為發揮這些效果，希望添加量超過0.5％。另一方面，多量添加Mn時，除了有耐蝕性劣化的傾向外，還使鋼板硬質化，使延伸卷邊加工性等制罐加工性劣化，因此將其上限定為1.0％，優選為0.7％以下。再者，由于主要是在珠光體中生成滲碳體，所以能夠獲得極優良的非時效性·延性(EL)，而為了生成這樣的珠光體，優選的是規定C為0.03～0.1％、Mn為超過0.5％至1.0％的范圍。N0.02％以下N用作固溶強化的成分，在本發明這樣極嚴格的塑性加工中利用時，關系著延性的降低，因此希望極力減少。考慮到隨著N含量增大的延性的劣化量，希望將0.02％定為上限。另外，N是提高時效性的元素，使滑移線的發生頻度增加。由時效性的觀點出發，對實用上發生不適宜的情況，在0.0050％以下即可防止，因此更希望將N量規定在0.0050％以下。N量的下限不作特別限定，但只要是0.0010％，就稱為工業上可以達到的成本的范圍。此外，由延性的觀點出發，優選將N量規定在0.0030％以下，而由確保穩定的材質的觀點出發，0.0020％以下的范圍更為適宜。Al0.10％以下Al以AlN的形式使鋼中的固溶N固定化，是對耐時效性有效的元素。為提高耐時效性，優選添加Al0.010％以上，但對于耐時效性更加嚴格的用途，希望添加0.05％以上的Al。此外，含量多時，使氧化鋁集聚造成的表面缺陷的發生頻度急劇增加，因此將其上限規定為0.10％。而由成形性的觀點出發，Al規定為0.07％以下為佳。在嚴格要求制品板表面性狀的場合，希望將Al調整到0.01％以下。Al超過0.01％時，脫氧成為Al脫氧，巨大的Al2O3聚集大量生成，造成使表面性狀劣化的傾向。另外，在本發明中，為減少固溶N，也可以添加Ti、B、V、Nb的1種以上代替Al的一部分或全部。Ti0.20％以下Ti作為TiN與N結合，是減低固溶N量的元素，是對耐時效性有效的元素。為得到這種效果，按照含有的N含量調整Ti、B等的添加量，但是在單獨添加Ti的場合，希望添加0.01％以上。另一方面，添加量超過0.20％時，成本變高、延性降低，同時多發生表面缺陷。因此將Ti定為0.20％以下，較佳在0.01％以上。另外，在對表面性狀嚴格要求的場合，為形成細小氧化物系夾雜物、達到晶粒的細化，希望將Ti規定在0.015～0.10％的范圍。B0.01％以下B作為BN與N結合，是減低固溶N量的元素，是對耐時效性有效的元素。為得到這種效果，按照含有的N含量調整Ti、B等的添加量，但在單獨添加B的場合，希望規定為0.0003％以上。添加B量超過0.01％時，成本變高，而且因形成BN造成的鋼的脆化變得顯著。V0.1％以下V作為VN與N結合，是減低固溶N量的元素，是對耐時效性有效的元素。為得到這種效果，按照含有的N含量調整Ti、V等的添加量，但在單獨添加V的場合，希望規定為0.005％以上，更佳可在0.01％以上。另一方面，添加V超過0.1％時，成本變高，而且延性降低。Nb0.1％以下Nb作為NbN與N結合，是減低固溶N量的元素，是對耐時效性有效的元素。為得到這種效果，按照含有的N含量調整Ti、Nb等的添加量，但在單獨添加Nb的場合，希望規定為0.002％以上，更佳也可在0.005％以上。另一方面添加Nb超過0.1％時，成本變高，而且延性降低。為減低固溶N量，在復合添加減低固溶N量的元素時，優選的是相對于N以當量以上，較佳2倍以上的方式，并滿足下述條件。(14/27·Al+14/48·Ti+14/11·B+14/51·V+14/93·Nb)≥N其中Al、Ti、B、V、Nb、N為各元素的含量(重量％)。此外，在本發明中，在嚴格要求表面性狀的罐用鋼板的場合，控制鋼中夾雜物的大小、組成為佳。因此，在將上述Al量進而限定在0.001～0.01％、上述Ti量限定在0.015～0.10％的情況下，將Ca和/或REM量規定在0.0005～0.01％，而且希望S及Ca和REM的1種或2種的含量滿足下式的關系。S-5×((32/40)Ca+(32/140)REM)≤0.0014Ti0.015～0.10％在對表面性狀有嚴格要求的罐用鋼板的場合，進行Ti脫氧，形成50μm以下尺寸的細小氧化物系夾雜物，控制冷軋-退火時晶粒的長大性，以達到晶粒的細化，同時提高強度-延性的平衡。而且，通過Ti的細小氧化物抑制焊接部(特別是熱影響區)組織的粗大化，能夠提高焊接部的成形性。Ti的添加量不足0.015％時，細小氧化物的量過少，因此得不到所希望的效果。但是，Ti的添加量超過0.10％時，熱軋性、冷軋性及退火后的2次冷軋性顯著降低，制品的表面性狀也顯著降低。因而希望Ti規定在0.015～0.10％的范圍。而且為確保優良的表面性狀，更佳為0.05％以下。Al0.001～0.01％在嚴格要求制品板表面性狀的場合，希望將Al調整到0.01％以下。Al超過0.01％時，脫氧成為Al脫氧，巨大的Al2O3聚集大量生成，造成表面性狀劣化的傾向。另外，Al超過0.01％時，能夠控制冷軋-退火時晶粒長大性的50μm以下的細小氧化物變少，因此使制罐時發生表面粗糙等不適宜情況的危險性增大。而且重要的是，Al量多時夾雜物的組成成為Al2O3-CaO和/或Al2O3-REM氧化物系，因此這樣的夾雜物成為生銹的起點，造成耐蝕性劣化的傾向。因此，在要求嚴格的表面性狀的場合，希望將Al規定在0.01％以下。另一方面，由脫氣及連鑄的操作穩定化的觀點出發，Al規定為0.001％以上較佳。Ca、REM的1種或2種合計0.0005～0.01％REM是指La、Ce等稀土元素。在嚴格要求良好的表面性狀的場合，希望添加Ca及REM的1種或2種為0.0005％以上。在Ti脫氧之后，再以0.0005％以上的量添加Ca及REM的1種或2種，使鋼水中的氧化物組成成為Ti氧化物20％以上90％以下，優選85％以下，CaO和/或REM氧化物10％以上40％以下，Al2O340％以下的低熔點的氧化物系夾雜物。這樣，在連鑄時能夠有效防止含金屬的Ti氧化物向水口的附著，從而可防止水口堵塞。另外，CaO和/或REM氧化物，可以有助于抑制冷軋-退火后的晶粒長大，防止焊接部(特別是焊接熱影響區)的粗大化。因此，合計含Ca、REM的1種或2種為0.0005％以上。另一方面，Ca、REM的合計量超過0.01％時，反而會使發生表面缺陷的危險增大，使作為罐用鋼板是重要的耐蝕性降低的缺點明顯化，因此優選將上限規定在0.01％。此外，為了脫氧也可添加Ca，但添加量超過0.01％時，使加工性劣化。S-5×((32/40)Ca+(32/140)REM)≤0.0014S是對鋼的加工性有害的成分，因此希望極力減低。但是，過度的脫硫處理是造成成本上升的重要因素，因此，經過對脫硫處理所需要的費用和脫硫帶來的機械特性改善效果進行勘察，認為將上限規定在0.01％為佳。并且由加工性出發，優選的上限值為0.005％。此外，S在鋼中是作為各種硫化物存在的，而在作為MnS系夾雜物存在的場合，在熱軋時沿軋制方向顯著地形成帶狀，在最終制品的制罐加工時助長裂紋發生。此點通過添加Ca、REM可改善硫化物的形態及非延性，從而使包括焊接部的加工部的成形性得到顯著改善。根據本發明人的調查，雖然理由不明，但認為是通過添加Ca、REM，以原子比計達到這些元素的約5倍的S變成了無害的硫化物。因而，只要有害的S量，即S-5×((32/40)Ca+(32/140)REM)的值足夠小，就不發生由硫化物造成的加工性的降低。按照本發明人的調查可知，只要以上式表示的有害硫量為0.0014％以下，就不成問題。O0.010％以下O由生成細小氧化物的觀點出發，是必要的成分，但添加量超過0.010％時，會多量地生成粗大的Al2O3，使延性、深沖性降低。因此，將0.010％定作上限為佳。而O的更佳的上限值為0.007％。O只要是在0.005％以下即為希望值。在嚴格要求良好的表面性狀的場合，優選的是將Al量、Ti量、進而Ca和/或REM量調整到適宜的范圍內，而且為減低有害S量，形成使S及Ca、REM的1種或2種的含量適宜化的組成，使粒徑1～50μm的氧化物系夾雜物含有Ti氧化物及CaO、REM氧化物的1種或2種為佳。使作為脫氧生成物的夾雜物成為Ti氧化物及CaO、REM氧化物的1種或2種，更詳細地說，成為Ti氧化物-CaO和/或REM氧化物～Al2O3-SiO2系夾雜物，借此就可成為生銹少的、由夾雜物、析出物造成的變形能的劣化幾乎沒有的、而且沒有由聚集狀夾雜物造成的表面缺陷的罐用鋼板。將本發明規定的氧化物系夾雜物限定為粒徑1～50μm，是因為這樣范圍的夾雜物可以看作由脫氧生成的夾雜物。另一方面，粒徑超過50μm的夾雜物，一般渣、鑄模粉等外來夾雜物是主要的原因。另外，在Al2O3系聚集中，也有比其巨大的，但如果粒徑50μm以下的夾雜物的氧化物組成滿足上述必要的條件，則可以看作是巨大的Al2O3系聚集充分減少。更佳的是，粒徑1～50μm的氧化物系夾雜物的組成為，Ti氧化物20重量％以上90重量％以下，CaO、REM氧化物的1種或2種合計10重量％以上40重量％以下，Al2O340重量％以下(Ti氧化物，CaO、REM氧化物的1種或2種，Al2O3合計100％以下)。上述夾雜物的Ti氧化物不足20重量％時，不是Ti脫氧鋼，而成為Al脫氧鋼，因Al2O3濃度高而發生水口堵塞。另外，CaO、REM氧化物濃度高時，生銹性變得顯著，因此Ti氧化物濃度規定在20重量％以上為佳。另一方面，Ti氧化物濃度超過90重量％時，CaO、REM氧化物濃度的比例變小，反而發生水口堵塞，因此Ti氧化物濃度定為90重量％以下為佳。更佳為30重量％以上、80重量％以下。另外，在上述夾雜物中的CaO、REM氧化物的1種或2種合計不足10重量％時，夾雜物不成為低熔點的夾雜物，引起水口堵塞。另一方面，超過40重量％時，夾雜物在其后吸收S而變化成水溶性，成為生銹的起點，因此使耐蝕性降低。因此更佳的范圍是20～40重量％。此外，關于上述夾雜物中的Al2O3，在超過40重量％時，因為構成高熔點的組成，所以不僅引起水口的堵塞，而且夾雜物的形狀成為聚集狀，增加了制品板中的非金屬夾雜物性的缺陷。另外，在鋼中幾乎不含有Al的場合，夾雜物中的Al2O3也僅為大體上可忽略的濃度。再者，在上述氧化物系夾雜物中，也有以上揭示的以外的氧化物混入的情況。在此情況下關于以上揭示的以外的氧化物的量，不作特別的限定，但對于SiO2，較佳是控制在30重量％以下，對于MnO，較佳是控制在15重量％以下。其理由是，在它們超過各自量時，就不能稱之為鈦鎮靜鋼。而且，在像這樣的組成下，即使不添加Ca也不產生水口堵塞，也沒有生銹的問題。若考慮到氧化物的形成傾向，為了在夾雜物中含有SiO2、MnO，使鋼水中的Si、Mn濃度達到Mn/Ti＞100，Si/Ti＞50為佳，但在這種場合會導致鋼的硬質化、表面性狀的劣化。這樣的粒徑1～50μm的氧化物系夾雜物占全部夾雜物量的80重量％以上為佳。其理由是在不足80重量％時，夾雜物的控制不充分，是構成板卷的表面缺陷和水口堵塞的原因。其它Si、P、S則希望盡可能減低。Si0.10％以下在多量含有Si時，發生表面處理性劣化、耐蝕性劣化等問題，因此將其上限定為0.10％。特別是在必需優良的耐蝕性的場合，0.02％以下更為適宜。P0.04％以下在多量含有P時，使鋼硬質化，從而使加工性惡化，同時還使耐蝕性劣化，因此將其上限定作0.04％。在對這些特性特別重視時，有必要定在0.01％以下。S0.01％以下S作為夾雜物存在，是使鋼板的延性減小、而且造成耐蝕性劣化的元素，因此將其上限定為0.01％為佳。對于要求特別良好的加工性的用途，希望定在0.005％以下。除此之外，余量為Fe及不可避免的雜質。作為不可避免的雜質，Cu、Cr、Ni、Sn、Mo、Zn、Pb等認為是由原料或廢鋼混入的元素，但只要Cu、Cr、Ni各自是0.2％以下，Sn、Mo、Zn、Pb及其它元素各自是0.1％以下，對于作為罐的使用特性的影響即可忽略。除上述的組成之外，優選的是在連續退火終了時獲得下述組織。本發明的罐用鋼板，優選的是制成以鐵素體作為主相，以體積比計含有具有平均晶粒粒徑10μm以下、較佳粒徑0.5～3μm的珠光體相為0.1～1％的組織。而且上述粒徑以外的珠光體相體積比可容許到1％以下。通過采取上述的組成和組織，能夠得到AI值≤20MPa、EL/t≥120的優良特性。據推測這是因為固溶C被固定在珠光體中的滲碳體中。而作為主相的鐵素體相按體積比可以是95％以上。平均晶粒粒徑10μm以下在本發明中，為防止2次成形時表面粗糙的發生，制品板的平均晶粒粒徑規定在10μm以下。而且由確保延性出發，優選的規定在5μm以上。本發明中所說的平均晶粒粒徑，是利用按JISGO552規定的弦計算法，使用在板厚斷面(軋制方向斷面)中測定的晶粒的平均粒徑(但是，最表面5μm由平均中除外)。r值在軋制方向或垂直軋制方向的方向是0.4～不足1.0通過將軋制方向或垂直軋制方向的r值規定在0.4以上、不足1.0，可以在圓筒狀的罐筒體2次成形時將圓筒長度方向的收縮量抑制在最低限，能夠改善鋼材的利用率。變形部雖然發生薄壁化，但因加工硬化使強度增加而作為罐體的特性沒有問題，從罐體的輕量化的觀點出發是所希望的。而且，r值可以是軋制方向或垂直軋制直角方向的任一方，與制罐時的2次成形拉伸方向一致的方向，但能滿足兩個方向更佳。時效指數AI值30MPa以下制品板的AI值超過30MPa時，2次成形時發生滑移線，造成外觀不良，因此有必要將AI值規定在30MPa以下。優選為20MPa以下。全伸長EL/板厚t之比(EL/t)110以上為防止2次變形時裂紋的發生，有必要提高變形方向的延性，因此將各個方向的全伸長EL/板厚t之比(EL/t)規定在110以上為佳。更佳為140以上。表面硬度HR30T50～57鋼板的硬度以HR30T而論，比50低時，得不到足夠的罐體強度，受外力容易變形，在將蓋卷合在罐筒體上時，由于來自罐高度方向的力，使加到罐上下的卷邊部變形，發生蓋難以卷合等問題。另一方面，超過57時，卷邊成形性變差，易發生裂紋。此外，在超過57的場合，即使是本發明的方法，光整軋制也必須超過5％，使圓筒成形時彈性變形回復量變大，發生焊接不良等問題。因而，硬度規定在HR30T50～57為佳。接著，說明制造條件的限定。將上述組成的鋼原材料(板坯)熱軋，制成熱軋鋼板，或者再將這些熱軋板經冷軋制成冷軋板。對制造條件的限定進行說明。板坯加熱溫度1000～1300℃在對板坯進行熱軋之前加熱板坯的加熱溫度不足1000℃時，要確保高的熱軋精軋溫度是困難的，另一方面，加熱溫度超過1300℃時，鋼板的表面性狀顯著劣化。因此，將板坯加熱溫度規定在1000～1300℃為佳。另外，板坯一旦冷卻到室溫后，可以進行再加熱，另外，也可以不冷卻裝進加熱爐進行加熱。另外，既可在精軋之前進行粗軋，也可用薄板坯直接進行精軋。精軋溫度800～1000℃精軋溫度不足800℃時，使最終制品板的晶粒細化變得困難，制罐后失去外觀的美觀性。但是，超過1000℃進行精軋時，氧化鐵皮損失顯著增加，因而不佳。因此，精軋溫度限定為800～1000℃。此外，精軋溫度按照通常方法，規定為在軋機出側測定的值。在熱軋中，優選的是進行使熱軋板的中凸達到40μm以下的軋制，這是為了毫不勉強地將冷軋板的中凸精軋成5μm以下。將熱軋板的中凸規定為40μm以下的軋制希望實施橫向-縱向方式的軋制，特別是在精軋時采取3機架以上的成對橫向-縱向軋機進行軋制。中凸(板中凸)的定義是[板寬中央板厚-板寬端部(離最端部30mm)板厚]的絕對值(測定兩板寬端部的平均值)。卷取溫度500～750℃卷取溫度不足500℃時，鋼板的形狀、寬度方向的材質均勻性降低。而且為了使固溶N以AIN等固定化、降低時效性，希望卷取溫度規定為600℃以上。在固溶N的固定主要用Ti單獨進行的場合，卷取溫度也可以到500℃的低溫。另一方面，卷取溫度超過700℃時，滲碳體凝集、粗大化，冷軋、退火后的r值比目標值高，同時熱軋母板組織的均勻性降低，而且氧化鐵皮的厚度顯著增加，脫氧化鐵皮性降低。另外，在冷軋之前，希望用酸洗等方法除去熱軋板表面生成的氧化鐵皮。對酸洗條件不作特別限定，用通常的鹽酸或硫酸進行酸洗是適宜的。接著，對酸洗過的熱軋板施加冷軋。對冷軋的條件不作特別限制，但在制造極薄鋼板時，通常規定為80％以上，這在熱軋·酸洗成本上是有利的。在冷軋時，冷軋板的中凸規定在5μm以下。在中凸超過5μm時，特別是對由板寬端部附近取的鋼板進行2次變形之際，發生罐筒體部的破斷。另外，為實現中凸5μm以下，優選采用移位方式軋制或橫軋-縱軋方式(或二者)軋制，特別優選的是使用1架以上，以橫軋-縱軋方式和移位方式并用的方式軋制。再結晶退火用連續退火法，再結晶終了溫度以上且800℃以下在本發明中，要求圓筒成形后有高的2次成形性，因此必須將鋼板在再結晶終了溫度以上退火，形成再結晶組織。用作特殊的用途時，有利用部分再結晶組織的可能性，但難以確保材質的穩定性。另一方面，在超過800℃的高溫度下退火的場合，高溫強度降低而且鋼板板厚變薄，因此產生被稱為熱中間浪的不良現象的危險性增大。此外，在超過800℃的高溫度下退火時，鋼板的r值超過1.0，使2次成形后的罐高度降低。而且晶粒粗大化，2次成形后有發生表面粗糙的危險。因此利用連續退火法的再結晶退火規定為再結晶溫度以上、800℃以下。還知道，由于連續退火后的組織成為以鐵素體為主相，在鐵素體中含有粒徑0.5～3μm的珠光體相為0.1～1％(按體積比)的組織，所以裝箱退火后的非時效性及延性得到提高。為得到這樣的組織，將退火溫度定為720℃以上為佳。裝箱退火在超過500℃至600℃下保持1-10小時在本發明中，接在連續退火之后，施加裝箱退火式熱循環(在本發明中，將該熱循環稱為裝箱退火)。裝箱退火以促進滲碳體及AIN的析出為目的，是長時間的均熱及緩冷的熱處理，在超過500℃至600℃以下的溫度下保持1～10小時為佳。熱處理溫度在500℃以下時，滲碳體、AlN等析出不充分，延性不足。另一方面，熱處理溫度超過600℃時，使滲碳體過度粗大化，而且使再結晶晶粒粗大化。因此，r值大到1.0以上，使2次成形時產生表面粗糙。為此將裝箱退火的處理溫度規定為超過500℃、600℃以下。裝箱退火的保持時間不足1小時時，得不到上述效果，另一方面，在超過10小時的場合，則生產率降低，因此保持時間定為1～10小時為佳。由于滲碳體及AIN充分析出，使耐時效性和延性提高，防止了2次成形時滑移線的發生和2次成形時的裂紋發生。再結晶退火后的2次軋制壓下率0.5～5％再結晶退火后，按必要施加2次冷軋。為了確保罐體的強度、使退火板的材質均勻化、并且減低由可動位錯的導入造成的時效性，2次冷軋的壓下率定為0.5～5％為佳。在壓下率不足0.5％時，看不到所規定的效果。另一方面，壓下率超過5％時，圓筒成形時的彈性變形回復量變大，或者發生由延性的劣化或延性的各向異性引起的卷邊裂紋等問題。制品的板厚0.25mm以下由制罐成本降低的觀點而推進原材料的薄壁化、適應制罐工廠的要求的本發明的要旨考慮，優選將板厚規定在0.25mm以下。本發明的鋼板(方法)在t≤0.25mm時，比過去的鋼發揮出特別優良的2次變形性。實施例實施例1用轉爐熔煉表1所示化學組成的鋼，用連鑄法制造板坯。按表2所示的條件對這些板坯施加熱軋、冷軋、連續退火、然后2次冷軋，制成最終成品板厚0.22mm的冷軋板。接著，在鹵素型電鍍錫線上連續施加相當于25號的鍍錫，加工成鍍錫薄鋼板。由這樣得到的鍍錫鋼板的板軋制方向(L方向)和直角方向(C方向)切取試樣，調查全伸長EL、表面硬度HR30T、r值、AI值及與烘烤相當的時效處理(210℃×20分)后的屈服點伸長(Y-El)、全伸長EL/t之比。這些均使用JIS5號拉伸試樣。將這些鋼板成形成250g罐尺寸的圓筒，然后使用由特殊的組合結構構成的沖壓模具進行2次成形。2次成形時的拉伸變形方向取為L方向(正格林法)及C方向(逆格林法)，拉伸變形量取平均7％。制罐后，調查有無裂紋發生、有無表面粗糙及滑移線發生。而且調查2次成形前后的罐軸方向高度的變化。將這些結果示于表3。并且，鐵素體平均粒徑，按JISGO552規定的標準對制品板C斷面組織進行測定。此外，采用調查制品板C斷面組織的SEM方法測定珠光體體積比例。表面粗糙規定為發生表面粗糙度Ra≥1.0μm。滑移線規定為發生能夠明確目視認的滑移線。本發明例在2次成形后不發生表面粗糙、滑移線，而且2次成形時也不發生裂紋。與此相對，在Mn量為本發明范圍之外的比較例(鋼板No.10～No.12)中，r值高，延性降低，2次加工后發生表面粗糙、滑移線，并觀察到裂紋。實施例2使用表1所示的鋼No.E，以表4所示的條件進行熱軋、冷軋、連續退火、然后進行2次冷軋，制成最終成品板厚0.22mm的冷軋板。接著，在鹵素型電鍍錫線上連續施加相當25號的鍍錫，加工成鍍錫薄鋼板。對這些制品板進行與實施例1同樣的調查。將其結果示于表5。熱軋除制造條件No.2-13之外，使用在全部機架中具有成對橫軋-縱軋輥的軋機，施加成對橫軋-縱軋方式的軋制。此外，冷軋除制造條件No.2-13之外，在前段使用具有橫軋-縱軋機架的軋機，進行并用橫軋-縱軋方式及移位軋制方式的軋制，調整冷軋板的中凸。本發明例將r值控制在適宜的范圍，2次成形時的罐軸方向的收縮量小，能夠使初期的坯料形狀更小，由此帶來的利用率的提高大致為2％的程度，但在生產數量極大的制品領域中，可獲得顯著的效果。本發明的其它特性也具有高于比較例的特性。本發明在實施例中施加了鍍錫，但也可用于無錫鋼板、復合鍍鋼板等，進而也可不施加電鍍作為涂裝鋼板使用。也能適用于在鋼板表面粘結樹脂薄膜的鋼材。此外，不僅可用作3部件罐用鋼板，而且用作2部件罐用鋼板也沒有任何問題。實施例3轉爐出鋼后，將300噸鋼水在RH真空脫氣裝置中進行脫碳處理，調整成C＝0.014重量％、Si＝0.01重量％、Mn＝0.25重量％、P＝0.010重量％、S＝0.005～0.009重量％，同時調整鋼水溫度為1585～1615℃。向該鋼水中添加Al0.2～0.8kg/t，進行3～4分鐘的預脫氧，使鋼水中的溶存氧濃度降低到55～260ppm。此時鋼水中的Al濃度為0.001～0.005重量％。然后向該鋼水添加70重量％Ti-Fe合金0.8～1.8kg/t，花費8～9分鐘進行Ti脫氧。進行成分調整后，向鋼水中添加30重量％Ca-60重量％Si合金，或在其中混合金屬Ca、Fe、5～15重量％REM的添加劑，或者90重量％Ca-5重量％Ni合金等Ca合金、REM合金的Fe被覆線0.05～0.5kg/t，進行處理。經此處理后Ti濃度為0.026～0.058重量％、Al濃度為0.001～0.005重量％、Ca濃度為0.0000～0.0036重量％、REM濃度為0.0000～0.0021重量％、Ca和REM的濃度之和為0.0005～0.0043重量％。接著，用2線板坯連鑄裝置鑄造該鋼，制造連鑄板坯。鑄造時向中間包及浸漬水口內吹入Ar氣。連鑄后進行觀察，在中間包及浸漬水口內幾乎沒有附著物。接著，將上述連鑄坯熱軋成板厚1.8mm。熱軋條件為，板坯加熱溫度1130℃、精軋溫度890℃、熱軋卷取溫度620℃。對熱軋鋼板酸洗后進行冷軋，制成板厚0.18mm的冷軋板。然后，在740℃下進行20秒均熱的連續退火型的短時間退火，制成冷軋退火板。從這樣得到的冷軋退火板切取試樣，調查夾雜物組織、r值、AI值。這些r值、AI值的調查使用JIS5號拉伸試樣。并且對這些鋼板進行卷邊裂紋評價試驗和生銹調查。將其結果示于表6。此外，此時氧化物系夾雜物的尺寸大部分是寬50μm以下。這些氧化物的細目為，Ti2O360～70％，CaO+REM氧化物20～30％，Al2O315％以下。這種冷軋板的脫皮、分層、氧化鐵皮等非金屬夾雜物性的缺陷在一個板卷只看到0.00～0.02個/1000m。另一方面，為進行比較，在轉爐出鋼后，對300噸的鋼水用RH真空脫氣裝置進行脫碳處理，調整成C＝0.014重量％、Si＝0.01重量％、Mn＝0.25重量％、P＝0.010重量％、S＝0.002重量％，同時調整鋼水溫度為1590℃。向該鋼水中添加Al1.2～1.6kg/t進行脫氧處理。脫氧處理后鋼水中的Al濃度為0.041重量％(Al鎮靜鋼)。然后，添加FeTi，同時進行成分調整。經此處理后的Ti濃度為0.040重量％。接著，將該鋼用2線板坯連鑄裝置進行鑄造，制造連鑄板坯。此時，中間包內鋼水的夾雜物的平均組成中，95～98重量％Al2O3、5重量％以下的Ti2O3的聚集狀夾雜物為主體。在鑄造時不向中間包和浸漬水口內吹入Ar氣的場合，在水口上顯著附著Al2O3，在第3批料中，滑動水口開度顯著增加，因水口堵塞而中止澆鑄。另外，在吹入Ar氣的場合，水口內也附著大量Al2O3，在第8批料中，鑄模內的液面變動增大，中止澆鑄。接著，上述連鑄坯以板坯加熱溫度1150℃、精軋溫度890℃、熱軋卷取溫度680℃，熱軋到1.8mm，然后酸洗、冷軋，制成板厚0.18mm的冷軋板。再在750℃下進行20秒均熱的連續退火型的短時間退火，制成冷軋退火板。從這樣得到的冷軋退火板上切取試樣，調查夾雜物組織、r值、AI值。r值、AI值的調查使用JIS5號拉伸試樣。另外，對這些鋼板進行卷邊裂紋評價試驗和生銹試驗。在該冷軋板上看到皮、分層、氧化鐵皮等非金屬夾雜物性缺陷是0.45個/1000m-板卷。將其結果示于表6。將所得的冷軋板的卷邊裂紋試驗結果以與S-5×((32/40)Ca+(32/140)REM)的關系示于表6。其中，鋼板No.30～35，除S、Ca、REM的關系以外，是按本發明的方法制造的鋼，鋼板No.36是為比較用而熔煉的Al鎮靜鋼。由表6可知，S-5×((32/40)Ca+(32/140)REM)是0.0014重量％以下的本發明例，顯示出優良的延伸卷邊特性、不足1.0的r值、30MPa以下的AI值。此外，鋼板的生銹率(0℃，在濕度95％中放置10小時后)是不成問題的值。產業上的應用可能性按照本發明，在對成形成圓筒狀的鋼板賦予圓周方向延伸變形、以制造立體的變形罐時，使罐軸方向的寬度收縮量減低，能夠提高原材料的利用率。另外，按照本發明，通過控制鋼中的夾雜物，在連鑄時不會引起浸漬水口的堵塞，可以極其穩定地進行連鑄。另外，本發明的鋼板是生銹少、由夾雜物和析出物造成的變形能劣化幾乎沒有、而且由沒有聚集狀夾雜物造成的表面缺陷，表面性狀良好、焊接部成形性優良的鋼板，作為3部件罐用鋼板極為優良。按照本發明，能夠制造具有對復雜的罐設計要求也能夠滿足的加工性、加工后外觀特性的罐用鋼板。此外，按照本發明，能夠在罐制造中提高原材料的利用率，在產業上達到格外的效果。表1表2表3>*St.-St.滑移線*罐高度縮小量合格范圍1mm以內表4表5</tables>*St-St.；滑移線*罐高度縮小量合格范圍1mm以內**不至于產生裂紋，但在一部份發生縮頸模樣。***在由板端部切取的材料中，一部分發生裂紋。表6權利要求1.罐用鋼板，其特征在于，以重量％計含C超過0.005％至0.1％、Mn0.05～1.0％的組成，和具有以鐵素體相作為主相、平均晶粒粒徑10μm以下的組織，在軋制方向或垂直軋制方向的r值為0.4～不足1.0，時效硬化指數AI值為30MPa以下。2.權利要求1所述的罐用鋼板，其特征在于，以重量％計是含C0.03～0.1％、Mn超過0.5％至1.0％的組成。3.權利要求1或2所述的罐用鋼板，其特征在于，上述組織以鐵素體作為主相，以體積比計含有粒徑0.5～3μm的珠光體晶粒為0.1～1％。4.權利要求2或3所述的罐用鋼板，其特征在于，上述組成以重量％計含C0.03～0.1％、Mn超過0.5％至1.0％、Al0.10％以下、N0.0050％以下，其余由Fe和不可避免的雜質構成。5.權利要求4所述的罐用鋼板，其特征在于，除上述組成之外，以重量％計還含有從Ti0.20％以下、B0.01％以下、V0.1％以下、Nb0.1％以下之中選擇的1種以上。6.權利要求1所述的罐用鋼板，其特征在于，除上述組成之外，以重量％計還含有Al0.001～0.01％、Ti0.015～0.10％、N0.02％以下、Ca和REM的1種或2種合計0.0005～0.01％，而且S及Ca、REM的1種或2種的含量滿足下式S-5×((32/40)Ca+(32/140)REM)≤0.0014的關系，其余由Fe和不可避免的雜質構成，粒徑1～50μm的氧化物系夾雜物含有Ti氧化物和CaO、REM氧化物的1種或2種，而且再結晶織構以軋制方向和垂直軋制方向的至少任一方向的r值計相當于1.0以下。7.權利要求6所述的罐用鋼板，其特征在于，粒徑1～50μm的氧化物系夾雜物為Ti氧化物20重量％以上90重量％以下、CaO和REM氧化物的1種或2種的合計10重量％以上40重量％以下、Al2O340重量％以下(Ti氧化物、CaO和REM氧化物的1種或2種、Al2O3的合計為100％以下)。8.權利要求1至7中任一項所述的罐用鋼板，其特征在于，全伸長EL(％)相對于板厚t(mm)為EL≥110t。9.權利要求1至8中任一項所述的罐用鋼板，其特征在于，制品板卷中的板中凸為5μm以下。10.罐用鋼板的制造方法，其特征在于，將以重量％計含有C0.03～0.1％、Mn超過0.5％至1.0％的鋼板坯以精軋溫度800～1000℃進行熱軋，在500～750℃下卷取，冷軋后于再結晶溫度以上800℃以下進行連續退火，然后在超過500℃至600℃施加1小時以上的裝箱退火。11.權利要求10所述的罐用鋼板的制造方法，其特征在于，將上述連續退火的退火溫度規定為720℃以上。12.權利要求10或11所述的罐用鋼板的制造方法，其特征在于，在上述熱軋時將熱軋板的中凸規定為40μm以下，在上述冷軋時將冷軋板的中凸規定為5μm以下。全文摘要本發明提供表面性狀良好、具有能適應于復雜罐成形的加工性·加工后外觀特性·高合格率的罐用鋼板及其制造方法。本發明的具體構成為:將以重量%計含C:0.005以上～0.1%、Mn:0.05%～1.0%的組成的板坯,以精軋溫度800～1000℃進行熱軋,在500～750℃下卷取,冷軋后,于再結晶溫度以上800℃以下連續退火,然后在500℃以上～600℃施加1小時以上的裝箱退火。優選以鐵素體作為主相、以體積比計含有粒徑0.5～3μm的珠光體晶粒為0.1～1%的平均晶粒粒徑作為10μm以下的組織。另外,為得到良好的表面性狀,優選含Ti:0.015%～0.10%、Al:0.001～0.01%、Ca和REM的1種或2種合計0.0005～0.01%,將S－5×((32/40Ca+(32/140)REM)規定為0.0014%以下較佳。文檔編號C22C38/14GK1263568SQ99800472公開日2000年8月16日申請日期1999年4月7日優先權日1998年4月8日發明者登坂章男,荒谷昌利,古君修,久久湊英雄,荒谷誠,三木祐司申請人:川崎制鐵株式會社