TW201623653A

TW201623653A - 沖壓罐用鋼板及其製造方法

Info

Publication number: TW201623653A
Application number: TW104134061A
Authority: TW
Inventors: 山田輝昭; 濃野通博
Original assignee: 新日鐵住金股份有限公司
Priority date: 2014-10-17
Filing date: 2015-10-16
Publication date: 2016-07-01
Also published as: CN106795609A; JPWO2016060248A1; CN106795609B; TWI560280B; WO2016060248A1; JP5930144B1

Abstract

一種沖壓罐用鋼板，其化學成分含有C、Sol.Al、B，且微組織含有平均粒徑為2.7~4.0μm肥粒鐵及粒狀雪明碳鐵。將該鋼板在100℃下實施1小時的時效處理後進行拉伸試驗時，降伏強度為360~430MPa，總延伸率為25~32%，降伏點延伸率為0%，降伏比為80~87%。

Description

沖壓罐用鋼板及其製造方法

發明領域

本發明係有關於一種沖壓罐用鋼板及其製造方法，更詳言之，係有關於一種沖壓罐用高強度冷軋鋼板及其製造方法。

本申請案，係基於2014年10月17日在日本提出申請之特願2014-213239號而主張優先權，並將其內容引用於此。

發明背景

單1~單5電池(國際規格尺寸20~1的電池)、鈕扣式電池、大型混合電池等的電池罐、各種容器，係將冷軋鋼板和依需要而施行鍍敷處理後的鍍敷鋼板(以後，稱為冷軋鋼板)進行沖壓加工(壓製成形)而製造。

在該沖壓加工，係被要尺寸精確度高、能夠抑制沖壓模具的磨耗且生產性高。因而，作為被提供沖壓加工之冷軋鋼板，以往係利用稱為沖壓加工性及深引伸性的壓製成形性較優異之軟質冷軋鋼板。

另一方面，近年來提供沖壓加工之冷軋鋼板，為了實現沖壓罐的薄壁化，亦被要求進一步提升強度。例如，隨著近年來電子機器的發展而被要求進一步增大電池容量。但是電池外形的尺寸，在規格上已經固定。因此，為了增加電池的活性物質之填充量，必須增加電池內部的容積(沖壓罐的內容積)。而且，為了增加沖壓罐的內容積，必須將沖壓罐用的冷軋鋼板薄壁化(gauge down)。但是，冷軋鋼板被薄壁化後時，沖壓罐有強度不足之情形。特別是沖壓罐的罐底，因為在沖壓加工時的加工應變量較少，所以無法期待加工硬化。因而，為了提高沖壓罐的強度、特別是罐底的耐內外壓強度，必須提高冷軋鋼板的強度。

沖壓罐用冷軋鋼板係如上述，在具有優異的壓製成形性之同時，亦被要求高強度。但是提高壓製成形性與提高強度，可說是互相相反的技術課題。即便能夠提高冷軋鋼板的強度而將冷軋鋼板薄壁化，能夠預料該冷軋鋼板係總延伸率EL降低，亦即壓製成形性降低。例如即便提高了冷軋鋼板強度，在進行多段加工作為沖壓加工時，因為在沖壓罐的罐胴上部，其加工應變量變為很大，所以該冷軋鋼板係有無法良好地進行壓製加工之可能性。如此，關於沖壓罐用冷軋鋼板，兼具高強度與優異的壓製成形性係不容易的。

除了上述以外，在沖壓罐用冷軋鋼板，必須抑制在沖壓加工時產生伸張應變(條紋狀的表面缺陷)。產生伸張應變時，係在罐周面及罐底形成板厚較厚的部分(不產生伸張應變的部分)及較薄的部分(產生伸張應變的部分)。亦即在罐周面及罐底形成凹凸。電池罐(沖壓罐)有此種凹凸形狀時，因為電池罐與電池活性物質之接觸電阻變大，乃是不佳。又，沖壓罐具有此種凹凸形狀時，有沖壓罐的拉力剛性低落且沖壓罐的耐內外壓強度亦低落之可能性。因此在沖壓罐用冷軋鋼板，係除了高強度且具有優異的壓製成形性以外，亦被要求在沖壓加工後不產生伸張應變。又，在以後的說明，將在沖壓加工後不產生伸張應變稱為「具有優異的非St-St性」。

又，伸張應變，係起因於鋼板變形時的降伏點延伸率(在剛降伏後，以比降伏點更小的變形抵抗進行之穩態變形(steady deformation))而產生。該伸張應變係能夠藉由進行以輕軋縮率輥軋鋼板之調質輥軋(平整輥軋)來抑制。但是即便對鋼板施行調質輥軋，在產生應變時效硬化之鋼板，係在時間經過之同時，伸張應變的抑制效果減低。

習知，為了抑制伸張應變，作為沖壓罐用冷軋鋼板，以往係使用添加鈮(Nb)的極低碳鋼、添加硼(B)的低碳鋼。例如，以添加Nb的極低碳鋼(Nb-SULC)等作為代表之無間隙原子鋼(Interstitial Free Steel；IF Steel)，因為不容易產生時效硬化，所以能夠防止產生伸張應變。但是，在添加Nb的極低碳鋼，因為其鋼成分係被限制，所以提高鋼的強度係困難的。另一方面，在添加B的低碳鋼，因為B在鋼中係與氮(N)鍵結，所以能夠抑制起因於N之時效硬化。但是在該添加B的低碳鋼，亦必須抑制起因於鋼中的固溶碳(C)之時效硬化。因此在添加B的低碳鋼，係將鋼板連續退火之後，實施藉由箱式退火之過時效處理，藉由減低鋼中的固溶C而防止產生伸張應變。例如，在藉由上述的箱式退火之過時效處理，在400℃左右的低溫將鋼板均熱之後，必須將鋼板緩慢地冷卻。又，在以後的說明，係將藉由連續退火生產線之退火稱為「CAL(連續退火生產線；Continuous Annealing Line)」。又，將藉由箱式退火之過時效處理為「BAF-OA(箱式退火過時效處理；Box Annealing Furnace-Over Aging)」。

在該BAF-OA，為了進行上述的均熱及緩慢地冷卻，必須1星期左右的處理時間。因此，進行BAF-OA時，沖壓罐用冷軋鋼板的生產性係顯著地低落。因而，若能夠不實施BAF-OA而製造高強度且具有優異的壓製成形性，而且亦具有優異的非St-St性之沖壓罐用冷軋鋼板時，在產業上係非常有益的。

例如，專利文獻1係揭示一種沖壓罐用鋼板。在專利文獻1所揭示的沖壓罐用鋼板，係含有B之低碳的鋁全靜鋼(Aluminum killed steel)，C含量為0.045~0.100%。在該專利文獻1，係記載為了抑制鋼板硬質化致使沖壓加工性低落，而將C含量的上限限制為0.100%。

先前技術文獻專利文獻

專利文獻1：日本特許第4374126號公報

發明概要

專利文獻1係揭示一種沖壓罐用鋼板，但是在專利文獻1所揭示的沖壓罐用鋼板係軟質冷軋鋼板。因此，將該鋼板薄壁化(gauge down)後，沖壓罐的耐內外壓強度有低落之可能性。又，在專利文獻1所揭示的沖壓罐用鋼板，將BAF-OA省略時，伸張應變係變為困難。如此，關於將冷軋鋼板高強度化用以達成薄壁化，以及除了該高強度化以外，同時提升壓製成形性及非St-St性，專利文獻1係未揭示亦未啟發。亦即，習知技術係無法藉由具有大於0.15%之較高的C含量來確保強度，同時不進行箱式退火而抑制沖壓罐用鋼板在時效處理後產生伸張應變。又，依照JIS G3303所規定的錫成分，C含量為0.13%以下。

本發明係鑒於上述情形而進行，其課題係不實施BAF-OA而能夠提供一種高強度且具有優異的壓製成形性，而且亦具有優異的非St-St性之沖壓罐用冷軋鋼板。

本發明的要旨係如以下。

(1)本發明的一態樣之沖壓罐用鋼板，其化學成分，以質量%計含有：C：大於0.150且至0.260%、Sol.Al：0.005~0.100%、B：0.0005~0.02%、Si：0.50%以下、Mn：0.70%以下、P：0.070%以下、S：0.05%以下、N：0.0080%以下、Nb：0.003%以下、Ti：0.003%以下，且剩餘部分由Fe及不純物所構成；前述化學成分中硼含量及氮含量以質量%計，滿足0.4≦B/N≦2.5；前述鋼板之微組織含有：平均粒徑為2.7~4.0μm之肥粒鐵，及粒狀雪明碳鐵；前述鋼板的板厚為0.15~0.50mm；將前述鋼板在100℃下實施時效處理1小時後，進行拉伸方向與輥軋方向呈平行的拉伸試驗，且將自該試驗所得之降伏強度以單位MPa計設作YP，將總延伸率以單位%計設作EL，將降伏點延伸率以單位%計設作YP-EL，及將降伏比以單位%計設作YR時，前述YP為360~430MPa，前述EL為25~32%，前述YP-EL為0%，前述YR為80~87%。

(2)如上述(1)之沖壓罐用鋼板，其中前述板厚為大於0.20且至0.50mm時，前述EL亦可為27~32%。

(3)如上述(1)或(2)之沖壓罐用鋼板，其亦可在前述鋼板表面上配置Ni鍍敷層、Ni擴散鍍敷層、Sn鍍敷層及TFS鍍敷層中之至少1種。

(4)一種如上述(1)或(2)之沖壓罐用鋼板之製造方法，具備以下步驟：製鋼步驟，係製得具有前述化學成分之鑄片；熱軋步驟，將前述鑄片加熱至1000℃以上，且在840~950℃進行精加工輥軋且於精加工輥軋後進行冷卻，並在500~720℃捲取而製得熱軋鋼板；一次冷軋步驟，對前述熱軋鋼板實施累積軋縮率大於80%的一次冷軋而製得一次冷軋鋼板；退火步驟，將前述一次冷軋鋼板以平均升溫速度10~40℃/秒升溫且在650~715℃的溫度範圍內進行均熱，隨後，實施在500~400℃之間以平均冷卻速度5~80℃/秒冷卻之連續退火而製得退火鋼板；及調質輥軋步驟，係在前述退火步驟後，將未施行過時效處理之前述退火鋼板以0.5~5.0%的累積軋縮率進行調質輥軋，而製得調質輥軋鋼板。

(5)如上述(4)之沖壓罐用鋼板之製造方法，其更具備鍍敷步驟，係在前述調質輥軋步驟後，對前述調質輥軋鋼板實施Ni鍍敷處理、Ni擴散鍍敷處理、Sn鍍敷處理及TFS鍍敷處理中之至少1種處理。

依照本發明的上述態樣，不實施BAF-OA而能夠提供一種高強度且具有優異的壓製成形性，而且亦具有優異的非St-St性之沖壓罐用鋼板。該鋼板係具有優異的壓製成形性，而且能夠抑制產生伸張應變且能夠薄壁化。

10‧‧‧肥粒鐵

20‧‧‧粒狀雪明碳鐵

圖1係顯示習知的沖壓罐用鋼板在促進時效處理後之拉伸試驗結果，將降伏點附近放大而顯示之應力-應變曲線。

圖2係顯示本發明一實施形態之沖壓罐用冷軋鋼板在促進時效處理後之拉伸試驗結果，將降伏點附近放大而顯示之應力-應變曲線。

圖3係顯示習知的沖壓罐用冷軋鋼板的微組織之光學顯微鏡照片。

圖4係顯示本實施形態的沖壓罐用冷軋鋼板的微組織之光學顯微鏡照片。

圖5係顯示冷軋鋼板的C含量(%)與降伏點延伸率YP-EL(%)的關係之圖表。

圖6係顯示冷軋鋼板的C含量(%)與總延伸率EL(%)的關係之圖表。

用以實施發明之形態

以下，詳細地說明本發明適合的實施形態。但是本發明係不只有限制於本實施形態所揭示的構成，在不脫離本發明的宗旨之範圍能夠進行各種變更。又，下述的數值限定範圍，其範圍亦包含下限值及上限值。顯示「大於」或「小於」之數值，數值範圍係不包含該值。有關於各元素的含量之「%」係意味著「質量%」。

本發明者等係針對沖壓罐用鋼板(以後，稱為冷軋鋼板)的特性進行調査及研討，得到以下的見解(i)~(iv)。首先，說明見解(i)及(ii)。

(i)本實施形態的冷軋鋼板，使C含量大於0.150時，鋼中的固溶C會引起鋼固溶強化使冷軋鋼板的降伏強度YP提高。則自然時效後在輥軋方向(L方向)的降伏強度YP，會比習知的沖壓罐用冷軋鋼板的降伏強度更高而達至360MPa以上。因而，使用該冷軋鋼板時，即便薄壁化亦能夠得到具有優異的耐內外壓強度之沖壓罐。

(ii)本實施形態的冷軋鋼板，即便使C含量大於0.150，將CAL(連續退火)的平均升溫速度設為10~40℃/秒，將退火溫度(均熱溫度)設為再結晶完成溫度以上且肥粒鐵單相區域溫度(例如，650~715℃)，將隨後在500~400℃之間的平均冷卻速度設為5~80℃/秒時，即便在鋼中存固溶C，亦能夠得到具有優異的非St-St性之冷軋鋼板。

在圖1，顯示習知的沖壓罐用冷軋鋼板在降伏點附近之應力-應變線圖。在圖2，顯示本實施形態的沖壓罐用冷軋鋼板在降伏點(0.2%屈服強度)附近之應力-應變線圖。提供圖1的拉伸試驗之冷軋鋼板的C含量為0.056質量%，提供圖2的拉伸試驗之冷軋鋼板的C含量為0.153質量%。圖1及圖2的冷軋鋼板，係在滿足後述的本實施形態的冷軋鋼板之製造方法的條件下製造。具體而言，係在上述條件下實施CAL實施後，不實施BAF-OA而製造圖1及圖2的冷軋鋼板。從所製造的冷軋鋼板，製造具有對L方向(輥軋方向)為平行的平行部之JIS5號拉伸試片。對所製造的拉伸試片實施促進時效處理。具體而言，作為促進時效處理，係對各拉伸試片在100℃實施時效處理1小時。該促進時效處理係相當於自然時效為大致飽和之時效。使用促進時效處理後的拉伸試片，在室溫(25℃)且大氣中實施拉伸試驗而得到圖1及圖2的應力-應變線圖。

在C含量較低之習知的冷軋鋼板(圖1)，係產生降伏點下降且產生降伏點延伸率YP-EL。這是起因於即便被從外部附加應力，藉由固溶C產生的柯瑞爾效應(Cottrell effect)，到達降伏點以前，差排係不會移動(被固定)，差排係在降伏點一口氣地固溶C被釋放且移動。而且，習知的冷軋鋼板(圖1)，因為降伏後亦重複進行藉由柯瑞爾效果產生的差排固定與釋放，所以產生降伏點延伸率YP-EL。

相對於此，在C含量較低高之本實施形態的冷軋鋼板(圖2)，係無法確認降伏點下降且不產生降伏點延伸率YP-EL。觀察圖2的應力-應變線圖時，係與圖1的應力-應變線圖不同，在到達降伏點之前標繪間隔係顯著地變短(平均單位時間的應力變化及應變變化變小)。亦即，在本實施形態的冷軋鋼板(圖2)，被從外部附加應力時，在降伏點前亦局部地開始塑性變形，且產生無法觀察到如圖1所顯示的降伏點延伸率YP-EL之獨特現象。

因此，針對圖1及圖2的冷軋鋼板，使用光學顯微鏡觀察L剖面(對輥軋方向為平行的剖面)的微組織。圖3係提供圖1的拉伸試驗之冷軋鋼板的L剖面的微組織影像，圖4係提供圖2的拉伸試驗之冷軋鋼板的L剖面的微組織影像。

圖3及圖4中，白色的組織係肥粒鐵10，黑色的組織係粒狀雪明碳鐵20。如從圖3及圖4所觀察到的，圖3及圖4的冷軋鋼板之微組織，係主要含有肥粒鐵及粒狀雪明碳鐵之組織。但是，C含量較高之圖4的冷軋鋼板的肥粒鐵平均粒徑，係比圖3的冷軋鋼板的肥粒鐵平均粒徑更小而為4.0μm以下。又，相較於圖3的冷軋鋼板，圖4的冷軋鋼板之肥粒鐵組織，係能夠看到含有粗大粒及微細粒之混粒。

考慮以上的拉伸試驗及組織觀察之結果時，本實施形態的冷軋鋼板(C含量較高的冷軋鋼板)所顯示之在降伏點附近的獨特現象，係能夠如以下地推測。相較於C含量較低的冷軋鋼板，在本實施形態的冷軋鋼板(C含量較高的冷軋鋼板)，係肥粒鐵粒的平均粒徑變小且肥粒鐵粒容易成為混粒。亦即，在本實施形態之具有獨特的微組織之冷軋鋼板產生變形時，混粒之肥粒鐵粒之中，從粗大的肥粒鐵粒領先在降伏點前開始變形，然後微細的肥粒鐵粒比粗大的比肥粒鐵粒緩慢而開始變形。如此，認為在本實施形態的冷軋鋼板，因為在承受來自外部的應力時，係從粒徑較大的肥粒鐵依次開始變形，所以即便在鋼中存在有固溶C，在應力-應變線圖亦不顯現降伏點延伸率YP-EL。認為其結果能夠抑制產生伸張應變。

基於以上的見解，本發明者等係進一步調査C含量與降伏點延伸率YP-EL之關係。在圖5，係顯示冷軋鋼板的C含量(質量%)與降伏點延伸率YP-EL(%)之關係。又，該圖5係調查經控制主要含有肥粒鐵及粒狀雪明碳鐵之微組織之冷軋鋼板而得到。

如圖5所顯示，隨著C含量的增加，降伏點延伸率YP-EL係急速地減少。具體而言，C含量大於0.150時，降伏點延伸率YP-EL係成為0%。又，如上述，藉由C含量為大於0.150，促進時效處理後在L方向的降伏強度YP係成為360MPa以上。亦即，除了控制微組織等以外，使C含量大於0.150時，能夠滿足在作為沖壓罐用冷軋鋼板被要求的特性中之強度與非St-St性。

具體而言，C含量大於0.150，CAL的平均升溫速度為10~40℃/秒，退火溫度為再結晶完成溫度以上且肥粒鐵單相區域溫度(例如，650~715℃)，500~400℃之間的平均冷卻速度為5~80℃/秒時，能夠形成如上述本實施形態之獨特的肥粒鐵組織。因而，C含量為大於0.150，且實施上述條件的CAL時，微組織係主要含有肥粒鐵及粒狀雪明碳鐵且肥粒鐵粒的平均粒徑成為4.0μm，降伏強度YP成為360MPa以上且降伏點延伸率YP-EL成為0%。

又，如上述，為了防止產生伸張應變，在習知的鋼板係實施BAF-OA等。但是，習知的鋼板係將C含量較低設作技術特徵。如C含量大於0.150之較高C含量的鋼板時，因為即便實施BAF-OA等，亦難以充分地減低鋼中的固溶C，所以將YP-EL控制成為0%係實質上為困難的。在本實施形態之鋼板，係即便使C含量大於0.150，藉由控制製造條件而形成上述的肥粒鐵組織，而能夠將YP-EL控制成為0%。

另一方面，C含量太高時，冷軋鋼板係過剩地硬化致使總延伸率EL(%)低落，其結果，壓製成形性低落。本發明者等係調査C含量與總延伸率EL之關係。而且得到見解(iii)。

(iii)本實施形態的冷軋鋼板，將C含量設為0.260%以下且進行組織控制，則自然時效後在L方向(輥軋方向)的總延伸率EL，會成為習知的沖壓罐用冷軋鋼板之總延伸率同程度以上之25%以上。因而，能夠得到具有優異的壓製成形性之冷軋鋼板。

在圖6，係顯示冷軋鋼板的C含量(質量%)與總延伸率EL(%)之關係。又，該圖6係調查經控制主要含有肥粒鐵及粒狀雪明碳鐵之微組織之冷軋鋼板而得到。

如圖6所顯示，C含量大於0.150且至0.260%時，相對於C含量的增加，總延伸率EL係成為大略一定。但是C含量大於0.260%時，總延伸率EL係急速地低落。因而，只要C含量為0.260%以下，就能夠維持優異的總延伸率EL。具體而言，C含量為0.260%以下時，總延伸率EL係成為25% 以上。又，如上述，為了滿足強度及非St-St性，係將C含量的下限設為大於0.150。亦即，本實施形態的沖壓罐用冷軋鋼板，係將C含量設為大於0.150且至0.260%。

而且，除了抑制上述起因於C之伸張應變以外，本發明者等亦調查抑制起因於N之伸張應變。而且得到見解(iv)。

(iv)將C含量設為大於0.150且至0.260%之後，將B含量及N含量控制為0.4≦B/N≦2.5時，能夠抑制起因於C所產生的伸張應變、及起因於N所產生的伸張應變之雙方。

對C含量大於0.150且至0.260%且B/N滿足0.4~2.5之鋁全靜鋼的冷軋鋼板，實施CAL(連續退火)。此時如上述，將平均升溫速度設為10~40℃/秒，將退火溫度設為再結晶完成溫度以上且肥粒鐵單相區域溫度(例如，650~715℃)，而且使隨後之500~400℃之間的平均冷卻速度成為5~80℃/秒。此時，除了起因於冷軋鋼板的強度及壓製成形性及起因於C之非St-St性提升以外，因為B係與N鍵結而形成氮化物，所以能夠抑制起因於固溶N之時效硬化，其結果，亦能夠抑制起因於N之產生伸張應變。

以下，詳述本實施形態的沖壓罐用冷軋鋼板。

[化學組成]

本實施形態的沖壓罐用冷軋鋼板，作為化學成分，係含有基本元素之C、Sol.Al、及B，剩餘部分係由Fe及不純物所構成。

又，所謂「不純物」，係指在工業上製造鋼時，從作為原料的礦石、廢料、或製造環境等混入者。該等不純物之中，為了使本實施形態的效果充分地發揮，Si、Mn、P、S、及N係以如以下地限制為佳。又，因為不純物的含量係以較少為佳，所以不必限制下限值，不純物的下限值亦可為0%。

C：大於0.150且至0.260%

碳(C)係固溶而提高鋼的強度。鋼的強度提高時，能夠將冷軋鋼板薄壁化。C含量大於0.150時，能夠使促進時效處理後在L方向的降伏強度YP成為360MPa以上。而且，藉由實施後述條件的CAL，肥粒鐵組織的平均粒徑成為4.0μm以下且肥粒鐵粒容易成為含有粗大粒及微細粒之混粒。其結果，能夠使促進時效處理後的降伏點延伸率YP-EL成為0%。C含量為0.15以下時，無法得到上述效果。另一方面，C含量大於0.260%時，冷軋鋼板的硬度變為太高，如圖6所顯示，自然時效飽和之後(促進時效處理後)的總延伸率EL低落。此時，冷軋鋼板的壓製成形性變低。因而，C含量係大於0.150且至0.260%。又，C係沃斯田鐵形成元素。在本實施形態的冷軋鋼板，為了控制微組織，C含量的下限係以0.153%、0.155%、或0.160%為佳。C含量的較佳上限為小於0.260%，更佳為0.250%。肥粒鐵粒容易成為混粒。

Si：0.50%以下

矽(Si)係不可避免地含有之不純物。Si係使冷軋鋼板的鍍敷密著性、及製罐後之冷軋鋼板的塗裝密著性降低。因而，Si含量係限制在0.50%以下。Si含量的較佳上限為小於 0.50%。Si含量係盡可能以較低的值為佳。但是，因為工業上難以穩定地使Si含量成為0%，所以亦可將Si含量的下限設為0.0001%。

Mn：0.70%以下

錳(Mn)係不可避免地含有之不純物。Mn係使冷軋鋼板硬質化且使冷軋鋼板的總延伸率EL降低。因此壓製成形性(沖壓加工性)降低。又，Mn係沃斯田鐵形成元素，在本實施形態的冷軋鋼板，為了控制微組織亦可添加在鋼。Mn含量大於0.70%時，在本實施形態之鋼板不容易得到獨特的機械特性。因而，Mn含量係限制在0.70%以下。Mn含量的較佳上限係小於0.70%。Mn含量係以盡可能較低的值為佳。但是，因為工業上難以穩定地使Mn含量成為0%，所以亦可將Mn含量的下限設為0.0001%。

P：0.070%以下

磷(P)係不可避免地含有之不純物。P係通常能夠提高冷軋鋼板的強度。但是，P含量太高時，壓製成形性低落。具體而言，係成形成為沖壓罐後之耐二次加工脆性低落。經深沖壓加工之沖壓罐，例如在如-10℃的低溫，有因落下時的衝撃而產生脆性斷裂之情形，又，有因彎曲加工應變致使罐側壁端部產生脆性斷裂之情形。將此種斷裂稱為二次加工脆性。P含量過剩時，容易產生二次加工脆性。因而，P含量係限制在0.070%以下。但是，因為工業上難以穩定地使P含量成為0%，所以亦可將P含量的下限設為0.0001%。

S：0.05%以下

硫(S)係不可避免地含有之不純物。S係使熱軋時的鋼板表層產生脆性且使熱軋鋼帶產生邊緣粗糙。因而，S含量係限制在0.05%以下。S含量係以盡可能較低的值為佳。但是，因為工業上難以穩定地使S含量成為0%，所以亦可將S含量的下限設為0.0001%。

Sol.Al：0.005~0.100%

鋁(Al)係將鋼脫氧。而且在連續鑄造時Al能夠提高鑄片的表面品質。Al含量太低時，無法得到該等效果。另一方面，Al含量太高時，上述效果飽和而製造成本變高。因而，Al含量為0.005~0.100%。在本實施形態的沖壓罐用冷軋鋼板的Al含量，係意味著Sol.Al(酸可溶性鋁)。

N：0.0080%以下

氮(N)係不可避免地含有之不純物。N係使鋼時效硬化之元素，因此，使冷軋鋼板的壓製成形性低落且使其產生伸張應變。在本實施形態的冷軋鋼板，藉由使鋼中含有後述的B，且使N與B鍵結而成氮化物，來抑制因固溶N所致之時效硬化。但是，N含量太高時，容易因固溶N而產生時效硬化。因而，N含量係限制在0.0080%以下。N含量係以盡可能較低的值為佳。但是，因為工業上難以穩定地使N含量成為0%，所以亦可將N含量的下限設為0.0005%。

B：0.0005~0.02%

硼(B)係與N鍵結而形成BN(氮化硼)且使固溶N減低。藉此，能夠抑制因固溶N所致之時效硬化。而且，B係將冷軋鋼板的集合組織無規化而使塑性應變比之r值(蘭克福特值 (Lankford value))接近1。藉此，邊緣特性(Earring characteristics)(在沖壓罐成形後所產生之罐圓周方向的罐高度不均勻之程度)提升。又，B係肥粒鐵形成元素，在本實施形態的冷軋鋼板係為了控制微組織而添加。B含量小於0.0005%時，無法得到該等效果。另一方面，B含量大於0.02%時，上述效果飽和。因而，B含量為0.0005~0.02%。B含量的下限係以0.0010%、或0.0015%為佳。

而且，在本實施形態的冷軋鋼板，係將B及N的含量互相關聯而規定。如上述，固溶N在鋼中過剩時，鋼產生時效硬化。因此，係使鋼中含有B而形成BN。另一方面，固溶B在鋼中過剩時，冷軋鋼板產生硬質化、或邊緣性低落。因此，有必要使B及N的含量互相關聯而規定。具體而言，化學成分中的B含量及N含量係以質量%計必須滿足0.4≦B/N≦2.5。B及N的含量滿足上述條件時，能夠抑制起因於固溶B所致之上述特性低落，同時能夠良好地抑制起因於固溶N所產生的伸張應變。B/N之值的下限係以0.8為佳。

在本實施形態的冷軋鋼板，除了上述不純物以外，以亦限制鈮(Nb)、鈦(Ti)、銅(Cu)、鎳(Ni)、鉻(Cr)、及錫(Sn)為佳。具體而言，為了使本實施形態的效果充分地發揮，係以限制在Nb：0.003%以下、Ti：0.003%以下、Cu：0.5%以下、Ni：0.5%以下、Cr：0.3%以下、及Sn：0.05%以下為佳。特別是因為Ti係形成TiN而對形成微組織造成影響，所以如上述限制為佳。該等不純物的含量係以盡可能較低的值為佳。但是，因為工業上難以穩定地使該等不純物的含量成為0%，所以亦可將該等不純物的含量之下限各自設為0.0001%。

上述的化學成分，係使用鋼通常的分析方法而測定即可。例如，上述的化學成分係使用ICP-AES(感應耦合電漿原子發射光譜法；Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)而測定即可。具體而言，係能夠從鋼板之中央位置採取粒狀的試片，在基於預先製成的校正曲線之條件下進行化學分析來特定。又，C及S係使用燃燒-紅外線吸收法，且N係使用惰性氣體融解-熱傳導度法而測定即可。

[微組織]

本實施形態的冷軋鋼板，作為微組織，係主要含有平均粒徑(平均直徑)為2.7~4.0μm之肥粒鐵及粒狀雪明碳鐵。又，因為上述的BN係微細析出物，所以低倍率時係無法觀察，作為微組織，亦可含有該BN。本實施形態的冷軋鋼板，除了控制上述化學成分以外，還藉由控制上述微組織，而能夠得到高強度且具有優異壓製成形性，而且亦具有優異非St-St性之冷軋鋼板。

上述的肥粒鐵、粒狀雪明碳鐵及BN，係在微組織中合計以95~100面積%為佳。亦即，肥粒鐵、粒狀雪明碳鐵及BN以外的組織之波來鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵等，係合計以限制在小於5面積%為佳。或是不含有為佳。肥粒鐵、粒狀雪明碳鐵及BN以外的組織之合計面積分率，係以盡可能較低的值為佳。因而，本實施形態的冷軋鋼板，作為微組織，係以只由肥粒鐵、粒狀雪明碳鐵及BN所構成為更佳。

又，如上述，在本實施形態的冷軋鋼板，肥粒鐵粒係有成為含有粗大粒及微細粒的混粒之傾向。雖然定量地規定該混粒係困難的，但是認為該微組織係對本實施形態的鋼板之獨特的機械特性造成影響。

又，在本實施形態的冷軋鋼板，係將在微組織所含有的各構成相如以下地定義。肥粒鐵及肥粒鐵粒係定義為具有起因於擴散變態之體心立方結構(bcc)，而且結晶方位角度差成為0以上且小於15°之區域。麻田散鐵及麻田散鐵粒係定義為具有起因於無擴散變態之體心立方結構(bcc)或體心正方結構(bct)，而且結晶方位角度差成為0以上且小於15°之區域。雪明碳鐵係定義為具有斜方晶結構之Fe與C的化合物(Fe₃C)。波來鐵及波來鐵方塊係定義為具有由肥粒鐵及雪明碳鐵所構成之層狀組織，而且該波來鐵中的肥粒鐵之結晶方位角度差成為0以上且小於9°之區域。粒狀雪明碳鐵係定義為不被含有在波來鐵方塊中之雪明碳鐵。BN係定義為具有六方晶結構或立方晶結構之B與N的化合物。

上述的微組織，係使用光學顯微鏡觀察冷軋鋼板的L剖面(對輥軋方向為平行的剖面)即可。又，肥粒鐵的平均粒徑係基於JIS G0551(2013)的切斷法而求取即可。又，各構成相的面積分率等係藉由將微組織照片進行影像解析而求取即可。

[機械特性]

本實施形態的冷軋鋼板之板厚為0.15~0.50mm，將冷軋鋼板在100℃下實施時效處理(促進時效處理)1小時後進行拉伸試驗，且將自該試驗所得的降伏強度以單位MPa計設作YP，將總延伸率以單位%計設作EL，將降伏點延伸率以單位%計設作YP-EL，及將降伏比以單位%計設作YR時，YP為360~430MPa，EL為25~32%，YP-EL為0%，YR為80~87%。

在此，拉伸試驗係使用平行部對L方向(輥軋方向)為平行的拉伸試片且在室溫(25℃)大氣中依據JIS Z2241(2011)而實施。

YP：360~430MPa

降伏強度YP為360MPa以上時，即便將冷軋鋼板薄壁化(gauge down)，亦能夠得到具有優異的耐內外壓強度之沖壓罐。另一方面，降伏強度YP的上限係沒有特別限制。但是，因為降伏強度YP太高時，壓製成形變為困難，所以亦可將降伏強度YP設為430MPa以下。又，在本實施形態的冷軋鋼板，因為係如上述地，將不顯示明確的降伏點設作技術特徵，所以降伏強度YP係意味著0.2%屈服強度。

EL：25~32%

總延伸率EL為25%以上時，能夠滿足作為沖壓罐用冷軋鋼板之壓製成形性(沖壓加工性)。另一方面，因為總延伸率EL的上限值係越大越佳，所以沒有特別限制。但是，因為工業上難以穩定地使總延伸率EL成為大於32%，所以亦可將總延伸率EL之上限設為32%，較佳為30%。又，所謂總延伸率EL係意味著彈性延伸率與永久延伸率之和。

又，如前述地，冷軋鋼板係以薄壁化為佳。因此，在本實施形態的冷軋鋼板，係將板厚設為0.15~0.50mm。但是，在該板厚的範圍內，板厚越厚，總延伸率EL之值變大。因而，為了優先提升壓製成形性(沖壓加工性)，亦可將板厚設為大於0.20且至0.50mm且將總延伸率EL設為27~32%。

YP-EL：0%

降伏點延伸率YP-EL為0%時，因為在剛降伏後，能夠抑制以比降伏點更小的變形抵抗進行之穩態變形，所以能夠抑制產生伸張應變。又，在本實施形態的冷軋鋼板，所謂降伏點延伸率YP-EL為0%，係意味著在剛降伏後，不進行以比降伏點(0.2%屈服強度)更小的變形抵抗(應力)進行變形(應變)。亦即，在本實施形態的冷軋鋼板，所謂降伏點延伸率YP-EL為0%，係意味者降伏點不會下降，而且從剛降伏後(從剛到達0.2%屈服強度後)，應力-應變曲線係顯示加工硬化。

YR：80~87%

降伏比YR為80%以上時，係意味著降伏強度YP對拉伸強度TS為充分地較高之值。因此，能夠將冷軋鋼板進行薄壁化(gauge down)且能夠得到具有優異的耐內外壓強度之沖壓罐。亦即，將沖壓加工時加工應變量較小的罐底與沖壓加工時加工應變量較大的罐胴上部進行比較時，在成形後的沖壓罐之罐底與罐胴上部之強度差變小，而能夠得到機械品質均勻的沖壓罐。另一方面，降伏比YR的上限係沒有特別限制。但是，降伏比YR太高時，因為壓製成形係變為困難，所以亦可將降伏比YR設為87%以下。又，降伏比YR係意味者將以單位MPa計且設作降伏強度YP，除以以單位MPa計且設作拉伸強度TS後的值之百分率。

[鍍敷層]

本實施形態的冷軋鋼板，亦可在冷軋鋼板表面上(板面上)，配置由Ni鍍敷層、Ni擴散鍍敷層、Sn鍍敷層及無錫鋼(TFS)鍍敷層(由金屬Cr層及Cr水合氧化物層之二層所構成的鍍敷層)中之至少1種。藉由在冷軋鋼板的板面上配置上述的鍍敷層，表面外觀提升且耐蝕性、耐藥品性、耐應力破裂性等提升。

以下，詳述本實施形態的沖壓罐用冷軋鋼板之製造方法。

說明本實施形態的沖壓罐用冷軋鋼板之製造方法的一個例子。本實施形態的沖壓罐用冷軋鋼板之製造方法，係具備以下的步驟：得到鑄片之步驟(製鋼步驟)；得到熱軋鋼板之步驟(熱軋步驟)；得到一次冷軋鋼板之步驟(一次冷軋步驟)；得到退火鋼板之步驟(退火步驟)；得到調質輥軋鋼板之步驟(調質輥軋步驟)。

[製鋼步驟]

在製鋼步驟，係製造熔鋼，其含有C：大於0.150且至0.260%、Sol.Al：0.005~0.100%、B：0.0005~0.02%、Si： 0.50%以下、Mn：0.70%以下、P：0.070%以下、S：0.05%以下、N：0.0080%以下、Nb：0.003%以下、Ti：0.003%以下，且剩餘部分係由Fe及不純物所構成，化學成分中硼含量與氮含量係以質量%計，滿足0.4≦B/N≦2.5。從所製成之熔鋼製製造鑄片(鋼胚)。例如，使用通常的連續鑄造法、鋼錠法、薄鋼胚鑄造法等的鑄造方法鑄造鋼胚即可。又，連續鑄造時，係可以將鋼一次冷卻至低溫(例如，室溫)為止，進行再加熱之後，將該鋼進行熱軋；亦可將剛鑄造後的鋼(鑄造鋼胚)連續地進行熱軋。

[熱軋步驟]

在熱軋步驟，係將製鋼步驟後的鑄片，加熱至1000℃以上(例如，1000~1280℃)且840~950℃進行精加工輥軋，而且在精加工輥軋後進行冷卻且在500~720℃進行捲取而製造熱軋鋼板。

捲取溫度CT大於720℃時，熱軋鋼板中的雪明碳鐵(Fe3C)係粗大化成為塊狀。此時，冷軋鋼板的總延伸率EL會低落。捲取溫度CT小於500℃時，熱軋鋼板中的雪明碳鐵係成為硬質的組織。因此，冷軋鋼板的總延伸率EL會低落。因而，較佳捲取溫度CT為500~720℃。又，為了良好地控制微組織，捲取溫度CT的下限係以600℃為更佳。

[一次冷軋步驟]

在一次冷軋步驟，對熱軋步驟後的熱軋鋼板，實施累積軋縮率大於80%之一次冷軋，而製造具有0.15~0.50mm的板厚之一次冷軋鋼板。

在一次冷軋，係使冷軋率變化而研討沖壓罐用冷軋鋼板的最佳冷軋率，且以鋼板的面內異方性Δr成為大略為0(具體而言，係Δr為+0.15~-0.08的範圍)之方式設定冷軋率。又，以一次冷軋鋼板係成為適合提供後步驟的微組織(加工組織)之方式設定冷軋率。在一次冷軋，係將累積軋縮率設為大於80%。累積軋縮率的下限係以84%為佳。另一方面，累積軋縮率的上限係沒有特別限制。但是，因為工業上難以穩定地使累積軋縮率成為大於90%，所以亦可將累積軋縮率EL之上限設為90%。又，所謂累積軋縮率，係從在一次冷軋之第1道次之前的入口板厚與剛最後道次後的出口板厚之差計算所得到的軋縮率。

一次冷軋鋼板的板厚，係以0.151~0.526mm為佳。板厚大於0.526mm時，不容易得到優異的邊緣性。板厚小於0.151mm時，必須使熱軋鋼板的板厚薄化，此時，無法確保上述熱軋時的精加工溫度。因而，一次冷軋鋼板的板厚係以0.151~0.526mm為佳。

[退火步驟(CAL步驟)]

在退火步驟，係將一次冷軋步驟後的一次冷軋鋼板，以平均升溫速度：10~40℃/秒進行升溫，於再結晶完成溫度以上且肥粒鐵單相區域溫度(例如，650~715℃)進行均熱，隨後，實施在500~400℃之間且平均冷卻速度為5~80℃/秒的條件下進行冷卻之連續退火而製造退火鋼板。

在退火步驟的升溫過程，係將一次冷軋鋼板以平均升溫速度HR：10~40℃/秒升溫時，能夠良好地控制微組織。在退火步驟的升溫過程，一次冷軋鋼板的加工組織係恢復且在加工組織中生成再結晶核。藉由將一次冷軋鋼板在上述條件下進行升溫，因為能夠良好地控制加工組織的再結晶過程，所以在本實施形態能夠良好地得到獨特的微組織。又，在該升溫過程，係以將一次冷軋鋼板在500~700℃之間以平均升溫速度10~20℃/秒進行升溫為更佳。

退火溫度(均熱溫度)ST，係設為再結晶完成溫度以上且肥粒鐵單相區域溫度。本實施形態的沖壓罐用鋼板係上述的化學成分時，650~715℃的溫度範圍係相當於再結晶完成溫度以上且肥粒鐵單相區域溫度。藉由在該溫度範圍內進行均熱，能夠良好地控制微組織。又，退火溫度ST的上限係以710℃或705℃為佳。

退火溫度ST大於肥粒鐵單相區域溫度(例如，大於715℃)時，因為成為在肥粒鐵及沃斯田鐵的二相域溫度進行退火，均熱後的冷卻時係形成波來鐵。因此，無法得到上述的微組織。含有波來鐵之微組織時，降伏比YR低落。而且，肥粒鐵的平均粒徑係變成比4.0μm更大。退火溫度ST為650~715℃時，能夠良好地控制微組織。又，在退火溫度ST的保持時間，係設為15~30秒即可。

在上述退火溫度ST均熱後，係將鋼板進行冷卻。此時，將500~400℃之間的平均冷卻速度CR設為5~80℃/秒。平均冷卻速度CR大於80℃/秒時，固溶C量變為太高。此時，促進時效處理後的降伏點延伸率YP-EL係變成比0%更大。另一方面，平均冷卻速度CR小於5℃/秒時，固溶C量變為太低。此時，降伏強度YP係變成小於360MPa。500~400℃之間的平均冷卻速度CR為5~80℃/秒時，能夠確保固溶C量為5~50ppm。因此，促進時效處理後的伏強度YP成為360MPa以上且降伏點延伸率YP-EL成為0%。而且，能夠得到優異的總延伸率EL及較高的降伏比YR。又，500~400℃之間的平均冷卻速度CR為5~80℃/秒時，能夠良好地控制微組織。

[藉由箱式退火之過時效處理步驟(BAF-OA步驟)]

在本實施形態的冷軋鋼板之製造方法，係不實施BAF-OA。如上述，即便不實施BAF-OA，本實施形態的冷軋鋼板係高強度具有優異的壓製成形性，而且亦具有優異的非St-St性。在本實施形態的冷軋鋼板之製造方法實施BAF-OA時，鋼中的固溶C減低且降伏強度YP成為小於360MPa。因而，在本實施形態的冷軋鋼板之製造方法係不實施BAF-OA。在本實施形態，因為不實施BAF-OA，所以沖壓罐用冷軋鋼板的生產性係顯著地較高。

[調質輥軋步驟]

在調質輥軋步驟，係在退火步驟後，將不施行過時效處理之退火鋼板以0.5~5.0%的累積軋縮率進行調質輥軋(平整輥軋)而製造調質輥軋鋼板。軋縮率小於0.5%時，在促進時效處理後的鋼板，降伏點延伸率YP-EL有成為大於0%之情形。軋縮率大於5.0%時，總延伸率EL成為小於25%且壓製成形性低落。軋縮率為0.5~5.0%時，即便在沖壓等的加工以前產生時效硬化後，亦能夠得到優異的非St-St性及壓製成形性。調質輥軋步驟後的調質輥軋鋼板，其板厚係成為0.15~0.50mm。

[鍍敷步驟]

在本實施形態的冷軋鋼板之製造方法，在調質輥軋步驟後，亦可在調質輥軋鋼板的表面上(板面上)實施Ni鍍敷處理、Ni擴散鍍敷處理、Sn鍍敷處理及TFS鍍敷處理中之至少1種處理。此時，係在調質輥軋鋼板的板面上形成Ni鍍敷層、Ni擴散鍍敷層、Sn鍍敷層及TFS鍍敷層(由金屬Cr層及Cr水合氧化物層之二層所構成的鍍敷層)中之至少1種。又，Ni擴散鍍敷層，係能夠藉由在經Ni鍍敷處理之鋼板施行擴散熱處理而形成。

藉由在上述的各步驟緻密且複合地控制各製造條件，能夠在本實施形態的冷軋鋼板得到獨特的微組織。具體而言，只藉由在每步驟控制熱軋步驟後的熱軋鋼板之微組織、一次冷軋步驟後的一次冷軋鋼板之微組織、退火步驟後的退火鋼板之微組織、及調質輥軋步驟後的調質輥軋鋼板之微組織，而能夠得到本實施形態之獨特的微組織。其結果，能夠得到高強度且具有優異的壓製成形性，而且亦具有優異的非St-St性之沖壓罐用冷軋鋼板。

[實施例1]

其次，藉由實施例而更具體且詳細地說明本發明的一態樣之效果，在實施例的條件，係為了確認本發明的實施可能性及效果而採用的一條件例，本發明係不被該一條件例限定。本發明係只要不脫離本發明的要旨而達成本發明的目的，能夠採用各種條件。

作為製鋼步驟，係製造鋼種A~M的鋼胚。

作為熱軋步驟，係將該等鋼胚加熱至1200℃且實施熱軋而製造2.1mm板厚的熱軋鋼板。熱軋的精加工溫度係任一者均為925℃。熱軋鋼板的捲取溫度CT係如表1所顯示。

作為一次冷軋步驟，係將熱軋鋼板進行酸洗之後，實施一次冷軋。在試驗號碼1~19，係製造板厚0.25mm的一次冷軋鋼板。在試驗號碼20，係製造板厚0.45mm的一次冷軋鋼板。一次冷軋的累積軋縮率係如表1所顯示。

作為退火步驟，係對一次冷軋步驟後的鋼板實施CAL(連續退火)。平均升溫速度HR、退火溫度ST、500~400℃之間的平均冷卻速度CR，係如表1所顯示。在退火溫度ST，係將鋼板進行均熱25秒鐘。均熱後，使用氮氣而實施氣體冷卻。此時，從退火溫度ST至50℃為止係不進行2階段冷卻(不在中間溫度保持鋼板)而將鋼板冷卻。在氣體冷卻，從500℃至400℃為止的平均冷卻速度CR係如表1所顯示，從400℃至50℃為止的平均冷卻速度為25℃/秒。

試驗號碼1的鋼板，係CAL後，進一步實施BAF-OA(藉由箱式退火之過時效處理)。在BAF-OA，係將鋼板在450℃均熱5小時之後，以72小時進行緩慢冷卻。又，除了試驗號碼1以外的鋼板，係不實施BAF-OA。

作為調質輥軋步驟，係對退火步驟後的鋼板實施調質輥軋。在調質輥軋的軋縮率，係任一者均為1.8%。

作為鍍敷步驟，係對表1所顯示試驗號碼8的鋼板實施Ni鍍敷處理。具體而言，係在調質輥軋步驟後，藉由電鍍法在鋼板的表背面形成Ni鍍敷層。表面及背面的Ni鍍敷層之膜厚，係任一者均為2μm。該試驗號碼8的鋼板係成為兩面具有Ni鍍敷層之冷軋鋼板。

關於如上述製成的冷軋鋼板，將化學成分的測定結果顯示在表2，將微組織的觀察結果及機械特性的測定結果顯示在表3。

微組織係在所製造的冷軋鋼板之L剖面，使用光學顯微鏡進行觀察。組織觀察用的試料，係從所製成的冷軋鋼板的寬度方向之中央部採取。微組織照片係拍攝進行研磨且進行NITAL(硝酸乙醇腐蝕液)蝕刻後之試料的L剖面的厚度方向之1/4厚度間的部位。使用微組織照片且依據JIS G0551(2013)的切斷法而求取肥粒鐵的平均粒徑。

在表2中，「F+C」係表示微組織主要含有肥粒鐵及粒狀雪明碳鐵。「F+P」係表示微組織主要含有肥粒鐵及波來鐵。「××」係表示能夠觀察到未再結晶組織。能夠觀察到未再結晶組織時，肥粒鐵平均粒徑係無法測定(因為無法測定)。

機械特性係使用所製成的冷軋鋼板而進行拉伸試驗而測定。從各試驗號碼的冷軋鋼板製成JIS5號拉伸試片。拉伸試片的平行部，係與冷軋鋼板的L方向(輥軋方向)平行。對所製成的拉伸試片實施促進時效處理。具體而言係對各拉伸試片在100℃實施時效處理1小時。

對促進時效處理後的拉伸試片依據JIS Z2241(2011)而在室溫(25℃)大氣中實施拉伸試驗，而求取降伏強度YP、拉伸強度TS、總延伸率EL、降伏點延伸率YP-EL、降伏比YR。

本發明例之試驗號碼5、7、8、11、13、及15的冷軋鋼板，係製造條件、化學成分、微組織、機械特性的任一者均滿足本發明的範圍。其結果，該等冷軋鋼板係高強度且具有優異的壓製成形性，而且亦具有優異的非St-St性。

另一方面，比較例之1~4、6、9、10、12、14、16~20的冷軋鋼板，係製造條件、化學成分、微組織、機械特性的任一者為不滿足本發明的範圍。其結果，該等冷軋鋼板係無法同時達成強度、壓製成形性、及非St-St性。

試驗號碼1，係在CAL後實施BAF-OA之習知例，C含量太低。而且，捲取溫度CT太高。而且，CAL的退火溫度ST太高且為二相域溫度。因此，微組織係由肥粒鐵及波來鐵所構成，肥粒鐵的平均粒徑大於4.0μm，降伏強度YP小於360MPa。而且降伏比YR小於80%。

在試驗號碼2~4、及18，雖然製造條件適當，但是C含量太低。因此，肥粒鐵的平均粒徑大於4.0μm，降伏強度YP小於360MPa。而且，降伏點延伸率YP-EL比0%更高且產生伸張應變。

在試驗號碼6及14，雖然化學組成適當，但是在CAL的退火溫度ST太高且為二相域溫度。因此，微組織係由肥粒鐵及波來鐵所構成，肥粒鐵的平均粒徑大於4.0μm。因此總延伸率EL及/或降伏比YR為較低且壓製成形性較低。而且，試驗號碼6的降伏強度YP小於360MPa。

在試驗號碼9，雖然化學組成適當，但是在CAL之500~400℃之間的平均冷卻速度CR為太慢。因此，降伏強度YP小於360MPa，降伏比YR小於80%。認為是冷卻速度太慢且固溶C量過度降低之緣故。

在試驗號碼10，雖然化學組成適當，但是在CAL之500~400℃之間的平均冷卻速度CR為太快。因此降伏點延伸率YP-EL比0%更高。而且，總延伸率EL小於25%。

在試驗號碼12，雖然化學組成適當，但是在CAL的退火溫度ST太低。因此，微組織的一部分殘留有未再結晶組織。其結果，總延伸率EL較低而小於25%且壓製成形性較低。

在試驗號碼16、17、及19，C含量太高。因此，總延伸率EL較低而小於25%且壓製成形性較低。

在試驗號碼20，雖然化學組成適當，但是在一次冷軋的累積軋縮率太低。因此，肥粒鐵的平均粒徑大於4.0μm，降伏強度YP小於360MPa。而且，降伏點延伸率YP-EL比0%更高且產生伸張應變。

產業上之利用可能性

依照本發明的上述態樣，係不實施BAF-OA而能夠提供一種高強度且具有優異的壓製成形性，而且亦具有優異的非St-St性之沖壓罐用冷軋鋼板。該冷軋鋼板係具有優異的壓製成形性，而且能夠抑制產生伸張應變且能夠薄壁化。因此，產業上的利用可能性高。

Claims

一種沖壓罐用鋼板，其特徵在於：前述鋼板之化學成分，以質量%計含有：C：大於0.150且至0.260%、Sol.Al：0.005~0.100%、B：0.0005~0.02%、Si：0.50%以下、Mn：0.70%以下、P：0.070%以下、S：0.05%以下、N：0.0080%以下、Nb：0.003%以下、Ti：0.003%以下，且剩餘部分由Fe及不純物所構成；前述化學成分中硼含量及氮含量以質量%計，滿足0.4≦B/N≦2.5；前述鋼板之微組織含有：平均粒徑為2.7~4.0μm之肥粒鐵，及粒狀雪明碳鐵；將前述鋼板在100℃下實施時效處理1小時後，進行拉伸方向與輥軋方向呈平行的拉伸試驗，且將自該試驗所得之降伏強度以單位MPa計設作YP，將總延伸率以單位%計設作EL，將降伏點延伸率以單位%計設作YP-EL，及將降伏比以單位%計設作YR時，前述YP為360~430MPa，前述EL為25~32%，前述YP-EL為0%，前述YR為80~87%。
如請求項1之沖壓罐用鋼板，其中前述EL為27~32%。
如請求項1或2之沖壓罐用鋼板，其在前述鋼板表面上配置Ni鍍敷層、Ni擴散鍍敷層、Sn鍍敷層及TFS鍍敷層中之至少1種。
一種沖壓罐用鋼板之製造方法，係如請求項1或2之沖壓罐用鋼板之製造方法，其特徵在於具備以下步驟：製鋼步驟，係製得具有前述化學成分之鑄片；熱軋步驟，將前述鑄片加熱至1000℃以上，且在840~950℃進行精加工輥軋且於精加工輥軋後進行冷卻，並在500~720℃捲取而製得熱軋鋼板；一次冷軋步驟，對前述熱軋鋼板實施累積軋縮率大於80%的一次冷軋而製得一次冷軋鋼板；退火步驟，將前述一次冷軋鋼板以平均升溫速度10~40℃/秒升溫且在650~715℃的溫度範圍內進行均熱，隨後，實施在500~400℃之間以平均冷卻速度5~80℃/秒冷卻之連續退火，而製得退火鋼板；及調質輥軋步驟，係在前述退火步驟後，將未施行過時效處理之前述退火鋼板以0.5~5.0%的累積軋縮率進行調質輥軋，而製得調質輥軋鋼板。
如請求項4之沖壓罐用鋼板之製造方法，其更具備鍍敷步驟，係在前述調質輥軋步驟後對前述調質輥軋鋼板實施Ni鍍敷處理、Ni擴散鍍敷處理、Sn鍍敷處理及TFS鍍敷處理中之至少1種處理。