TWI573881B

TWI573881B - 沖壓罐用鋼板及其製造方法

Info

Publication number: TWI573881B
Application number: TW104137702A
Authority: TW
Inventors: 濃野通博; 山田輝昭
Original assignee: 新日鐵住金股份有限公司
Priority date: 2014-11-17
Filing date: 2015-11-16
Publication date: 2017-03-11
Also published as: CN107109558B; JP6037084B2; TW201629242A; JPWO2016080344A1; CN107109558A; WO2016080344A1

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的高強度冷軋鋼板及其製造方法。

本申請係基於2014年11月17日在日本提出申請之日本特願2014-232931號，而主張優先權且將其內容引用於此。

發明背景

一號~五號電池(國際規格尺寸20~1的電池)、鈕扣式電池、大型混合型電池等的電池罐、各種容器，係將冷軋鋼板和按照必要而施行鍍敷處理而成之鍍敷鋼板(以後，稱為冷軋鋼板)進行沖壓加工(壓製成形)製造。

在該沖壓加工，係被要求尺寸精確度高、能夠抑制沖壓模具的磨耗且生產性較高。因而，作為能夠提供沖壓加工之冷軋鋼板，以往係利用沖壓加工性及深引伸性之壓製成形性較優異的軟質冷軋鋼板。

另一方面，近年來為了實現沖壓罐的薄壁化，提供沖壓加工之冷軋鋼板亦被要求進一步提升強度。例如，伴隨著近年來電子機器的發展，亦要求進一步增大電池的容量。但是，電池的外形係在規格上已規定尺寸。因此，為了增加電池的活性物質填充量，必須増加電池內部的容積(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，冷軋鋼板被薄壁化時，沖壓罐有強度不足之情形。特別是因為沖壓罐的罐底，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，被要求同時具有優異的壓製成形性及高強度。但是，提高壓製成形性與提高強度可說是互相相反之技術課題。即便能夠提高冷軋鋼板強度而使冷軋鋼板薄壁化，能夠預料該冷軋鋼板之全延伸度EL低落，亦即壓製成形性低落。例如，即便提高冷軋鋼板強度，以沖壓加工的方式進行多階段加工時，因為在沖壓罐的胴上部之加工應變量變為很大，所以在該冷軋鋼板係有壓製加工無法良好地進行之可能性。如此，關於沖壓罐用冷軋鋼板，使其兼具高強度及優異的壓製成形性係不容易的。

除上述以外，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(stretcher strain)(條紋狀表面缺陷)。產生伸張應變時，在罐周面及罐底，係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(產生伸張應變之部分)。亦即，在罐周面及罐底產生凹凸。電池罐(沖壓罐)具有此種凹凸形狀時，因為電池罐與電池活性物質之接觸電阻變，乃是不佳。又，沖壓罐具有此種凹凸形狀時，沖壓罐的拉力剛性低落且沖壓罐的耐內外壓強度亦有低落之可能性。因此，在沖壓罐用冷軋鋼板，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可產生伸張應變。又，在以後的說明，係將在沖壓加工後不產生伸張應變者稱為「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度(在剛降伏後，以比降伏點更小的變形抵抗進行之穩態變形)。該伸張應變，係能夠藉由將鋼板以輕軋縮率進行輥軋之調質輥軋(平整輥軋)而抑制。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。

先前，為了抑制伸張應變，作為沖壓罐用冷軋鋼板，係使用添加鈮(Nb)的極低碳鋼、硼(B)添加低碳鋼。例如，在以添加Nb的極低碳鋼(Nb-SULC)等作為代表之IF(無間隙原子；Interstitial Free)鋼，因為不容易產生時效硬化，所以能夠防止伸張應變。但是，在添加Nb的極低碳鋼，因為其鋼成分受到限制，而難以提高鋼的強度。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，係在將鋼板連續退火之後，藉由使用箱式退火來實施過時效處理而減低鋼中的固溶C，來防止產生伸張應變。例如在使用上述的箱式退火(box annealing)之過時效處理，於400℃左右的低溫將鋼板均熱之後，必須將鋼板緩慢冷卻。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稱為「BAF-OA(箱式退火過時效處理；Box Annealing Furnace-Over Aging)」。

在該BAF-OA，因為進行上述的均熱及緩慢冷卻，所以必須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，能夠不實施BAF-OA，而能夠形成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。

除了上述以外，沖壓罐用冷軋鋼板係以亦具有優異的形狀凍結性為佳。例如在將沖壓罐用冷軋鋼板壓製成形之後，產生彈回時無法得到目標形狀的沖壓罐，而且尺寸精確度低落且在沖壓罐產生變形或厚度過剩。又，在電池罐(沖壓罐)產生彈回時，耐內外壓強度低落，或電池罐與電極端子板的接觸電阻増加。因而，沖壓罐用冷軋鋼板，係除了高強度、具有優異的壓製成形性且具有優異的非St-St性以外，亦被要求具有優異的形狀凍結性用以提高壓製成形後的尺寸精確度。

例如，專利文獻1係揭示一種沖壓罐用鋼板。該沖壓罐用鋼板之特徵在於：係由C：≦0.0030wt%、Si：≦0.05wt%、Mn：≦0.5wt%、P：≦0.03wt%、S：≦0.020wt%、 solAl：0.01~0.100wt%、N：≦0.0070wt%、Ti：0.01~0.050wt%、Nb：0.008~0.030wt%、B：0.0002~0.0007wt%、剩餘部分為Fe及不可避免的元素所構成之組成，結晶粒度No.為10.0以上，HR30T為47~57。專利文獻1係記載上述沖壓罐用鋼板能夠抑制表面缺陷。

例如，專利文獻2係揭示一種沖壓罐用鋼板。該沖壓罐用鋼板之特徵在於：係以質量%計，由C：0.045~0.100%、Si：≦0.35%、Mn：≦1.0%、P：≦0.070%、S：≦0.025%、solAl：0.005~0.100%、N：≦0.0060%、B：B/N=0.5~2.5、剩餘部分為Fe及不可避免的不純物所構成之組成，板厚t為0.15~0.60mm、△r值為+0.15~-0.08的範圍，而且藉由將再結晶退火時的加熱速度設為5℃/sec以上使鋼板的結晶方位無規化而成。專利文獻2係記載上述沖壓罐用鋼板，特別是具有優異的邊緣性。

先前技術文獻專利文獻

專利文獻1：日本特許第3516813號公報

專利文獻2：日本特許第4374126號公報

發明概要

專利文獻1及2係揭示一種沖壓罐用鋼板，但是在專利文獻1及2所揭示的沖壓罐用鋼板，係C含量較低且軟質的冷軋鋼板。因此，使該鋼板薄壁化時，沖壓罐的耐內外壓強度有低落之可能性。又，在專利文獻1，因為使用極低碳鋼，所以不必考慮產生起因於固溶C之時效硬化及伸張應變。而且，在專利文獻2，將BAF-OA省略時，難以抑制伸張應變。如此，專利文獻1及2係對於下述情形，沒有揭示或啟發：必須使冷軋鋼板高強度化，用以達成薄壁化；除了該高強度化以外，必須提升壓製成形性及非St-St性、以及必須提升形狀凍結性用以提高壓製成形後的尺寸精確度。亦即，在先前技術，係無法藉由具有大於0.15%之較高的C含量來確保強度，同時不使用箱式退火而在沖壓罐用鋼板之時效處理後能夠抑制伸張應變。又，在JIS G3303所規定的鍍錫鋼皮成分，C含量為0.13%以下。

本發明係鑒於上述情形而進行，其課題係提供一種高強度且具有優異的壓製成形性，而且具有優異的非St-St性且亦具有優異的形狀凍結性之沖壓罐用冷軋鋼板。

本發明的要旨係如以下。

(1)在本發明之一態樣的沖壓罐用鋼板，係就化學成分而言，以質量%計，含有C：大於0.150~0.250%、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，剩餘部分係由Fe及不純物所構成；前述化學成分中的硼含量與氮含量係以質量%計，滿足0.4≦B/N≦2.5；前述鋼板係就微組織而言，含有肥粒鐵、及波來鐵；在100℃對前述鋼板實施1小時的時效處理之後進行拉伸方向成為與輥軋方向平行之拉伸試驗所得到的降伏強度，將該降伏強度以單位MPa計且設作YP，將全延伸度以單位%計且設作EL，將降伏點延伸度以單位%計且設作YP-EL，將降伏比以單位%計且設作YR，以及將加工硬化量以單位MPa計且設作WH時，前述YP為310~370MPa，前述EL為24~30%，前述YP-EL為0%，前述YR為68~73%，前述WH為45~70MPa。

(2)如上述(1)所述之沖壓罐用鋼板，其中前述YP與前述WH合計的值亦可為大於355~440MPa。

(3)如上述(1)或(2)所述之沖壓罐用鋼板，其中亦可在前述鋼板的表面上，配置Ni鍍覆層、Ni擴散鍍覆層、Sn鍍覆層、及TFS鍍覆層之中的至少1種。

(4)一種如上述(1)或(2)所述之沖壓罐用鋼板的製造方法，係具備以下述的步驟：製鋼步驟，其係得到具有前述化學成分的鑄片；熱軋步驟，其係將前述鑄片加熱至1000℃以上且在840~950℃進行精加工輥軋，精加工輥軋後進行冷卻且在500~750℃進行捲取而得到熱軋鋼板；一次冷軋步驟，其係對前述熱軋鋼板實施累積軋縮率大於80%的一次冷軋而得到一次冷軋鋼板；退火步驟，其係將前述一次冷軋鋼板，以平均升溫速度10~40℃/秒進行升溫且在750℃~820℃的溫度範圍內進行均熱，隨後，施行在500~400℃之間以平均冷卻速度5~80℃/秒進行冷卻之連續退火，而得到退火鋼板；以及調質輥軋步驟，其係在前述退火步驟後，以0.5~5.0%的累積軋縮率將不施行過時效處理之前述退火鋼板進行調質輥軋，而得到調質輥軋鋼板。

(5)如上述(4)所述之沖壓罐用鋼板的製造方法，其中在前述調質輥軋步驟後，亦可進一步具備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鍍敷處理之中的至少1種之鍍敷步驟。

依照本發明的上述態樣，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性且亦具有優異的形狀凍結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及形狀凍結性，而且能夠抑制產生伸張應變且能薄壁化。

10‧‧‧肥粒鐵

20‧‧‧波來鐵

圖1係顯示先前的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2係顯示本發明的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係顯示先前的沖壓罐用冷軋鋼板之微組織之光學顯微鏡照相。

圖4係顯示本實施形態之沖壓罐用冷軋鋼板的微組織之光學顯微鏡照相。

圖5係顯示冷軋鋼板的C含量(%)與加工硬化量WH(%)之關係之圖表。

圖6係顯示冷軋鋼板的C含量(%)與全延伸度EL(%)之關係之圖表。

用以實施發明之形態

以下，詳細地說明本發明之適合的實施形態。但是，本發明係不被在本實施形態所揭示的構成限制，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係將下限值及上限值包含在其範圍內。顯示「大於」或「小於」之數值，係不將該值包含在數值範圍內。有關各元素的含量之「%」係意味著「質量%」。

本發明者等係進行調査及研討沖壓罐用鋼板(以後，稱為冷軋鋼板)的特性，而得到以下的見解(i)~(v)。首先，針對見解(i)及(ii)而進行說明。

(i)在本實施形態之冷軋鋼板，使C含量成為大於0.150%時，因鋼中的固溶C而鋼固溶強化，使得冷軋鋼板的降伏強度YP提高。自然時效後在輥軋方向(L方向)的降伏強度YP，係成為比先前的沖壓罐用冷軋鋼板之降伏強度更高之310MPa以上。因而，使用該冷軋鋼板時，即便薄壁化而能夠得到具有優異的耐內外壓強度之沖壓罐。

(ii)在本實施形態之冷軋鋼板，即便提高C含量而成為大於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)設為肥粒鐵及沃斯田鐵的二相域溫度(例如，750~820℃)，將隨後的500~400℃之間的平均冷卻速度設為5~80℃/秒時，即便在鋼中存在固溶 C，亦能夠得到具有優異的非St-St性之冷軋鋼板。

在圖1，係顯示先前的沖壓罐用冷軋鋼板在降伏點附近的應力-應變線圖。在圖2係顯示本實施形態之沖壓罐用冷軋鋼板在降伏點(0.2%屈服強度)附近的應力-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0.190質量%。圖1及圖2的冷軋鋼板，係在滿足後述的本實施形態之冷軋鋼板的製造方法之條件下製造。具體而言，係在上述條件下實施CAL後，不實施BAF-OA而製成圖1及圖2的冷軋鋼板。從所製成的冷軋鋼板，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。對所製成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，係對各拉伸試片於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含量較低之先前的冷軋鋼板(圖1)，係產生降伏點下降且產生降伏點延伸度YP-EL。這是起因於以下的情形：即便被從外部施加應力，藉由固溶C引起的柯瑞爾效應(Cottrell effect)，差排至降伏點為止為不移動(被固定)，差排係在降伏點一氣地從固溶C被釋放而移動。而且，在先前的冷軋鋼板(圖1)，因為降伏後差排亦重複藉由柯瑞爾效應引起固定及釋放，所以產生降伏點延伸度YP-EL。

相對於此，在C含量較高的本實施形態之冷軋鋼板(圖2)，無法確認降伏點下降且不產生降伏點延伸度YP-EL。在本實施形態之冷軋鋼板(圖2)，被從外部施加應力時，即便在降伏點前亦局部地開始塑性變形，而產生無法觀察到如圖1的降伏點延伸度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在L剖面(對輥軋方向為平行的剖面)之微組織。圖3係提供圖1的拉伸試驗之冷軋鋼板的L剖面之微組織影像，圖4係提供圖2的拉伸試驗之冷軋鋼板的L剖面之微組織影像。

圖3及圖4中，白色組織為肥粒鐵10，黑色組織為波來鐵20。如從圖3及圖4所觀察到，圖3及圖4的冷軋鋼板之微組織，係主要含有肥粒鐵及波來鐵之組織。但是，相較於圖3的冷軋鋼板，C含量較高的圖4之冷軋鋼板係生成較多的波來鐵。

考慮以上的拉伸試驗及組織觀察之結果時，在本實施形態之冷軋鋼板(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，係能夠如以下推測。本實施形態之冷軋鋼板(C含量較高的冷軋鋼板)，就微組織而言，係主要含有肥粒鐵及波來鐵，相較於C含量較低的冷軋鋼板，係生成較多的波來鐵。波來鐵係比肥粒鐵更硬的組織。因此，在變形時，肥粒鐵係優先變形。並且，在波來鐵方塊與肥粒鐵粒的境界附近，係存在變態時所產生的應力場(應變)。因此大大地受到該應力場的影響之結晶粒，係不容易生成差排且不容易移動。亦即，具有在本實施形態所具有之獨特的微組織之冷軋鋼板，其產生變形時，在肥粒鐵及波來鐵之中係從大大地受到應力場的影響之肥粒鐵粒，領先在降伏點前開始變形，然後相較於大大地受到該應力場影響之肥粒鐵粒，較緩慢且未大大地受到應力場的影響之肥粒鐵粒開始變形，隨後，波來鐵方塊開始變形。如此，認為在本實施形態之冷軋鋼板，從外部受到應力時，因為係從差排容易生成及移動的肥粒鐵粒，開始依次變形，所以即便在鋼中存在固溶C，在應力-應變線圖亦不出現降伏點延伸度YP-EL。認為該結果能夠抑制產生伸張應變。

又，如上述，為了防止產生伸張應變，在先前的鋼板係實施BAF-OA等。但是在先前的鋼板，係將C含量較低設作技術特徵。如C含量大於0.150%之高C含量的鋼板時，即便實施BAF-OA等，因為難以充分地減低鋼中的固溶C，所以實質上難以將YP-EL控制成為0%。本實施形態之鋼板，係藉由控制製造條件而形成主要含有上述的肥粒鐵及波來鐵之組織，即便將C含量設為大於0.150%，亦能夠將YP-EL控制成為0%。

本發明者等亦調查C含量與加工硬化量WH的關係。而且得到見解(iii)。又，在本實施形態之冷軋鋼板，係將從2%變形時的應力減去降伏強度YP(0.2%屈服強度)後之值，以單位MPa計且設作加工硬化量WH。

(iii)在本實施形態之冷軋鋼板，因為將C含量設為大於0.150%且進行組織控制時，加工硬化量WH成為45MPa以上，所以能夠得到壓製成形後具有優異的形狀凍結性之冷軋鋼板。

加工硬化量WH係充分地較大時，相較於不進行塑性變形的區域(未加工硬的區域)，在塑性變形後的區域(加工硬化後的區域)，係成為高強度(變形抵抗變大)。因此壓製成形中，在進行塑性變形後的區域，係能夠抑制變形的進行，相對地，在低強度之未進行塑性變形後的區域，係能夠促進變形的進行。此時，在壓製成形中，因為在鋼板內變形的區域，係從加工硬化後的區域依次往未加工硬化的區域推移，所以鋼板係容易沿著沖壓模具的形狀而變形。該結果，壓製成形後的形狀凍結性提升。

在圖5，係顯示冷軋鋼板的C含量(質量%)與加工硬化量WH(%)之關係。又，該圖5係調查控制成為主要含有肥粒鐵及波來鐵的微組織之冷軋鋼板而得到。

如圖5所顯示，伴隨著C含量的増加，加工硬化量WH係急速地變大。具體而言，C含量大於0.150%時，加工硬化量WH係成為顯示充分的形狀凍結性之45MPa以上。又，如上述，藉由C含量大於0.150%，促進時效處理後在L方向的降伏強度YP係成為310MPa以上。亦即，除了控制微組織等以外，係C含量成為大於0.150%時，作為沖壓罐用冷軋鋼板被要求的特性之中，能夠滿足強度、非St-St性及形狀凍結性。

另一方面，C含量太高時，冷軋鋼板為過剩地且全延伸度EL(%)低落，該結果，壓製成形性低落。本發明者等係調査C含量與全延伸度EL之關係。而且得到見解(iv)。

在(iv)本實施形態之冷軋鋼板，係將C含量設為0.250%以下且進行組織控制時，自然時效後在L方向(輥軋方向)的全延伸度EL，係成為與先前的沖壓罐用冷軋鋼板之全延伸度同程度以上之24%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%)與全延伸度EL(%)的關係。又，該圖6係調查控制主要含有肥粒鐵及波來鐵的微組織之冷軋鋼板而得到。

如圖6所顯示，隨著C含量増加而全延伸度EL降低。在壓製成形，全延伸度EL為24%以上時，能夠得到充分的壓製成形性。因而，如圖6所顯示，在本實施形態之冷軋鋼板，C含量為0.250%以下時，全延伸度EL係成為24%以上且能夠得到優異的壓製成形性。又，如上述，為了滿足強度、非St-St性及形狀凍結性，係將C含量的下限設為大於0.150%。亦即，在本實施形態之沖壓罐用冷軋鋼板，係將C含量設為大於0.150~0.250%。

而且，本發明者等係除了調査抑制起因於上述C的伸張應變以外，亦調査抑制起因於N的伸張應變。而且得到見解(v)。

藉由將(v)C含量設為大於0.150~0.250%後，將B含量與N含量控制在0.4≦B/N≦2.5時，能夠抑制產生起因C之伸張應變、及起因於N之伸張應變之雙方。

對滿足C含量大於0.150~0.250%、B/N為0.4~2.5之鋁全靜鋼(Aluminum killed steel)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，將退火溫度設為肥粒鐵與沃斯田鐵的二相域溫度(例如，750~820℃)，隨後，使500~400℃之間的平均冷卻速度成為5~80℃/秒。此時，因為除了冷軋鋼板的強度、壓製成形性、形狀凍結性、及起因於C之非St-St性提升以外，B亦與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，該結果，亦能夠抑制產生起因於N之伸張應變。

以下，詳述本實施形態之沖壓罐用冷軋鋼板。

[化學組成]

本實施形態之沖壓罐用冷軋鋼板，就化學成分而言，係含有基本元素之C、Sol.Al、及B，剩餘部分為由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係如以下限制為佳。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0.150~0.250%

碳(C)係固溶而提高鋼強度。將鋼強度提高時，能夠使冷軋鋼板薄壁化。C含量大於0.150%時，在能夠滿足後述其它的化學組成及製造條件之條件，促進時效處理後在L方向的降伏強度YP係成為310MPa以上，加工硬化量WH係成為45MPa以上。C含量為0.150%以下時，無法得到上述效果。另一方面，C含量大於0.250%時，冷軋鋼板的硬度變為太高，如圖6所顯示，自然時效飽和後(促進時效處理後)的全延伸度EL低落。此時，冷軋鋼板的壓製成形性變低。因而，C含量為大於0.150~0.250%。又，C為沃斯田鐵形成元素。在本實施形態之冷軋鋼板，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0.250%，更佳為0.225%。

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、及製罐後的冷軋鋼板之塗裝密著性低落。因而，Si含量係限制為0.50%以下。Si含量的較佳上限係小於0.50%。Si含量係以盡可能較低的值為佳。但是，因為在工業上穩定地使Si含量成為0%係困難的，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全延伸度EL低落。因此壓製成形性(沖壓加工性)低落。又，Mn為沃斯田鐵形成元素，在本實施形態之冷軋鋼板，為了用以控制微組織，係不添加在鋼。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含量的較佳上限為小於0.70%。Mn含量係以盡可能較低的值為佳。但是，因為在工業上穩定地使Mn含量成為0%係困難，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係通常提高冷軋鋼板強度。但是，P含量太高時，壓製成形性低落。具體而言，在形成沖壓罐之後的耐二次加工脆性低落。在經深沖壓加工後的沖壓罐，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，有因彎曲加工應變而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裂紋。P含量過剩時，變為容易產生二次加工脆性裂紋。因而，P含量係限制在0.070%以下。但是，因為在工業上穩定地使P含量成為0%係困難的，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係熱軋時使鋼板表層產生脆性裂紋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，因為在工業上穩定地使S含量成為0%係困難的，所以亦可將S含量的下限設為0.0001%。

Sol.Al：0.005~0.100%

鋁(Al)係使鋼脫氧。Al係進一步提高在連續鑄造時之鑄片的表面品質。Al含量太低時，無法得到該等效果。另一方面，Al含量太高時，上述效果飽和且製造成本變高。因而，Al含量為0.005~0.100%。在本實施形態之沖壓罐用冷軋鋼板的Al含量，係意味著Sol.Al(酸可溶性鋁)的含量。

N：0.0080%以下

氮(N)係不可避免地含有之不純物。N係與Al鍵結而形成氮化物且使結晶粒微細化等而使集合組織變化，該結果，對邊緣性(在沖壓罐成形後，在罐圓周方向所產生之罐高度的不均勻程度)造成影響。N係進一步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產生伸張應變。藉由使本實施形態之冷軋鋼板鋼中，含有後述的B且使N與B鍵結而形成氮化物，來抑制因N引起邊緣性低落且抑制因固溶N引起時效硬化。但是，N含量太高時，容易產生邊緣性低落，或產生時效硬化。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，因為在工業上穩定地使N含量成為0%係困難的，所以亦可將N含量的下限設定為0.0005%。

B：0.0005~0.02%

硼(B)係與N鍵結而形成BN(氮化硼)且減低固溶N。藉此，能夠抑制因固溶N引起時效硬化。B係進一步使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，邊緣性提升。又，B為肥粒鐵形成元素，在本實施形態之冷軋鋼板，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，固溶B増加而冷軋鋼板硬質化、或邊緣性低落。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，將在本實施形態之冷軋鋼板B與N的含量，使其互相關聯而規定。如上述，固溶N在鋼中過剩時，鋼產生時效硬化。因此，使鋼中含有B且使BN形成。另一方面，固溶B在鋼中過剩時，冷軋鋼板硬質化、或邊緣性低落。因此必須互相關聯而規定B及N的含量。具體而言，化學成分中的B含量與N含量，係以質量%計，必須滿足0.4≦B/N≦2.5。B及N的含量為滿足上述條件時，在抑制起因於固溶B之上述特性低落之同時，能夠良好地抑制起因於固溶N而產生伸張應變。B/N之值的下限係以0.8為佳。

在本實施形態之冷軋鋼板，係除了上述不純物以外，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，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而對微組織的形成造成影響，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，因為在工業上穩定地使該等不純物S含量成為0%係困難的，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，係能夠藉由從鋼板之中央位置採取粒狀試片，在基於預先製作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-紅外線吸收法而N係使用惰性氣體融解-熱傳導度法而測定即可。

[微組織]

本實施形態之冷軋鋼板，就微組織而言，係主要含有肥粒鐵及波來鐵。又，因為上述的BN係微細析出物，所以低倍率時係無法觀察，就微組織而言，亦可含有該BN。在本實施形態之冷軋鋼板，係除了控制成為上述的化學成分以外，亦藉由控制成為上述的微組織，而能夠得到具有優異的壓製成形性、優異的非St-St性、亦具有優異的形狀凍結性之冷軋鋼板。

上述的肥粒鐵、波來鐵、及BN，係微組織中，較佳是合計為95~100面積%。亦即，肥粒鐵、波來鐵、及BN以外的組織之粒狀雪明碳鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵等，較是合計為限制在小於5面積%。肥粒鐵、波來鐵、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，就微組織而言，本實施形態之冷軋鋼板，係以只由肥粒鐵、波來鐵、及BN所構成為更佳。

又，在本實施形態之冷軋鋼板微組織所含有的各構成相，係如以下地定義。肥粒鐵及肥粒鐵粒係如以下定義：具有起因於擴散變態之體心立方結構(bcc)且結晶方位角度差為0以上且小於15°之區域。麻田散鐵及麻田散鐵粒係如以下定義：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)且結晶方位角度差為0以上且小於15°之區域。雪明碳鐵係如以下定義：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以下定義：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為0以上且小於9之區域。粒狀雪明碳鐵係如以下定義：不被含有在波來鐵方塊中之雪明碳鐵。BN係如以下定義：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，各構成相的面積分率等，係藉由影像解析微組織照相即可。

[機械特性]

本實施形態之冷軋鋼板，係將從在100℃對冷軋鋼板實施1小時的時效處理(促進時效處理)之後，進行拉伸試驗所得到的降伏強度以單位MPa計且設作YP，將全延伸度以單位%計且設作EL，將降伏點延伸度以單位%計且設作YP-EL，將降伏比以單位%計且設作YR，以及將加工硬化量以單位MPa計且設作時，YP為310~370MPa，EL為24~30%，YP-EL為0%，YR為68~73%，WH為45~70MPa。

在此，拉伸試驗係使用平行部為對L方向(輥軋方向)平行的拉伸試片，而且依據JIS Z2241(2011)在室溫(25℃)且大氣中實施。

YP：310~370MPa

降伏強度YP為310MPa以上時，即便使冷軋鋼板薄壁化(薄壁化)，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，降伏強度YP太高時，因為壓製成形變為困難，所以亦可將降伏強度YP設為370MPa以下。降伏強度YP係以小於360MPa為佳。又，因為在本實施形態之冷軋鋼板，係將如上述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：24~30%

全延伸度EL為24%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，因為全延伸度EL的上限值係越大越佳，所以沒有特別限制。但是，在工業上穩定地使全延伸度EL成為大於30%係困難的，所以亦可將全延伸度EL的上限設為30%。又，所謂全延伸度EL，係意味著彈性延伸度與永久延伸度之和。

YP-EL：0%

降伏點延伸度YP-EL為0%時，因為能夠抑制在剛降伏後以比降伏點更小的變形抵抗進行之穩態變形，所能夠抑制產生伸張應變。又，在本實施形態之冷軋鋼板，所謂降伏點延伸度YP-EL為0%，係意味著在剛降伏後不以比降伏點(0.2%屈服強度)更小的變形抵抗(應力)進行變形。亦即，在本實施形態之冷軋鋼板，所謂降伏點延伸度YP-EL為0%，係意味著降伏點不會下降，而且降伏直隨後(0.2%屈服強度到達直隨後)，應力-應變曲線係顯示加工硬化。

YR：68~73%

降伏比YR為68~73%時，係意味著相對於拉伸強度TS，應將降伏強度YP適當地控制之範圍。亦即，在確保用以薄壁化之較佳的降伏強度YP之同時，在壓製成型時能夠容許從降伏強度YP開始至拉伸強度TS為止之加工硬化。因此，能夠得到高強度且具有優異的壓製成形性，亦具有優異的形狀凍結性之冷軋鋼板。又，降伏比YR係將以單位MPa計的降伏強度YP，除以以單位MPa計的拉伸強度TS所得到的值之百分率。

WH：45~70MPa

加工硬化量WH為45~70MPa時，因為壓製成形中，在塑性變形後的區域(加工硬化後的區域)係能夠抑制變形的進行，在相對較低強度之未進行塑性變形的區域(未加工硬化的區域)係能夠促進變形的進行，所以在鋼板內進行變形之區域，係能夠從加工硬化後的區域往未加工硬化的區域依次推移而去。因此，壓製成形中，鋼板係容易沿著沖壓模具的形狀而變形，所以壓製成形後之形狀凍結性提升。

又，在本實施形態之將冷軋鋼板降伏強度YP與加工硬化量WH合計後之值，係以大於355~440MPa為佳。YP+WH之值為滿足該條件時，能夠較佳地控制降伏強度YP及加工硬化量WH，而且能夠得到高強度、具有優異的壓製成形性且亦具有優異的形狀凍結性之冷軋鋼板。

[鍍覆層]

本實施形態之冷軋鋼板，亦可在冷軋鋼板表面上(板面上)，配置Ni鍍覆層、Ni擴散鍍覆層、Sn鍍覆層、及無錫鋼(TFS)鍍覆層(由金屬Cr層及Cr水合氧化物層之2層所構成之鍍覆層)之中的至少1種。藉由在冷軋鋼板板面上配置上述的鍍覆層，表面外觀提升且耐蝕性、耐藥品性、耐應力裂紋性等提升。

以下，詳述本實施形態之沖壓罐用冷軋鋼板的製造方法。

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

[製鋼步驟]

在製鋼步驟，係製造溶鋼，其係以質量%計，含有C：大於0.150~0.250%、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，剩餘部分為由Fe及不純物所構成，而且化學成分中的硼含量與氮含量係滿足0.4≦B/N≦2.5。從所製成的溶鋼製造鑄片(鋼胚)。例如，將鋼胚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進行鑄造即可。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℃)且在840~950℃進行精加工輥軋，而且在精加工輥軋後進行冷卻且於500~750℃進行捲取而製造熱軋鋼板。

捲取溫度CT大於750℃時，將熱軋鋼板控制成為適合提供後步驟之微組織(Band organization(帶狀組織))係變為困難，而且將最後所得到的冷軋鋼板控制成為本實施形態獨特的微組織係變為困難。捲取溫度CT小於500℃時，熱軋鋼板中的雪明碳鐵係成為硬質組織。因此，冷軋鋼板的全延伸度EL可能低落。因而，較佳捲取溫度CT為500~750℃。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，係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，且以鋼板的面內各向異性△r成為大略0(具體而言，係△r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，係使累積軋縮率成為大於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，因為在工業上穩定地使累積軋縮率大於90%係困難的，亦可將累積軋縮率的上限設為90%。又，所謂累積軋縮率，係從在一次冷軋之即將第1道次之前的入口板厚、與剛最後道次後的出口板厚之差所計算之軋縮率。

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，必須使熱軋鋼板板厚薄化，此時，無法確保上述熱軋時的精加工溫度。因而，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，係實施以平均升溫速度：10~40℃/秒升溫，在肥粒鐵及沃斯田鐵的二相域溫度(例如，750~820℃)進行均熱，隨後，在500~400℃之間的平均冷卻速度成為5~80℃/秒之條件下進行冷卻之連續退火，而製造退火鋼板。

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恢復且在加工組織中生成再結晶核。藉由在上述條件下將一次冷軋鋼板升溫，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，更佳是在500~700℃之間以平均升溫速度為15~30℃/秒，將一次冷軋鋼板升溫。

退火溫度(均熱溫度)ST，係設作肥粒鐵及沃斯田鐵的二相域溫度。本實施形態之沖壓罐用鋼板為上述化學成分時，750~820℃的溫度範圍係相當於肥粒鐵及沃斯田鐵的二相域溫度。藉由在該溫度範圍內進行均熱，能夠良好地控制微組織。

退火溫度ST小於750℃時，因為成為在接近肥粒鐵單相域溫度之溫度進行退火，所以波來鐵的生成變為不充分且肥粒鐵粒的結晶粒徑亦變小。因此，無法得到上述本實施形態的微組織。此時，得到目標機械特性係變為困難。退火溫度ST為大於820℃時，退火中的鋼板之沃斯田鐵分率變為過剩，致使最後所得到的冷軋鋼板有EL低落之可能性。退火溫度ST為750℃以上且820℃以下時，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5~50秒即可。考慮生產性及材質安定性時，保持時間係以10~30秒為佳。

在上述退火溫度ST均熱後，將鋼板冷卻。此時，係使500~400℃之間的平均冷卻速度CR成為5~80℃/秒。平均冷卻速度大於CR為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度YP-EL係變為比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小於310MPa。500~400℃之間的平均冷卻速度CR為5~80℃/秒時，能夠確保適當的固溶C量。因此，促進時效處理後的降伏強度YP係成為310MPa以上，加工硬化量WH係成為45MPa以上，而且降伏比YR係成為 73%以下。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。

又，為了提高鋼板的生產性，平均冷卻速度CR的下限係以10℃/秒為佳。又，在通常的連續退火生產線(CAL)時，係將鋼板進行氣體冷卻。氣體冷卻能力的上限為30℃/秒左右。因而，平均冷卻速度CR的上限係以30℃/秒為佳。

[藉由箱式退火之過時效處理步驟(BAF-OA步驟)]

在本實施形態之冷軋鋼板的製造方法，係不實施BAF-OA。即便不實施BAF-OA，本實施形態的冷軋鋼板，係高強度且具有優異的壓製成形性、優異的非St-St性，而且亦具有優異的形狀凍結性。在本實施形態之冷軋鋼板的製造方法實施BAF-OA時，鋼中的固溶C減低而降伏強度YP成為小於310MPa。因而，在本實施形態之冷軋鋼板的製造方法，係不實施BAF-OA。因為在本實施形態係不實施BAF-OA，所以沖壓罐用冷軋鋼板的生產性係顯著地提高。

[調質輥軋步驟]

在調質輥軋步驟，係將在退火步驟後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，降伏點延伸度YP-EL有成為大於0%之情況。軋縮率大於5.0%時，全延伸度EL成為小於24%且壓製成形性低落。軋縮率為0.5~5.0%時，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係板厚為0.15~0.50mm。

[鍍敷步驟]

在本實施形態之冷軋鋼板的製造方法，亦可在調質輥軋步驟後，在調質輥軋鋼板表面上(板面上)施行Ni鍍敷處理、Ni擴散鍍敷處理、Sn鍍敷處理、及TFS鍍敷處理之中的至少1種。此時，係在調質輥軋鋼板的板面上，形成Ni鍍覆層、Ni擴散鍍覆層、Sn鍍覆層、及TFS鍍覆層(由金屬Cr層及Cr水合氧化物層之2層所構成之鍍覆層)之中的至少1種。又，Ni擴散鍍覆層係藉由在經施行Ni鍍敷處理之鋼板施行擴散熱處理而形成。

實施Ni鍍敷處理時，在調質輥軋鋼板表面所形成之Ni鍍覆層的較佳厚度為0.5~5.0μm(就Ni附著量而言為4.45~44.5g/m²)。

藉由在上述的各步驟細緻且複合地控制各製造條件，能夠在本實施形態之冷軋鋼板得到獨特的微組織。具體而言，係藉由只有在以下的毎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，而能夠在本實施形態得到獨特的微組織。其結果，能夠得到高強度且具有優異的壓製成形性、優異的非St-St性、亦具有優異的形狀凍結性之沖壓罐用冷軋鋼板。

[實施例1]

其次，藉由實施例來更具體且詳細地說明本發明的一態樣之效果，但是在實施例的條件，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℃且實施熱軋而製成2.0mm板厚的熱軋鋼板。熱軋的精加工溫度為880~920℃。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，實施一次冷軋而製成板厚0.25mm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係將鋼板均熱25秒鐘。均熱後，係使用氮氣而實施氣體冷卻。此時，從退火溫度ST開始至50℃為止，不進行2階段冷卻(不將鋼板保持在中間溫度)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。

在試驗號碼2及5的鋼板，係進而在CAL後，實施BAF-OA(藉由箱式退火之過時效處理)。在BAF-OA，係將鋼板於450℃均熱5小時之後，以72小時緩慢冷卻。又，試驗號碼2及5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所顯示之試驗號碼10的鋼板實施Sn鍍敷處理。具體而言，係在調質輥軋步驟後，使用電鍍Sn法而在鋼板的表背面形成Sn鍍覆層。表面及背面的Sn鍍覆層膜厚，係任一者均為2.8g/m²。該試驗號碼10的鋼板係成為具有Sn鍍覆層之冷軋鋼板。

又，作為鍍敷步驟，係對表1所顯示之試驗號碼19的鋼板實施Ni鍍敷處理。具體而言，係在調質輥軋步驟後，使用電鍍法在鋼板的表背面形成Ni鍍覆層。表面及背面的Ni鍍覆層膜厚係任一者均為2μm。該試驗號碼19的鋼板，係成為具有兩面Ni鍍覆層之冷軋鋼板。

關於如上述所製成的冷軋鋼板，係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。

微組織係使用光學顯微鏡進行觀察所製成的冷軋鋼板之L剖面。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。微組織照相係拍攝進行研磨且NITAL(硝酸乙醇腐蝕液)蝕刻後的試料之L剖面的厚度方向的1/4厚度間之部位。

在表3中，「F+P」係表示微組織主要含有肥粒鐵及波來鐵。「F+C」係表示微組織主要含有肥粒鐵及雪明碳鐵。

機械特性係使用所製成的冷軋鋼板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於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，來求取降伏強度YP、拉伸強度TS、全延伸度EL、降伏點延伸度YP-EL、降伏比YR、加工硬化量WH。

本發明例之試驗號碼6、7、9、10、12、13、15、及19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、優異的非St-St性，亦具有優異的形狀凍結性。

另一方面，比較例之1~5、8、11、14、及16~18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、非St-St性、及形狀凍結性。

試驗號碼1係具有相當於專利文獻1的表1中的鋼A之化學組成之先前例，上述本發明例(試驗號碼6、7、9、10、12、13、15、及19)的降伏強度YP係試驗號碼1的約1.5倍以上，加工硬化量WH係約1.5以上。

試驗號碼1的C含量為太低。又，不滿足B、Nb、Ti含量。而且，B/N為太低。因此，微組織係無法成為肥粒鐵與波來鐵的二相組織，降伏強度YP為小於310MPa，加工硬化量WH為小於45MPa。

試驗號碼2係在CAL後實施BAF-OA之先前例，但是C含量為太低。因此微組織係無法成為肥粒鐵與波來鐵的二相組織，降伏強度YP為小於310MPa，加工硬化量WH為小於45MPa。

在試驗號碼3、4、及17，C含量為太低。因此，雖然微組織係由肥粒鐵與波來鐵所構成之二相組織，但是波來鐵的生成量太少。其結果，試驗號碼3、4、及17的任一者均是降伏點延伸度YP-EL比0%更高。又，加工硬化量WH為小於45MPa。

在試驗號碼5，雖然化學組成適當，但是在CAL的退火溫度ST太低。而且，在CAL後實施BAF-OA。因此，微組織係無法成為肥粒鐵與波來鐵的二相組織，降伏強度YP為小於310MPa，加工硬化量WH為小於45MPa。

在試驗號碼8及試驗號碼11，雖然化學組成為適當，但是在CAL的退火溫度ST太低。因此微組織係無法成為肥粒鐵與波來鐵的二相組織。因此，加工硬化量WH為小於45MPa，降伏比YR為大於73%且形狀凍結性較低。

在試驗號碼14，雖然化學組成為適當，但是退火溫度ST為太高。因此，波來鐵増加，全延伸度EL成為小於24%且壓製成形性較低。

在試驗號碼16及18，C含量為太高。因此，全延伸度EL太低而為小於24%，而且壓製成形性較低。

又，雖然在表中沒有顯示，雖然化學成分滿足本發明的範圍，但是一次冷軋率不滿足80%的冷軋鋼板，例如累積軋縮率為78%的冷軋鋼板，雖然在微組織含有肥粒鐵及波來鐵，但是該微組織係比本發明例的微組織更粗大。因此，降伏點延伸度YP-EL無法成為零。

而且，雖然化學成分滿足本發明的範圍，但是退火後在500~400℃的平均冷卻速度CR不滿足5℃/秒之冷軋鋼板，例如平均冷卻速度CR為4℃/秒的冷軋鋼板，雖然在微組織含有肥粒鐵及波來鐵，但是該微組織係比本發明例的微組織更粗大。因此，降伏點延伸度YP-EL無法成為零。

而且，雖然化學成分滿足本發明的範圍，但是退火後在500~400℃的平均冷卻速度CR為大於80℃/秒之冷軋鋼板，例如平均冷卻速度CR為85℃/秒的冷軋鋼板，雖然在微組織含有肥粒鐵及波來鐵，但是該微組織係比本發明例的微組織更微細。因此，降伏點延伸度YP-EL無法成為零。

產業上之利用可能性

依照本發明的上述態樣，能夠提供一種高強度且具有優異的壓製成形性、優異的非St-St性，亦具有優異的形狀凍結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及形狀凍結性，而能夠抑制產生伸張應變且能薄壁化。因此，在產業上的利用可能性高。

Claims

一種沖壓罐用鋼板，其特徵在於：前述鋼板係就化學成分而言，以質量%計，含有C：大於0.150~0.250%、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，剩餘部分係由Fe及不純物所構成；前述化學成分中的硼含量與氮含量係以質量%計，滿足0.4≦B/N≦2.5，前述鋼板係就微組織而言，含有肥粒鐵、及波來鐵；在100℃對前述鋼板實施1小時的時效處理之後進行拉伸方向成為與輥軋方向平行之拉伸試驗所得到的降伏強度，將該降伏強度以單位MPa計且設作YP，將全延伸度以單位%計且設作EL，將降伏點延伸度以單位% 計且設作YP-EL，將降伏比以單位%計且設作YR，以及將加工硬化量以單位MPa計且設作WH時，前述YP為310~370MPa，前述EL為24~30%，前述YP-EL為0%，前述YR為68~73%，前述WH為45~70MPa。
如請求項1之沖壓罐用鋼板，其中前述YP與前述WH合計的值為大於355~440MPa。
如請求項1或2之沖壓罐用鋼板，其中在前述鋼板的表面上，配置Ni鍍覆層、Ni擴散鍍覆層、Sn鍍覆層、及TFS鍍覆層之中的至少1種。
一種沖壓罐用鋼板的製造方法，係如請求項1或2之沖壓罐用鋼板的製造方法，其特徵在於具備以下述的步驟：製鋼步驟，其係得到具有前述化學成分的鑄片；熱軋步驟，其係將前述鑄片加熱至1000℃以上且在840~950℃進行精加工輥軋，精加工輥軋後進行冷卻且在500~750℃進行捲取而得到熱軋鋼板；一次冷軋步驟，其係對前述熱軋鋼板實施累積軋縮率大於80%的一次冷軋而得到一次冷軋鋼板；退火步驟，其係將前述一次冷軋鋼板，以平均升溫速度10~40℃/秒進行升溫且在750℃~820℃的溫度範圍內進行均熱，隨後，施行在500~400℃之間以平均冷卻速度5~80℃/秒進行冷卻之連續退火，而得到退火鋼板；以及調質輥軋步驟，其係在前述退火步驟後，以0.5~5.0%的累積軋縮率將不施行過時效處理之前述退火鋼板進行調質輥軋，而得到調質輥軋鋼板。
如請求項4之沖壓罐用鋼板的製造方法，其中在前述調質輥軋步驟後，進一步具備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鍍敷處理之中的至少1種之鍍敷步驟。