CN101400817B - 冷轧钢板及其制造方法、电池及其制造方法 - Google Patents

冷轧钢板及其制造方法、电池及其制造方法 Download PDF

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Abstract

提供凸耳性优良的冷轧钢板及其制造方法，该冷轧钢板，通过使其组成成为以质量％计含有C：0.0040％以下、Si：0.02％以下、Mn：0.14～0.25％、P：0.020％以下、S：0.015％以下、N：0.0040％以下、Al：0.020～0.070％、Nb：0.005％～0.030％、Ti：0.005～0.030％、(减去形成BN的量的)固溶B相当量：0.0003～0.0010％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，即使冷轧的轧制率在85％以下，也能够可靠地使铁素体组织的平均结晶粒径在12.0μm以下，能得到-0.20≤Δr≤0.20。

Description

冷轧钢板及其制造方法、电池及其制造方法
技术领域
本发明涉及特别适合用作干电池罐的冷轧钢板及其制造方法。
背景技术
作为将冷轧钢板加工成干电池罐的方法，采用适当组合深冲压加工(deep drawing)和减薄拉深加工(ironing)的方法。例如，可列举在加工成拉深杯后，实施减薄拉深加工的DI加工；加工成拉深杯后，进行拉伸和弯曲—弯回加工，进而根据需要实施减薄拉深加工的张拉加工；实施若干阶段的拉深加工后，实施减薄拉深加工的多阶段拉深加工等方法。
在干电池罐的加工中，需要防止加工后的罐圆周方向的罐高不一致，即要抑制突缘(又称作凸耳)的产生。一般公知的是，突缘的高度与干电池罐用钢板的r值(Lankford值)的面内各向异性Δr有密切的相互关系，Δr接近0时，突缘的高度变低。因此，为了抑制凸耳，优选的是使干电池罐用钢板的Δr成为接近0的值。
为了减小冷轧钢板的Δr，通常可采用提高冷轧时的轧制率的方法。但是，由于在高轧制率下Δr对轧制率的依赖性变大，Δr容易产生偏差，导致高轧制率引起的轧制负荷的增大，因而优选的是至少以90％以下、进而优选为85％以下的轧制率制造。
在干电池罐用钢板中，为了防止深冲压加工时产生被称作拉伸应变的皱纹而引起的罐形状的劣化，要求耐应变时效性优良。并且，在干电池罐用钢板中，为了抑制加工时的桔皮现象，还要求结晶粒径微细。
作为这样的干电池罐用钢板，以往研究了适合深冲压加工的添加Nb和/或Ti的IF钢(Interstitial free steel)。例如在日本特开平10-81919号公报中公开有下述凸耳性及耐桔皮现象性优良的2片罐用钢板的制造方法：其特征在于，对以质量％计含C：0.0005～0.0150％、Si：0.10％以下、Mn：0.1～0.6％、P：0.02％以下、S：0.02％以下、Al：0.015～0.15％、N：0.02％以下、以及选自Nb：0.020％以下、Ti：0.020％以下、B：0.0001～0.0030％中至少一种元素，余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢坯，实施热轧、冷轧及退火，制成ASTM晶粒度编号在10以上，并且晶粒轴比在1.2以下的再结晶粒，接着，进行轧制率为0.5～40％的二次冷轧。
并且，在日本特开平9-310150号公报中公开有下述可加工性、凸耳性及耐桔皮现象性优良的罐用钢板：其特征在于，以质量％计含C：0.0005～0.0150％、Si：0.10％以下、Mn：0.1～0.6％、P：0.02％以下、S：0.02％以下、Al：0.015～0.15％、N：0.02％以下、以及选自Nb：0.020％以下、Ti：0.020％以下中至少一种元素，余量由Fe和不可避免的杂质构成，从钢板表面至板厚1/10为止的表层区域中的晶粒由ASTM晶粒度编号在10以上，并且晶粒轴比在1.5以下的微细的等轴晶粒组织形成，除了该表层的钢板内层由ASTM晶粒度编号在9以下，并且晶粒轴比在1.5以下的粗大的等轴晶粒组织形成。
另外，在日本特开昭63-310924号公报中作为制造面内各向异性较小的极薄钢板的方法公开有下述方法：对其组成为以质量％计含C：0.004％以下、Si：0.1％以下、Mn：0.5％以下、P：0.025％以下、S：0.025％以下、N：0.006％以下、Al：0.001～0.100％、Ti：0.01～0.10％，且Ti≥{(48/12)C+(48/14)N}、Nb：0.003～0.03％以及B：0.0001～0.0010％，余量除了不可避免的杂质以外实质上为Fe的钢板，在热终轧温度850～900℃、卷曲温度300～600℃的条件下进行热轧后，进行冷轧、连续退火，接着实施表皮光轧以使其成为0.15～0.60mm厚度时，使冷轧轧制率在85～95％，并且连续退火温度在650～750℃。
但是，在日本特开平10-81919号公报、日本特开平9-310150号公报以及日本特开昭63-310924号公报中记载的钢板中，冷轧的轧制率进而优选在85％以下时，铁素体组织的平均结晶粒径必定不能稳定地变细(具体而言在12.0μm以下)，并且必定不能得到充分地接近0的Δr(具体而言为-0.20≤Δr≤0.20)。
发明内容
本发明的目的在于提供即使冷轧的轧制率在85％以下，也能够可靠地使铁素体组织的平均结晶粒径在12.0μm以下且可得到-0.20≤Δr≤0.20的凸耳性优良的冷轧钢板及其制造方法。
本发明人们对使用添加了Nb和/或Ti的IF钢，即使冷轧的轧制率在85％以下，也能够可靠地得到-0.20≤Δr≤0.20的冷轧钢板进行研究的结果，发现有效的是，添加B，在冷轧前使固溶B适当存在。其中，轧制率即使超过85％，只要在90％以下时，Δr就在±0.20以内。
本发明是鉴于上述见解作出的，提供一种冷轧钢板，铁素体组织的平均结晶粒径在12.0μm以下，-0.20≤Δr≤0.20，凸耳性优良，其中，以质量％计含有C：0.0040％以下、Si：0.02％以下、Mn：0.14～0.25％、P：0.020％以下、S：0.015％以下、N：0.0040％以下、Al：0.020～0.070％、Nb：0.020～0.030％、Ti：0.005～0.030％以及满足下述式(1)或式(2)的B，余量由Fe和不可避免的杂质构成：
在N-(14/48)Ti>0的情况下，
0.0003≤B-(11/14){N-(14/48)Ti}≤0.0010…(1)
在N-(14/48)Ti≤0的情况下，
0.0003≤B≤0.0010…(2)
其中，式(1)、式(2)中的元素符号表示各元素的含量(质量％)。
上述冷轧钢板例如可通过下述制造铁素体组织的平均结晶粒径在12.0μm以下，-0.20≤Δr≤0.20的凸耳性优良的冷轧钢板的方法进行制造：对具有上述成分组成的钢坯，以Ar3相变点以上的终轧温度进行热轧，以轧制率70～90％实施冷轧，接着在连续退火生产线中以750～800℃的退火温度进行退火。
本发明还提供一种冷轧钢板，铁素体组织的平均结晶粒径在12.0μm以下，-0.20≤Δr≤0.20，凸耳性优良，其中，以质量％计含有C：0.0040％以下、Si：0.02％以下、Mn：0.14～0.25％、P：0.020％以下、S：0.015％以下、N：0.0040％以下、Al：0.020～0.070％、Nb：0.005％以上且不足0.020％、满足下述式(3)或式(4)的Ti以及满足上述式(1)或式(2)的B，余量由Fe和不可避免的杂质构成：
在C/12-Nb/93≤0的情况下，
0.005≤Ti≤0.020…(3)，
在C/12-Nb/93>0的情况下，
48×{(C/12+N/14)-Nb/93}≤Ti≤0.020…(4)
其中，式(3)、式(4)中的元素符号表示各元素的含量(质量％)。
上述冷轧钢板例如可通过下述制造铁素体组织的平均结晶粒径在12.0μm以下，-0.20≤Δr≤0.20的凸耳性优良的冷轧钢板的方法进行制造：对具有上述成分组成的钢坯，以Ar3相变点以上的终轧温度进行热轧，以轧制率70～90％实施冷轧，接着在连续退火生产线中以700～800℃的退火温度进行退火。
本发明还是一种电池，其具有将上述冷轧钢板成形而形成的电池罐。或者是一种电池的制造方法，其包括在上述冷轧钢板上实施深冲压加工而形成电池罐的工序。
附图说明
图1是将冷轧时的轧制率(横轴)对电磁钢板的Δr的值(纵轴)产生的影响按钢板组成别表示的图。
具体实施方式
下面，对作为本发明的凸耳性优良的冷轧钢板及其制造方法的详情进行说明。
(1)成分组成(下面的“％”表示“质量％”)
C：C量越少越软质，拉伸性好，对冲压加工性有利。并且，固溶C作为碳化物析出时，不会引起应变时效硬化，改善深冲压性。C量超过0.0040％时，难以通过Nb和Ti作为碳化物全部析出，出现固溶C引起的硬质化、拉伸的劣化。因此，使C量在0.0040％以下，优选在0.0030％以下。
另外，工业上能降低的C的下限值为约0.0001％。
Si：Si量超过0.02％时，导致硬质化、镀敷性的劣化。因此，使Si量在0.02％以下。另外，工业上能降低的Si的下限值为约0.001％。
Mn：由于Mn是对防止S引起的热轧中的红热脆性有效的元素，因而Mn须在0.14％以上。进而优选的是使Mn量在0.15％以上。另一方面，Mn量超过0.25％时，在连铸中析出MnS而引起热脆性，导致钢坯裂纹(又称作板坯裂纹)，固溶Mn在钢中增大，导致硬质化、拉伸性的劣化。并且，Mn含量多时，退火时的再结晶温度变高，特别是在轧制率在85％以下的再结晶的驱动力较小的情况下容易成问题。因此，使Mn量的上限为0.25％。
P：P量超过0.020％时，由于降低可加工性，因而使P量的上限为0.020％。另外，工业上能降低的P的下限值为约0.001％。
S：S量超过0.015％时，由于在热轧中引起红热脆性，在连铸中析出MnS而引起热脆性，导致板坯裂纹，因而使S量的上限为0.015％，但越少越好。另外，工业上能降低的S的下限值为约0.0001％。
N：N量超过0.0040％时，由于因固溶N导致可加工性的劣化，因而使N量的上限为0.0040％。优选在0.0030％以下。另外，工业上能降低的N的下限值为约0.0001％。
Al：由于Al是在钢的脱氧中必需的元素，因而Al量须在0.020％以上。另一方面，Al量超过0.070％时，由于增加夹杂物而容易发生表面缺陷，因而使Al量的上限为0.070％。
Nb：由于Nb是在本发明中重要的元素，与Ti一起使钢中的固溶C作为碳化物析出而抑制固溶C引起的深冲压性的劣化，并且即使添加微量也对热轧钢板的结晶粒径的微细化、抑制退火时的晶粒成长有效。从这种观点出发，使Nb量在0.005％以上。特别是，从结晶粒径的微细化、抑制退火时的晶粒成长的效果的观点出发，优选的是使Nb量在0.020％以上。但是，由于过度添加Nb时再结晶温度上升，因而使Nb量的上限为0.030％。
Ti：Ti与Nb同样，使钢中的固溶C作为碳化物析出而抑制固溶C引起的深冲压性的劣化。并且，由于Ti在高温下作为TiN而析出，因而抑制BN的生成，容易确保固溶B。另一方面，过度添加Ti时，再结晶温度上升，或者在热轧时或退火时使晶粒粗大化而使凸耳性劣化，或者引起加工时的桔皮现象。
在本发明的钢板中，本发明人们发现这种Ti的效果还受到Nb含量的影响，因Nb量，Ti的优选含量有差异。
(I)Nb量在0.020％以上且0.030％以下的情况(称作高Nb系)：
在这种情况下，由于Nb引起的热轧钢板的结晶粒径的微细化、抑制退火时的晶粒成长的效果较大，即使将Ti较多量地添加，也不会出现上述Ti的不良影响，因而使Ti量的上限为0.030％。Ti超过0.030％而大量含有时，如上所述，再结晶温度上升，或者在热轧时或退火时使晶粒粗大化而使凸耳性劣化，或者引起加工时的桔皮现象。并且，在这种情况下，为了得到上述Ti的效果，Ti量的下限值须为0.005％。
(II)Nb量在0.005％以上且不足0.020％的情况(称作低Nb系)：
在这样Nb量较少的情况下，Nb引起的热轧钢板的结晶粒径的微细化、抑制退火时的晶粒成长的效果小于将Nb添加0.020％以上的(I)的情况。因此，即使是比(I)的情况少的Ti量，具体而言Ti含量超过0.020％时，容易出现如上所述的在热轧时或退火时使晶粒粗大化而使凸耳性劣化，或者引起加工时的桔皮现象的、Ti的过剩添加引起的不良影响。因此，在使Nb量在0.005％以上且不足0.020％的情况下，Ti量的上限值须为0.020％。
并且，在这样Nb量在0.005％以上且不足0.020％的较少的情况下，用于得到上述效果的Ti含量的下限值与Nb量对应而如下所述地不同。
(a)在C/12-Nb/93≤0的情况下，即在将Nb含C量的当量以上的情况(称作低Nb(NbC)系)下，使用于得到上述的Ti的效果的Ti量的下限值为0.005％。
(b)在C/12-Nb/93>0的情况下，即在Nb量不满足与C量的当量的情况下，需要将没有因Nb固溶(析出)的固溶C，通过Ti可靠地固定(称作低Nb(NbC+C)系)。另外，如上所述，认为Ti在高温下首先作为TiN析出，接着使固溶C作为碳化物(TiC)析出。因此，Ti量(当量)需要在从C、N量减去由Nb析出的量的剩余的C、N量(当量)以上。即，C/12-Nb/93>0时的Ti量的下限值须为48×{(C/12+N/14)-Nb/93}。另外，虽然没有多少，但48×{(C/12+N/14)-Nb/93}成为小于0.005％的值的情况下，优选的是将Ti添加0.005％以上。
将以上整理时，在低Nb(NbC)系的情况下，需要满足下述式(3)
0.005≤Ti≤0.020…(3)
并且在低Nb(NbC+C)系的情况下，需要满足下述式(4)
48×{(C/12+N/14)-Nb/93}≤Ti≤0.020…(4)
(各式中的元素符号表示各元素的含量(质量％))。
另外，在Nb：0.005％以上且不足0.020％(低Nb系)的情况下，使Ti量满足上述式(3)或式(4)时，能够进而降低退火时的再结晶温度，即使用700～800℃的退火温度也能够达成本发明的目的。特别是，由于即使用700～750℃的退火温度也能够达成目的，因而在能源成本、生产率方面有利。
B：通过在冷轧前使固溶B量在0.0003％以上，即使冷轧的轧制率在85％以下，也能可靠地得到-0.20≤Δr≤0.20。但是，该固溶B量超过0.0010％时，由于再结晶温度上升，因而使固溶B量的上限为0.0010％以下。在这里，固溶B量如下所述地求出。即，固溶B析出钢中的固溶N和氮化物，但固溶N与B相比容易形成Ti和析出物。因此，
(B)在钢中存在仅能析出固定固溶N的Ti，即在钢中存在与N的当量以上的Ti的情况(N≤(14/48)Ti的情况：称作(TiN)系)下，固溶B量与钢中的B量相等。另一方面，
(A)在Ti不满足与N的当量的情况(N>(14/48)Ti的情况：称作(TiN+N)系)下，在钢中没有由Ti析出固定的N与B形成析出物，相应地，与钢中的B量相比固溶B量减少。因此，减去该减少量的剩余量须为0.0003～0.0010％。
将以上整理时，为了使钢中的固溶B量为0.0003～0.0010％，在上述(TiN+N)系的情况下，需要满足下述式(1)
0.0003≤B-(11/14){N-(14/48)Ti}≤0.0010…(1)，
并且在(TiN)系的情况下，需要满足下述式(2)
0.0003≤B≤0.0010…(2)
(各式中的元素符号表示各元素的含量(质量％))。
即，本发明与C及N的固定状态对应地，分为下述五种而进行成分设计，与N的固定状态对应地，通过式(1)或式(2)决定用于确保固溶B的B的量：
·高Nb-(TiN+N)系(适用式(1))；
·高Nb-(TiN)系(适用式(2))；
·低Nb(NbC)-(TiN+N)系(适用式(1)及式(3))；
·低Nb(NbC)-(TiN)系(适用式(2)及式(3))；以及
·低Nb(NbC+C)-(TiN)系(适用式(2)及式(4))。
其中，在低Nb(NbC+C)系的情况下，由于需要在固定N的基础上固定C的剩余的Ti，因而不会产生与(TiN+N)系的组合。
余量为Fe和不可避免的杂质。在制造过程中，有可能Sn、Pb、Cu、Mo、V、Zr、Ca、Sb、Te、As、Mg、Na、Ni、Cr、稀土类元素(REM)等各种元素作为杂质而合计混入约0.5％以下，但这些杂质对本发明的效果不会产生特别的影响。
(2)钢板的特征
·铁素体组织的平均结晶粒径在12.0μm以下：
本发明的钢板中，多角铁素体组织作为主体(以剖面面积率计在80％以上)，并且，该铁素体组织的平均结晶粒径在12.0μm以下。即，在干电池罐用钢板中，为了抑制加工时的桔皮现象，要求结晶粒径微细。具体而言，由于铁素体组织的平均结晶粒径超过12.0μm时产生桔皮现象，因而限定在12.0μm以下。
其中，平均结晶粒径使用依据JIS G0552(1998)记载的切断法测定的值，观察面为所谓的L剖面(贯通板厚方向，沿着轧制方向的剖面)。
·-0.20≤Δr≤0.20
如已经说明，为了抑制凸耳，需要使钢板的Δr的绝对值接近0。由于-0.20≤Δr≤0.20时产生的突缘较小，可以说凸耳性优良，因而Δr限定在该范围内。
其中，Δr通过下述式求出：
Δr＝(r0+r90-2×r45)/2。
在这里，r0表示轧制方向的r值，r45表示从轧制方向45°方向的r值，r90表示从轧制方向90°方向的r值。
此外，本发明的钢板优选的是，应变时效指数AI在4.9MPa以下。AI≤4.9MPa时对防止拉伸应变有效。
上述铁素体组织及其粒径、Δr及AI的值，可通过上述的成分范围和后述的制造条件的组合来达成。
另外，本发明具有下述以往没有的优点：在冷轧轧制率为70～90％、特别是70～85％的以往Δr的变动激烈的区域，能够稳定地达成-0.20≤Δr≤0.20。
(3)制造条件
本发明的冷轧钢板例如可通过下述方法进行制造：对具有上述成分组成的钢坯(slab)，以Ar3相变点以上的终轧温度进行热轧，根据需要进行酸洗后，以轧制率70～90％实施冷轧，接着在连续退火生产线中以750～800℃或700～800℃的退火温度进行退火，根据需要实施表面光轧。
作为热轧原材的钢坯优选通过连铸法制造，连铸后，可以直接或稍微加热后进行热轧，也可以暂时冷却后再加热而进行热轧。进行再加热的情况下的加热温度优选为1050～1300℃的范围。这是因为，再加热时的加热温度不足1050℃时，虽然也由设备引起，但一般难以使下一个热轧的终轧温度成为Ar3相变点以上，在超过1300℃时，在钢坯表面产生的氧化物量变多，容易产生表面缺陷。
热轧的终轧温度，由于使轧制后的结晶粒径变得均匀，或使热轧后的面内各向异性变小，因而需要在Ar3相变点以上。在这里，Ar3相变点通过以往公知的方法求出即可，例如利用Formaster(フオ—マスタ)试验装置加热试验片后，通过观察冷却过程中的热膨胀率的变化来求出。
热轧后的钢板，除去表面上形成的氧化皮后，以70～90％的轧制率进行冷轧。氧化皮的除去一般通过酸洗来进行。酸洗通过常用方法进行即可。
冷轧的轧制率，由于不足70％时使结晶粒径粗大化，加工时引起桔皮现象，因而需要在70％以上。如上所述，从制造上的观点出发，轧制率的上限优选为85％以下，并且本发明的特长就在于在该范围内能够得到良好的Δr、结晶粒径。但是，在本发明钢中由于轧制率为90％为止能够确保-0.20≤Δr≤0.20，因而使轧制率的上限为90％。
冷轧后的钢板，在连续退火生产线中，在Nb量为0.020～0.030％的情况(高Nb系)下以750～800℃的退火温度退火，并且在Nb量为0.005％以上且不足0.020％的情况(低Nb系)下以700～800℃的退火温度退火。使退火温度的下限在750℃或700℃的原因在于，比其低的温度有时不能使其完全再结晶。并且，使上限为800℃的原因在于，比其高的温度使结晶粒径粗大化，加工时容易产生桔皮现象。另外，以连续退火进行退火的原因在于，能够进行高生产率的制造。
退火后，以整理钢板形状、表面粗糙度为目的优选进行表面光轧。
表面光轧的伸长率(延伸率)，只要在达成上述目的的范围内就任意，优选作为通常进行的范围的0.3～2.0％的范围。另外，由于延伸率过大时钢板硬质化而出现延伸的劣化，在成形中产生不良情况的可能性变高，因而优选的是，避免超过5％的延伸率。
(钢板的应用)
如上所述地制造本发明的钢板，也可以根据需要，实施Ni镀敷、Sn镀敷、Cr镀敷或这些金属的合金镀敷。或者，也可以在镀敷后实施扩散退火而进行扩散合金镀敷。并且，也可以根据用途赋予树脂覆膜等、其他表面覆膜。本发明的钢板一般供于成形加工中，也可以在实施上述的各种表面处理、树脂覆膜等后，实施成形加工。或者，也可以在成形加工后，实施各种表面处理、树脂覆膜等。
本发明的钢板特别适用于成为电池部件的电池罐，能够使钢板成品率良好地制造电池罐。可应用本发明的钢板的电池(化学电池)的种类不作特别限制，例如可适用于干电池、二次电池(锂离子电池、镍氢电池、镍镉电池等)等。特别是，本发明的钢板特别适合应用于以直径约10～30mm的圆筒形成形(或者将其进而以方筒形成形)的情况。
制造电池罐时，可应用如上所述的、DI成形等各种加工方法。制造电池时，在电池罐上装入、安装正极材料、负极材料、隔离物、端子等其他必要的原材、部件。
实施例
(实施例1)
熔炼出表1所示成分组成的钢No.1～18，通过连铸法制成钢坯(板坯)。关于各组成将上述的式(1)至式(4)的值和分类表示在表2中。将所述钢坯加热至1250℃后，以作为所述钢的Ar3相变点(最大)的880℃以上的900℃结束热轧，进行酸洗后，以表3所示的轧制率进行冷轧，在连续退火生产线中以表3所示的退火温度进行退火，以0.5％的伸长率实施表面光轧而制成钢板No.1～33的试样。关于所得到的试样，以下述方法调查Δr、结晶粒径、AI。其中，关于在880℃以下或设定温度下没有再结晶的试样，没有进行钢板特性的评价。
Δr：从所得到的钢板试样，在相对于轧制方向为0°、45°、90°方向选取JIS13号B拉伸试验片，依据JIS Z2254测定作为0°、45°、90°方向的r值的r0、r45、r90，通过Δr＝(r0+r90-2r45)/-2求出。
结晶粒径：依据JIS G0552(1998)记载的切断法测定所得到的钢板试样的铁素体组织的平均结晶粒径。如上所述，为了加工成干电池罐时防止产生桔皮现象，结晶粒径需要在12.0μm以下。
AI：从所得到的钢板的试样，在相对于轧制方向为0°方向选取JIS13号B拉伸试验片，加入8.0％的拉伸应变而导入可动位错后，实施100℃×1小时的恒温处理，通过下述式计算出AI，AI在4.9MPa以下时，可以说耐应变时效性优良。
AI＝(恒温处理后的屈服载荷-恒温处理前的屈服载荷)/(导入应变前的试验片平行部的截面积)
结果表示在表3中。并且，冷轧时的轧制率与Δr的关系如图1所示。可知在作为本发明的钢板No.7～16、18、19、22～25、27、30、33中，Δr在±0.20以内时凸耳性优良，结晶粒径在12.0μm以下时在加工时不会产生桔皮现象。并且，可知在本发明例中的、Nb：0.005％以上且不足0.020％的钢板No.13～16、22～24、30中，即使在700℃～不足750℃的退火温度下也能得到优良的特性。并且，从钢板No.21～31的结果可知，Ti、B等的适当量不是固定的范围，需要理解与其他元素的含量之间的关系而进行控制。另外，在任一发明例中，AI都在4.9MPa以下，耐应变时效性优良。
另外，在例如Δr即使在±0.20以内，结晶粒径也超过12.0μm的No.3、6、17、14中，拉深比为2.0的条件下进行深冲压加工时，观察到桔皮现象。相对于此，在发明钢中，在任意的相同条件下的深冲压加工中没有观察到桔皮现象。
并且，No.31中AI成为15.5MPa，因加工(与上述相同条件的深冲压)而产生拉伸应变，在发明钢中AI在4.9MPa以下，没有产生拉伸应变。
在图1表示钢板No.1～4中的、冷轧时的轧制率(横轴)和Δr(纵轴)之间的关系的例子。可知在本发明的成分组成的冷轧钢板中，冷轧时的轧制率在90％以下，且能将Δr控制在±0.20的范围内。并且，可知在比较例(No.1、2)中将轧制率从85％减少至70％时，Δr显著增大，在本发明钢(No.3、4)中，在该区域可抑制Δr的变动。轧制率超过85％而增加至90％时的变动在本发明钢中稍微大，但如上所述地Δr维持在±0.20的范围内。
Figure G2007800091808D00151
Figure G2007800091808D00161
表3
 
钢板No. 钢No. 冷轧时的轧制率(％) 退火温度(℃) Δr 结晶粒径(μm) 备注 区分
1 1 70 780 0.71 17.0 比较例
2 1 80 780 0.65 16.5 比较例
3 1 90 780 0.03 15.0 比较例
4 2 70 810 0.69 14.8 比较例
5 2 80 810 0.35 14.0 比较例
6 2 90 810 -0.08 13.0 比较例
7 3 70 780 0.08 11.0 发明例
 
钢板No. 钢No. 冷轧时的轧制率(％) 退火温度(℃) Δr 结晶粒径(μm) 备注 区分
8 3 80 780 0.20 10.9 发明例
9 3 90 780 -0.20 10.0 发明例
10 4 70 800 0.17 11.6 发明例
11 4 80 800 0.16 9.0 发明例
12 4 90 800 -0.12 9.0 发明例
13 5 85 730 0.18 11.0 发明例
14 6 80 750 0.15 11.5 发明例
15 7 85 720 0.12 11.0 发明例
16 8 80 720 0.15 10.5 发明例
17 6 65 750 0.18 12.2 比较例
18 6 70 750 0.15 11.5 发明例
19 6 90 750 -0.15 11.0 发明例
20 6 92 750 -0.22 10.5 比较例
21 9 80 750 0.25 11.5 比较例
22 10 85 750 0.15 11.0 发明例
23 11 70 740 0.18 11.0 发明例
24 11 85 740 0.18 10.0 发明例
25 11 90 740 -0.15 9.8 发明例
26 12 80 800 — — 在800℃以下不进行再结晶 比较例
27 13 80 750 0.10 9.8 发明例
28 13 80 730 — — 不进行再结晶 比较例
29 14 80 750 0.15 12.3 比较例
30 15 80 740 0.10 11.0 发明例
31 16 80 750 0.15 11.2 加工时产生拉伸应变 比较例
32 17 80 800 — — 在800℃以下不进行再结晶 比较例
33 18 80 740 0.15 11.5 发明例
工业实用性
通过本发明能够制造即使冷轧的轧制率在85％以下，也能够可靠地使铁素体组织的平均结晶粒径在12.0μm以下且可得到-0.20≤Δr≤0.20的凸耳性优良的冷轧钢板。本发明的冷轧钢板，并且AI在4.9MPa以下，耐应变时效性优良。

Claims (6)

1.一种冷轧钢板，以质量％计含有
C：0.0040％以下、Si：0.02％以下、
Mn：0.14～0.25％、P：0.020％以下、
S：0.015％以下、N：0.0040％以下、
Al：0.020～0.070％、
Nb：0.020～0.030％、
Ti：0.005～0.030％、以及
满足下述式(1)或式(2)的B，
余量由Fe和不可避免的杂质构成，
铁素体组织的平均结晶粒径在12.0μm以下，
r值的面内各向异性Δr为-0.20≤Δr≤0.20；
(A)在N-(14/48)Ti>0的情况下，
0003≤B-(11/14){N-(14/48)Ti}≤0.0010…(1)
(B)在N-(14/48)Ti≤0的情况下，
0003≤B≤0.0010…(2)
其中，式(1)、式(2)中的元素符号表示各元素的质量％含量。
2.一种冷轧钢板，以质量％计含有
C：0.0040％以下、Si：0.02％以下、
Mn：0.14～0.25％、P：0.020％以下、
S：0.015％以下、N：0.0040％以下、
Al：0.020～0.070％、
Nb：0.005％以上且不足0.020％、
满足下述式(3)或式(4)的Ti、以及
满足所述式(1)或式(2)的B，
余量由Fe和不可避免的杂质构成，
铁素体组织的平均结晶粒径在12.0μm以下，
r值的面内各向异性Δr为-0.20≤Δr≤0.20；
(A)在N-(14/48)Ti>0的情况下，
0003≤B-(11/14){N-(14/48)Ti}≤0.0010…(1)
(B)在N-(14/48)Ti≤0的情况下，
0003≤B≤0.0010…(2)
(a)在C/12-Nb/93≤0的情况下，
005≤Ti≤0.020…(3)
(b)在C/12-Nb/93>0的情况下，
48×{(C/12+N/14)-Nb/93}≤Ti≤0.020…(4)
其中，式(1)至式(4)中的元素符号表示各元素的质量％含量。
3.一种冷轧钢板的制造方法，所述冷轧钢板的铁素体组织的平均结晶粒径在12.0μm以下，-0.20≤Δr≤0.20，其中，
对具有权利要求1所述的成分组成的钢坯，
以Ar3相变点以上的终轧温度进行热轧，
以轧制率70～90％实施冷轧，
接着在连续退火生产线中以750～800℃的退火温度进行退火。
4.一种冷轧钢板的制造方法，所述冷轧钢板的铁素体组织的平均结晶粒径在12.0μm以下，-0.20≤Δr≤0.20，其中，
对具有权利要求2所述的成分组成的钢坯，
以Ar3相变点以上的终轧温度进行热轧，
以轧制率70～90％实施冷轧，
接着在连续退火生产线中以700～800℃的退火温度进行退火。
5.一种电池，其具有将权利要求1或2所述的冷轧钢板成形而形成的电池罐。
6.一种电池的制造方法，其包括在权利要求1或2所述的钢板上实施深冲压加工而形成电池罐的工序。
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