WO2007080992A1 - 冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Eiko Yasuhara
Nobuko Nakagawa
Reiko Sugihara
Tadashi Inoue
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Jfe Steel Corporation
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Definitions

  • the present invention relates to a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.5 nim or less suitable for use in a battery can.
  • a method of processing a cold rolled steel sheet into a battery can a method in which deep drawing and ironing are appropriately combined is used.
  • DI processing that performs ironing after drawing to a drawing force, stretch drawing, bending and unbending after drawing to drawing force, and stretch drawing that performs ironing if necessary.
  • methods include multi-stage drawing, in which ironing is performed after the drawing is performed. In processing battery cans, it is required that the can heights in the circumferential direction of the cans not be uneven, that is, the generation of ears is suppressed.
  • the r value (Lankford value: Lankford value) is an index that represents the deep drawability of cold-rolled steel sheets, etc., but the above-mentioned ear stiffness indicates the r-value in-plane anisotropy ⁇ It is generally known that there is a good correlation with ⁇ ⁇ . Specifically, when A r approaches 0, the ear height is said to be lower. Therefore, in order to suppress the occurrence of ears, it is desirable to set to 0, but in general, if -0. 20 ⁇ ⁇ ⁇ 0.20, virtually no ears are observed. .
  • a cold rolled steel sheet for battery cans is required to have excellent non-ageing property.
  • the strain aging index AI should be 50 MPa or less.
  • JP-A-2002-88446 discloses mass reduction. C: 0.015-0.06 ° /.
  • B Disclosed is a nickel-plated steel sheet for battery cans with excellent anisotropy, consisting of 5ppm ⁇ B- (ll / 14) N ⁇ 30ppm, balance Fe and inevitable impurities, with an average surface roughness Ra of 0.02-0.2 ⁇ m. ing. In the manufacture of this steel plate, precipitation of solute C (solute C) is performed from the box annealing furnace to improve strain aging resistance.
  • Mn 3.00% or less
  • A1 0.150% or less
  • P 0.100% or less
  • S 0.010% or less
  • N 0.0100% or less
  • balance Fe and inevitable impurities ferrite phase
  • high strength for cans with small in-plane anisotropy A workable cold-rolled steel sheet is disclosed.
  • the steel sheet is manufactured by the double cold rolling-double annealing method.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 2006-137988 describes C: 0.04 to 0.60 ° /. , Si: 0.80—3.0 ° /.
  • a steel sheet for a battery can comprising Mn: 0.3 to 3.0%, P: 0.06% or less, S: 0.06% or less, A1: 0.1% or less, N: 0.0010 to 0.0150% or less, the balance Fe and inevitable impurities is disclosed. ing.
  • This steel is a high strength steel sheet having a 4 5 0 MPa or more tensile strength as wear at ensuring the strength of the battery can be thinned the can wall to increase the capacity of the small battery.
  • the steel sheet for battery cans described in JP 2006-137988 A excellent strain aging resistance cannot be obtained, and ⁇ 20.20 ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ 0 ⁇ 20 is not necessarily obtained. There is a problem that the directivity is not small.
  • the yield strength (YS: yi eld strength) may be 4 OOMPa or more, and the load during deep drawing is excessively increased. This causes problems such as lowering productivity and deteriorating the die.
  • the present invention is inexpensive, can be manufactured without reducing productivity, has an AI force of S 50 MPa or less, has excellent strain aging resistance, and has a small in-plane anisotropy of ⁇ 0.20 ⁇ 0.20. It aims at providing a cold-rolled steel plate and its manufacturing method.
  • Another object of the present invention is to provide a cold-rolled steel sheet having a higher strength and a lower YS and a method for producing the same as an option.
  • the present inventors have studied various methods for producing a steel sheet having excellent strain resistance aging and small Ar by one continuous annealing. As a result, a component system designed based on ordinary low-carbon steel is used, the rolling reduction during cold rolling is set to 80-88%, and the ferrite phase and second phase are composed at an appropriate ratio. It was found that by using a composite structure, it was possible to produce cold-rolled steel sheets with AI of 50 MPa or less, excellent strain aging resistance, and low in-plane anisotropy of -0.20 ⁇ ⁇ 0.20.
  • the present invention has been made based on such findings.
  • the present invention is mass. /. C: 0.010 to 0.040, Si: 0.02 ° /. Below ⁇ : 1.0-2.5%, ⁇ : 0.02 ° /. Hereinafter, S: 0.015% or less, ⁇ : 0.004 ° /.
  • A1: 0.020 to 0.07% is included, the balance is composed of Fe and inevitable impurities, and consists of a ferrite phase and a second phase, and the volume fraction of the second phase is 0.2% or more 10 It has a micro-structure that is less than%, AI force ⁇ OMPa or less, ⁇ r is -0.20 or more, 0.20 or less, and the plate thickness is 0.5 ⁇ or less.
  • the steel sheet of the present invention has a mass. /. And Mn: l.8 to 2.5% is preferable.
  • the steel plate of the present invention further, mass. /. And Cr: 1 ° /.
  • Mo molybdenum
  • B 0.01% or less
  • addition of Cr is preferable.
  • the steel plate of the present invention is, for example, mass. /. In C: 0.010-0.040. /.
  • a steel slab (slab) having a composition of 540 to 730 is hot-rolled at a rolling finish temperature (finishing delivery temperature: finisher delivery temperature) equal to or higher than the Ar3 transformation point.
  • a coiled hot rolled sheet is formed at a coiling temperature of C, and then the hot rolled sheet is cold rolled at a reduction rate of 80 to 88% to form a cold rolled sheet, and the cold rolled sheet is formed at 700 to 850 °.
  • the steel slab may be directly hot-rolled before it is cooled, or may be cooled and inserted into a heating furnace and then reheated. Further, after hot rolling, pickling may be performed prior to cold rolling. In addition, after annealing, temper rolling may be performed.
  • a slab containing at least one element selected from Mo: 1% or less and B: 0.01% or less, and in particular, addition of Cr is preferable.
  • the steel plate of the present invention can be used for battery cans which are battery components.
  • the steel sheet of the present invention can be deep-drawn (including cases where other processing such as ironing is used in combination), formed into a battery can, and used for battery manufacture.
  • C is an element having a great influence on strength in DI processing and deep drawing processing, and is important for obtaining the second phase, which is the point in the present application. If the C content is less than 0.001%, the second phase cannot be obtained, and the necessary strength cannot be obtained. On the other hand, if the amount of C exceeds 0.040%, the workability decreases due to the increase in carbides, and the strain aging resistance also deteriorates. Also, it is hardened by the increase in carbides and cold workability
  • the C content in steel is set to 0.040% or less.
  • the content is more preferably 0.030% or less, and still more preferably 0.025% or less.
  • Si is an impurity element, and if the Si content exceeds 0.02%, the hardness and the tackiness deteriorate significantly. For this reason, the Si content in steel is limited to 0.02%.
  • the lower limit of Si that can be industrially reduced is about 0.001%.
  • Mn is an effective element for precipitating S in steel as MnS and preventing hot cracking of the steel slab.
  • it is an element that is important for obtaining the second phase in the same way as C.
  • the Mn content is set to 1 It should be 0% or more.
  • the amount of Mn is 2.5 ° /.
  • Exceeding not only causes a significant increase in billet cost, but also reduces workability. Therefore, the Mn content in the steel is 1.0 to 2.5 ° / Scotland More preferably 1.3% or more.
  • the Mn content is desirably set to 1.8% or more. That is, as the present inventors examined, even in the present invention, when TS is 400 MPa or more, if YS is 255 MPa or less, such a problem does not occur reliably, and the Mn content in steel is reduced. 1. 8 ⁇ 2.5 ° /. It is preferable that
  • P is an impurity element, and if the P content exceeds 0.02%, the workability deteriorates, so the upper limit of the P content in steel is limited to 0.02%.
  • the lower limit of P that can be industrially reduced is about 0.001%.
  • S is an impurity element. If the S content exceeds 0.015%, red hot embrittlement occurs during hot rolling, so the upper limit of the S content in the steel is limited to 0.015%.
  • the lower limit of S that can be industrially reduced is about 0.0001%. • N: 0.004% or less
  • N is an impurity element, and the amount of N is 0.004 ° /. Exceeding this limit causes A1N to precipitate during continuous forging of steel slabs and induces steel slab cracking due to hot brittleness, so the upper limit of the N content in copper is limited to 0.004%. The lower limit of N that can be industrially reduced is about 0.0001%.
  • A1 is an element necessary for deoxidation of steel
  • the amount of A1 is 0.020 ° /. It is necessary to do it above. That is, when the amount of A1 is less than 0.20%, deoxidation becomes incomplete and the texture becomes unstable. For example, it is difficult to stabilize ⁇ r within 0.20. On the other hand, if the amount of A1 exceeds 0.07%, inclusions increase and surface defects are likely to occur. Therefore, the upper limit of the amount of A1 is set to 0.07%.
  • the balance is Fe and inevitable impurities, but Cr: 1 ° /.
  • Cr 1 ° /.
  • Cr, Mo, and B are effective elements for improving the hardenability of steel and forming the second phase stably.
  • the amount of Cr and Mo is 1 ° / each. If the amount of B is more than 0.1%, and if the amount of B exceeds 0.01%, the strength of the steel is increased and the workability is lowered, so the amounts of Cr and Mo are each 1% or less, preferably 0.8% or less.
  • the B content is 0.01% or less, preferably 0.008% or less.
  • the Cr and Mo contents are each preferably 0.005% or more, and more preferably 0.01% or more. For the same reason, the B content is preferably set to 0.0002% or more.
  • the volume fraction of the second phase should be 0.2% or more.
  • the concentration of C in the second phase reduces the solid solution C in the ferrite phase.
  • the volume fraction of the second phase needs to be less than 10%. Preferably, it is 5% or less.
  • a more preferred upper limit is 3 ° /. It is.
  • the preferred lower limit is 0.5%, more preferably 1.0%.
  • the second phase refers to a portion where other phases appear or remain without being transformed into normal polygonal ferrite when the steel sheet is cooled from a region where the temperature is higher than that of the unitary phase.
  • the second phase is mainly a martensite phase, but may also contain a perlite phase, a bainite phase, a residual austenite phase, a carbide, and the like. It is preferable that the volume fraction of these phases other than martensite is 40% or less in the second phase in order to improve the strain aging resistance.
  • the volume ratio is considered to be equivalent to the area ratio obtained by observing the cross section of the steel sheet.
  • Ferrite phase 0.2% or more by volume ratio, preferably 0.5% or more, more preferably 1.0% or more and less than 10%, preferably 5% or less, more preferably 4.0%
  • the production conditions are controlled as described later, after adjusting the steel sheet composition within the above range.
  • AI is set to 50 MPa or less in order to prevent a strain in a process such as battery can molding.
  • AI 50 MPa or less can be obtained by adjusting the amount of C and the microstructure as described above.
  • ⁇ r is set to ⁇ 0.20 or more and 0.20 or less in order to suppress the generation of ears in processing such as battery can molding.
  • r value opi A r is mainly steel plate Influenced by grain orientation (texture).
  • ⁇ ⁇ : - 0. 2 0 or more in order to obtain a texture comprising a 0.20 or less, in terms of the composition of the steel sheet was adjusted to the range, production conditions, particularly controlled as described below cold rolling reduction rate To do.
  • the steel sheet of the present invention needs to be 0.5 mni or less, which is frequently used as a battery can, and is preferably less than 0.4 mm in order to meet the demand for thinning.
  • the plate thickness is preferably more than 0.25 mm, and more preferably 0.3 mm or more.
  • the composition and production conditions of the present invention are optimized so as to facilitate the achievement of the above-mentioned mixing mouth structure and ⁇ r, particularly in the above-mentioned thickness range.
  • the steel plate of the present invention is preferably a high strength low Y S steel plate with T S: 400 MPa or more and Y S: 255 MPa or less.
  • T S is about 380 MPa or more and Y S is about 300 MPa or less.
  • TS there is no particular upper limit for TS, and it is possible to manufacture up to about 600 MPa, and the preferred value is 480 MPa or less from the viewpoint of reducing moldability, especially the load on the metal fitting during ironing. .
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention is a steel slab having the above composition, for example, manufactured by a continuous forging method, and directly after the steel slab cools or after reheating the cooled steel slab, the Ar 3 transformation point or higher. Hot rolled at a rolling finish temperature of 540 to 730 ° C., and then hot rolled into a hot strip after pickling, and then cold rolled at a reduction rate of 80 to 88% after pickling.
  • a cold-rolled sheet can be produced by a method of continuously annealing the cold-rolled sheet at an annealing temperature of 700 to 850 ° C.
  • the heating temperature when re-heating the piece is preferably in the range of 1050-1300 ° C. This is because when the heating temperature is lower than 1050 ° C, it is difficult to set the rolling end temperature of the hot rolling to the Ar3 transformation point or higher, and when the heating temperature exceeds 1300 ° C, the oxidation generated on the surface of the flakes This is because the quantity increases and surface defects are likely to occur.
  • Hot rolling starting temperature in the case of starting the direct rolling the steel pieces even temperature range of 10 5 0-1 3 00 Surrounding is desirable.
  • the reason for setting the rolling end temperature of hot rolling to the Ar3 transformation point or more is to make the crystal grain diameter after rolling uniform and to reduce the anisotropy in the hot rolling step.
  • the Ar3 transformation point may be obtained by a conventionally known method.
  • the Ar3 transformation point can be obtained by observing a change in the coefficient of thermal expansion during cooling after heating the test piece with a Formaster test apparatus (Formaster). .
  • the milling temperature after hot rolling is the normal condition for securing the steel plate shape and material uniformity in the width direction, and fixing and precipitating solute N as A1N etc. 540 ° C That is all.
  • the temperature exceeds 730 ° C, the descalability becomes poor, and the crystal grain size becomes coarse and the in-plane anisotropy cannot be stably reduced.
  • the hot-rolled sheet produced in this way is usually pickled by a conventional method in order to remove scale formed on the surface.
  • the hot-rolled sheet is then subjected to cold rolling, but-80-88 / to make 0.20 ⁇ A r ⁇ 0.20. It is necessary to cold-roll at a reduction ratio of. Rolling rate is 80 ° /. If it is less than or exceeds 88 ° / 0 , the in-plane anisotropy increases, and it becomes difficult to set ⁇ 0.20 ⁇ Ar ⁇ 0.20. Note that the thickness of the cold-rolled sheet must be 0.5 mm or less, which is suitable for battery can applications as described above.
  • the cold-rolled sheet thus manufactured is continuously annealed at an annealing temperature of 700 to 850 ° C.
  • the lower limit of the annealing temperature is set to 700 ° C because it cannot be completely recrystallized at lower temperatures.
  • the upper limit is set to 850 ° C because the crystal grains become coarse at temperatures higher than this, and rough skin is likely to occur during processing.
  • the continuous annealing is performed because the productivity is excellent and the cooling rate for forming the second phase can be secured.
  • the soaking time for annealing it should be about 30 seconds or more to ensure the stability of the material characteristics, and it should be 180 seconds or less because it will only increase the cost even if annealing is performed for a long time. Is preferred.
  • annealing conditions are not particularly required except for specifying the annealing temperature as described above, and annealing may be performed in a normal continuous annealing line.
  • the average cooling rate after annealing is preferably in the range of 5-50 ° C / s, This is the range that can be achieved by normal continuous annealing operations for steel sheets with a thickness of 0.5 mm or less.
  • the volume ratio of the second phase is controlled within a suitable range such as 5% or less, it is easy to achieve continuous annealing by optimizing the plate thickness to more than 0.25 mm.
  • temper rolling is preferably performed for the purpose of adjusting the shape and surface roughness of the steel sheet, and the elongation rate of temper rolling is in the normal range of 0.3 to 2.0%. It is desirable to do.
  • AI 50 MPa or less and -0.20 ⁇ Ar ⁇ 0.20 are achieved.
  • the steel sheet after annealing may be plated with Ni, Sn, Cr, or an alloy thereof as necessary.
  • diffusion annealing may be performed in a temperature range of about 300 to 800 ° C. to form a diffusion alloy.
  • the steel plate after annealing or the steel plate after staking can be subjected to various surface treatments or a resin coating or the like.
  • the steel sheet of the present invention is particularly suitable for application to battery cans used as battery parts, and can produce battery cans with high steel sheet yield.
  • various processing methods such as DI processing described above can be applied.
  • the thickness of the can wall after forming into a battery can is reduced by about 10% (steel plate TS: 380MPa) to 30% (steel plate TS: about 500MPa) compared to the conventional 0.23 to 0.25mm.
  • the battery can can be manufactured in the range of 0.18 to 0.21 mm.
  • the type of battery (chemical battery) to which the steel plate of the present invention can be applied is not particularly limited, and can be applied to, for example, a dry battery or a secondary battery (such as a lithium-ion battery, a nickel-hydrogen battery, or a nickel-cadmium battery).
  • the steel plate of the present invention can be suitably applied particularly to secondary batteries.
  • other necessary materials and components such as positive electrode materials, negative electrode materials, separators, and terminals are inserted into and installed in battery cans.
  • the cooling rate in continuous annealing was 15-25 ° C / s.
  • Steel plate symbol H was cold rolling load (load) was too large even when cold rolling reduction rate was 80% (lower limit of the present invention), so rolling after primary cold rolling at 65% rolling reduction was difficult.
  • the final recrystallization annealing was performed by annealing at a temperature of 800 ° C and a soaking time of 30 seconds, followed by secondary rolling at a reduction rate of 70%.
  • the obtained samples were examined for Ar, AI, YS, TS, and microstructure by the following method.
  • AI JIS No. 5 tensile test piece was taken from the obtained steel sheet sample in the direction of 0 ° with respect to the rolling direction, 7.5% tensile strain was added, movable dislocation was introduced, and then 100 ° CX 1 hour constant temperature After processing, AI was calculated using the following formula. ,-
  • a I (Descent yield load after isothermal treatment, load after introducing strain) / (Cross sectional area of specimen parallel to strain before introduction)
  • YS, TS JIS No. 5 tensile test specimen was taken from the obtained steel sheet in the direction of 0 ° with respect to the rolling direction, and a tensile test was performed at a tensile speed of lOnmi / niin, yield strength YS, and tensile strength TS were calculated. Asked.
  • the miku mouth structure of the thickness cross section of the obtained steel sheet sample was observed with a scanning electron microscope (SEM), and the type and volume ratio of the second phase were measured. ' The results are shown in Table 2.
  • the steel plate symbols A, B, D, and E of the present invention are all steels that show Ar of soil within 0.20, AI of 50 MPa or less, excellent strain aging resistance, and low in-plane anisotropy. I understand that.
  • steel sheet symbols A, B, D, and E according to the present invention each have an Mn amount of 1.8% or more, but have YS of 255 MPa or less, TS of 400 MPa or more and 480 MPa & less, and are formed. It can be seen that this is a high strength steel plate with excellent properties.
  • the microstructure of the steel sheet of the present invention was a ferrite phase other than the second phase shown in Table 2.
  • steel plate symbols I to L with an Mn content of 1.8% or more have YS of 255 MPa or less and TS of 400 to 480 MPa, and are high strength steel plates with excellent formability. It can be seen that it is.
  • steel plate symbols M and N with an Mn content of 1.6% TS does not reach 400 MPa.
  • Y S is higher than the strength.
  • the microstructure of the steel sheet of the present invention was a ferrite phase other than the second phase shown in Table 4.
  • YS is 255 MPa or less.
  • TS is in the range of 400 to 480 MPa, indicating that it is a high-strength steel sheet with excellent formability.
  • a cold-rolled steel sheet having excellent strain aging resistance and small in-plane anisotropy with AI of 50 MPa or less, -0.20 ⁇ ⁇ 0.20, and plate thickness of 0.5 mm or less It became possible to manufacture by continuous annealing. As a result, if the manufacturing cost increases, productivity will not decrease.
  • This steel sheet is particularly suitable for use in thin battery cans, and can improve battery capacity.

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Abstract

質量%で、C:0.010～0.040%、Si:0.02%以下、Mn:1.0～2.5%、P:0.02%以下、S:0.015%以下、N:0.004%以下、Al:0.020～0.070%を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、フェライト相と第二相とからなり、前記第二相の体積率が0.2%以上10%未満であるミクロ組織を有し、かつ、AIが50MPa以下、-0.20≦Δr≦0.20、板厚が0.5mmである、安価で、生産性を低下させることなく製造可能な、耐ひずみ時効性に優れ、面内異方性の小さい冷延鋼板。

Description

明 細 書 冷延鋼板およびその製造方法 技術分野
本発明は、 電池缶 （Steel Sheet for battery can) 用として好適な板厚 0. 5nim以下の冷延鋼板に関するものである。 背景技術
冷延鋼板を電池缶に加工する方法としては、 深絞り加工 （deep drawing) およびしごき加工 （ironing) を適宜組み合わせた方法が用いられる。 例え ば、絞り力ップに加工後、しごき加工を施す D I加工、絞り力ップに加工後、 引張り と曲げ曲げ戻し加工し、さらに必要に応じしごき加工を施すス トレツ チドロー加工、何段階かの絞り加工を施した後、 しごき加工を施す多段絞り 加工などの方法を挙げられる。 電池缶の加工においては、加工後の缶円周方向の缶高さが不揃いにならな いようにする、 すなわち耳の発生を抑制することが要求される。 冷延鋼板等 の深絞り性を表す指標として r値 （ランクフォード値： Lankford value) が あるが、 前記の耳の髙さは r値の面内異方性 （pl anar ini sotropy) を表す Δ ι·とよい相関があることが一般的に知られている。 具体的には、 A rが 0に 近づく と、 耳の高さは低くなるなるとされる。 したがって、 耳の発生を抑制 するためには、 を 0にすることが望ましいが、 一般的には、 -0. 20≤ Δ Γ ≤ 0. 20であれば耳の発生は実質的に認められない。
また、深絞り加工の際にス トレツチヤ一 'ス トレインと呼ばれるしわが発 生すると、これに起因して外観の悪化や形状不良により、缶形状が劣化する。 これをを防止するた'めに、 電池缶用冷延鋼板には、 耐ひずみ時効性 (non-ageing property) に優れていることが求められる。 実用的には、 ひ ずみ時効性指数（ageing index) A Iが 50MPa以下であることが必要である。 耐ひずみ時効性に優れ、面内異方性の小さい電池缶用冷延鋼板として、例 えば特開 2002- 88446号公報には、質量ダ。で、 C:0.015〜0.06°/。、 Si:0.03%以下、 Mn:0.1~0.6%、P:0.02°/»以下、 S:0.04%以下、 Cr:0.03〜0.10%、A1:0.03〜0.12%、 N:0.0030%以下、 B:5ppm≤B- (ll/14)N≤30ppm、残部 Feおよび不可避的不純物 からなり、 表面平均粗さ Raが 0.02〜0.2μ mの、 異方性に優れた電池缶用 Ni めっき鋼板が開示されている。 この鋼板の製造に際しては、耐ひずみ時効性 の改善のため ίこ、箱 焼純；^ (box annealing furnace) こより固溶 C (solute C) の析出処理が行われる。
また、 主に板厚 0.15〜0.25mm程度の、飲料缶向け用途を想定した缶用鋼板 では、 特開平 4-337049号公報に、 質量％で、 C:0.15°/。以下、 Si： 0.10°/。以下、 Mn:3.00%以下、 A1:0.150%以下、 P: 0.100%以下、 S： 0.010%以下、 N: 0.0100% 以下、残部 Feおよび不可避的不純物からなり、フェライ ト相（ferrite phase) と、 マルテンサイ ト相 (martensite phase) またはべィナイ ト相 (banite phase) である第二相- ( second phase) との複合組織 ( complex phase micrstructure) を有し、 引張強度 (T S ： tensile strength) 4 0 kgf/mm 2以上、 伸び （ elongation ) が 15%以上、 焼付け硬化性 （ bake hardenability) 力 S 5 kgf/mm2 ( 5 0 MPa) 以上で、 しかも面内異方性の小さ い缶用高強度良加工性冷延鋼板が開示されている。 この鋼板の製造には、層 状組織を改善したり、 面内異方性を小さくするために、 2回冷間圧延— 2回 焼鈍法が採用されている。 なお、 本願の最初の基礎出願より後に公知となった技術と して、 特開 2006— 137988号公報には、 C:0.04〜0.60°/。、Si:0.80— 3.0°/。以下、 Mn:0.3〜3.0%、 P:0.06%以下、 S:0.06%以下、 A1:0.1%以下、 N:0.0010〜0.0150%以下、 残部 Fe および不可避的不純物よりなる電池缶用鋼板が開示されている。この鋼板は、 小型電池の容量を増大するために缶壁を薄く しても電池缶の強度を確保で きるようにした 450MPa以上の引張強度を有する高強度鋼板である。
'すなわち、 近年、 電池容量を大きくするため、 電池缶の缶壁を薄肉化する ことが試みられている力 S、そのために 400MPa以上の引張強度を有する髙強度 鋼板が求められており、 上記特開 2006-137988号公報に記載の技術は、 この 要請に応えようとするものである。 なお、 膨張 ·収縮力を繰り返し受ける二 次電池の高寿命化にも、電池缶用鋼板の高強度化は有効であると期待される。 発明の開示
〔発明が解決しよう とする課題〕
しかしながら、特開 2002-88446号公報に記載の電池缶用 Niめっき鋼板では、 N量と B量とを厳密に制御する必要がある。 すなわち、 BN (窒化硼素） とし て析出するために必要な B量が足りない場合、余剰の Nは微細な A 1 Nを生 成し、 これは耳の発生を誘起するという問題がある。 また、 箱焼鈍 （batch anneal ing) が必要であるため、 特 ' が不均一になったり、 生産性が著しく 低下したりするなどの問題がある。
また、 特開平 4- 337049号公報に記載の缶用高強度良加工性冷延鋼板では、 A I (ひずみ時効性指数） には言及されておらず、 優れた耐ひずみ時効性が 得られるかどうか不明である。 また、 2回冷間圧延一 2回焼鈍法で製造する 必要があり、著しい製造コス トの増加や生産性の低下を招く という問題があ る。
特開 2006- 137988号公報に記載の電池缶用鋼板では、 優れた耐ひずみ時効 性が得られず、 また、 必ずしも- 0. 20≤ Δ ι·≤0· 20とはならない、 すなわち面 内異方性が小さくはないといった問題がある。 また、 高強度化のために S i の固溶強化を利用するため、 降伏強度 （Y S ： yi e l d strength) が4 OOMPa 以上となる場合があり、深絞り加工時の負荷を過度に大きく し、 生産性を低 下させたり、 金型 （di e) を劣化させるという問題を引き起こす。 本発明は、安価で、生産性を低下させることなく製造可能で、 A I力 S 50MPa 以下で耐ひずみ時効性に優れ、-0. 20≤ Δ Γ≤0. 20と面内異方性が小さい冷延 鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明はまた、さらに髙強度でかつ Y Sが低い冷延鋼板およびその製造方 法を選択肢として提供することを目的とする。 〔課題を解決するための手段〕
本発明者らが、 1回の連続焼鈍で、 耐ひずみ時効性に優れ、 A rが小さい 鋼板を製造する方法について種々検討した。 その結果、通常の低炭素鋼をべ ースに設計した成分系を用い、 冷間圧延時の圧下率を 80〜88%とし、 かつ適 正な比率でフェライ ト相と第二相とからなる複合組織とすることにより、 A Iが 50MPa以下で耐ひずみ時効性に優れ、 -0.20≤ Δ Γ≤0.20と面内異方性が 小さい冷延鋼板を製造できることを見出した。
本発明は、 このような知見に基づきなされたものである。
すなわち、 本発明は、 質量。/。で、 C :0.010〜0.040、 Si:0.02°/。以下 Μη:1.0 〜2.5%、 Ρ :0.02°/。以下、 S :0.015%以下、 Ν： 0.004°/。以下、 A1： 0.020〜 0.07% を含み、残部が Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、 フェライ ト相 と第二相とからなり、 かつ、 前記第二相の体積率が 0.2%以上 10%未満である ミク口組織（microstructure)を有し、 A I力^ OMPa以下、 Δ rが- 0.20以上、 0.20以下、 板厚が 0.5πιπι以下であることを特徴とする、 耐ひずみ時効性に優 れ、 面内異方性の小さい冷延鋼板を提供する。 高強度かつ低 Y Sを実現する観点からは、 本発明の鋼板は、 質量。/。で、 Mn:l.8〜2.5%であることが好ましい。
また、 本発明の鋼板では、 さらに、 質量。/。で、 Cr: 1 °/。以下、 Mo: 1 %以下、 B :0.01%以下の中から選ばれた少なく とも 1種の元素が含有されることが 好ましく、 なかでもとくに Crの添加が好ましい。 本発明の鋼板は、 例えば、 質量。/。で、 C :0.010〜0.040。/。、 Si :0.02%以下、 Mn: 1.0〜2.5%、 P :0.02%以下、 S :0.015%以下、 N :0.004%以下、 A1:0.020 〜0.07%を含み、 残部が Feおよぴ不可避的不純物からなる組成を有する鋼片' (slab) を、 Ar3変態点以上の圧延終了温度（仕上圧延出側温度 ： finisher delivery temperature)で熱間圧延し、 540〜 730。Cの卷取温度 ( coiling temperature) で卷取り熱延板とし、 次いで前記熱延板を、 圧下率 80〜88% で冷間圧延して冷延板とし、前記冷延板を 700〜850°Cの焼鈍温度で連続焼鈍 する方法により製造できる （本発明の製造方法）。 なお、熱間圧延に際しては、鋼片が冷める前に直接熱間圧延してもよいし、 冷めた後に加熱炉に揷入し再加熱 （reheating) してから行ってもよい。 ま た、 熱間圧延後、 冷間圧延に先立って酸洗を行ってもよい。 また、 焼鈍後、 調質圧延 （temper rol l ing) を施してもよい。
本発明の製造方法では、 質量。/。で、 Mn : 1. 8〜2. 5%である鋼片を用いること が好ましい。
また、 本発明の製造方法では、 さらに、 質量。/ ϋで、 Cr : 1 °/。以下、 Mo : 1 % 以下、 B : 0. 01%以下の中から選ばれた少なく とも 1種の元素が含有される鋼 片を用いることが好ましく、 なかでもとくに Crの添加が好ましい。 本発明の鋼板は、電池の部品である電池缶用に使用することができる。 具 体的には、 本発明の鋼板を深絞り加工 （しごき加工など、 他の加工を併用す る場合を含む） して、 電池缶に成形し、 電池の製造に供することができる。 発明を実施するための最良の形態 、
以下に、本発明である耐ひずみ時効性に優れ、面内異方性の小さい冷延鋼 板の詳細を説明する。 なお、 以下の成分含有量の単位である 「％」 は、 特に 断らない限り 「質量。/。」 を表す。
( 1 ) 成分
• C ： 0. 010以上、 0. 040%以下
Cは D I加工や深絞り加工において、強度に大きな影響をおよぼす元素で あり、 また、 本願においてポイントである第二相を得るために重要である。 C量が 0. 010 %未満では第二相が得られず、 また必要な強度も得られない。 一方、 C量が 0. 040%を超えると炭化物の増大により加工性が低下し、 また耐 ひずみ時効性も劣化する。 また、炭化物の増大により硬質化して冷間加工性
( cold workabi l ity) が劣化し、 本願の製造方法である圧下率 80〜88%で冷 間圧延を行うには、冷間圧延時の圧延負荷（圧延荷重）が大きくなりずぎる。 このため、冷間圧延性を阻害するとともに形状不良や表面特性劣化の問題を 引き起こす。 したがって、 鋼中の C含有量は 0. 040%以下とする。 なお、 より 好ましくは 0. 030%以下、 さらに好ましくは 0. 025%以下とする。 • S i： 0. 02 %以下
Siは不純物元素であり、 Si量が 0. 02%を超えると硬質化やめつき性の著し い劣化を招く。 このため、 鋼中の S i含有量は 0. 02%に制限する。 なお、 工業 的に低減できる S iの下限値は 0. 001 %程度である。
• Mn： 1. 0%以上、 2. 5%以下
一般に、 Mnは鋼中の Sを MnSとして析出させ、 鋼片の熱間割れを防止する のに有効な元素である。 また、 本願においては、 Cと同様に第二相を得る上 で重要な元素であり、一回の冷間圧延および連続焼鈍で第二相を安定して形 成させるためは、 Mn量を 1. 0%以上とする必要がある。 一方、 Mn量が 2. 5°/。を超 えると鋼片コス トの著しい増大を招くだけでなく、加工性を低下させる。 し たがって、鋼中の Mn含有量は 1. 0〜2. 5°/»とする。 より好ましくは 1. 3 %以上で め 。
さらに、 近年求められる高強度化を、 Y Sを過大とせずに達成するには、 Mn量を 1. 8%以上とすることが望ましい。 すなわち、本発明者らが検討したと ころ、 本発明においても、 T Sが 400MPa以上の場合は、 Y Sを 255MPa以下と すればこう した問題は確実に起こらなくなり、 それには鋼中の Mn含有量を 1. 8〜2. 5°/。とすることが好ましい。
• P ： 0. 02%以下
Pは不純物元素であり、 P量が 0. 02%を超えると加工性を低下させるため、 鋼中の P含有量の上限は 0. 02%に制限する。 なお、 工業的に低減できる Pの 下限値は 0. 001 %程度である。
• S ： 0. 015°/。以下
Sは不純物元素であり、 S量が 0. 015%を超えると熱間圧延中に赤熱脆性を 引き起こすため、鋼中の S含有量の上限は 0. 015%に制限するが、少ないほど 好ましい。 なお、 工業的に低減できる Sの下限値は 0. 0001 %程度である。 • N ： 0. 004%以下
Nは不純物元素であり、 N量が 0. 004°/。を超えると鋼片の連続錶造中に A1N が析出して熱間脆性に起因する鋼片割れを誘発すため、銅中の N含有量の上 限は 0. 004%に制限する。 なお、工業的に低減できる Nの下限値は 0. 0001 %程 度である。
• A1： 0. 020%以上、 0. 07%以下
A1は鋼の脱酸に必要な元素であるため、 A1量を 0. 020°/。以上とする必要があ る。 すなわち A1量が 0. 020%未満の場合、 脱酸が不完全となるため集合組織 が不安定と.なり、例えば Δ rを安定して士 0. 20以内とすることが困難となる。 一方、 A1量が 0. 07%を超えると介在物が増加して表面欠陥が発生しやすくな るため、 A1量の上限は 0. 07%とする。
.残部は、 Feおよび不可避的不純物であるが、 さらに、 Cr : 1 °/。以下、 Mo : 1 °/0 以下、 B：0. 01%以下の中から選ばれた少なく とも 1種の元素が含有されるこ とが、 以下の理由により好ましい。
• Cr、 Mo、 B ： Cr : 1 %以下、 . Mo : 1 %以下、 B : 0. 01%以下
Cr、 Moおよび Bは鋼の焼入れ性を向上させ、安定して第二相を形成させる のに有効な元素である。 しかし、 Crと Moの量がそれぞれが 1 °/。を超えると、 また B量が 0. 01%を超えると、 鋼の強度を上昇させて加工性を低下させるた め、 Crと Moの量はそれぞれ 1%以下、 好ましくは 0· 8%以下とし、 B量は 0. 01% 以下、 好ましくは 0. 008%以下とする。 なお、 安定して第二相を形成するため には、 Crと Mo量はそれぞれ 0. 005%以上とすることが好ましく、 0. 01%以上と することがより好ましい。 また、 同様な理由で、 B量は 0. 0002%以上とする ことが好ましい。
なお、 Moおよび Bは Y Sや T Sを過剰に上昇させる傾向がある。安定して T S ： 400〜480MPaかつ低 Y Sを達成する観点からは、 上記 3種の中では Cr が格段に優れた添加元素である。 ( 2 ) ミクロ組織
A I力 S 50MPa以下となるような優れた耐ひずみ時効性を得るには、 フェラ ィ ト相と第二相とからなるミク口組織とし、かつ第二相の体積率を 0. 2%以上 とする必要がある。 第二相の存在が耐ひずみ時効性を改善する理由は、必ず しも明確でないが、第二相に Cを濃化させることでフェライ ト相中の固溶 C が低減するためと推察される。 なお、 十分な加工性を得るため、 第二相の体 積率は 10%未満とする必要がある。 好ましくは、 5 %以下である。 より好まし い上限は 3 °/。である。 また、 好ましい下限は 0. 5%、 より好ましくは 1. 0%で ある。 ここで、第二相とは、鋼板をフニライ ト単相域より高温の領域より冷却す るに際し、通常のポリゴナルフェライ トに変態せず他の相が出現または残存 した部分を指す。 本願において第二相は、 主としてマルテンサイ ト相である が、 それ以外にパーライ ト相、 べィナイ ト相、 残留オーステナイ ト相、 炭化 物などが含有されてもよい。 なお、 これらのマルテンサイ ト以外の相は、 耐 ひずみ時効性を改善のために、 第二相中に占める体積率を 40%以下とするこ とが好ましい。
なお、 体積率は、 鋼板の断面観察により得られる面積率と同等とみなす。 フェライ ト相と、 体積率で 0. 2%以上、 好ましくは 0. 5%以上、 さらに好ま しくは 1. 0%以上、かつ 10%未満、好ましくは 5 %以下、さらに好ましくは 4. 0% 以下の第二相との複合組織を実現するには、鋼板の組成を前記の範囲に調整 した上で、 製造条件、 とくに連続焼鈍条件を後述のように制御する。
( 3 ) その他の特徴
本発明の鋼板は、電池缶成形などの加工におけるストレツチヤ一'ス トレ インを防止するために、 A Iを 50MPa以下とする。 とくに C量おょぴミクロ 組織を前記のように調整することで、 A I : 50MPa以下を得ることができる。 また、本発明の鋼板は、電池缶成形などの加工における耳の発生を抑制す るために、 Δ rを -0. 20以上、 0. 20以下とする。 r値おょぴ A rは主に鋼板 の結晶粒方位 （集合組織） の影響を受ける。 Δ Γ : - 0. 20以上、 0. 20以下と なる集合組織を得るためには、鋼板の組成を前記範囲に調整した上で、製造 条件、 とくに冷延圧下率を後述のように制御する。 なお、 Δ rは、 圧延方向 に平行、 45° 及ぴ 90° の 3方向の r値である r 0、 r 45、 r 90から、 Δ r = ( r o + r 90 - 2 X r 4δ) Z 2により求められる。
本発明の鋼板は、 電池缶として多用される 0. 5mni以下とする必要があり、 薄肉化の要求に応えるため 0. 4mm未満とすることが好ましい。 他方、 板厚は 0. 25mmを超えることが好ましく、 0. 3mm以上とすることがさらに好ましい。 本発明の組成 ·製造条件は、 とくに上記板厚範囲において前記ミク口組織や 厶 rの達成が容易となるよう、 最適化されている。 本発明の鋼板は T S ： 400MPa以上かつ Y S ： 255MPa以下の高強度低 Y S鋼 板であることが好ましい。 しかしこれらの範囲に限定はされず、 T Sが約 380MPa以上、 Y S約 300MPa以下でも問題はない。 T Sの上限はとくになく、 約 600MPa程度のものまで製造することもできる力 、好適値としては、成形性、 とくにしごき加工における金具への負荷を軽減する観点から、 480MPa以下で あることがよ 、。
( 4 ) 製造方法
本発明の冷延鋼板は、 上記の組成を有する鋼片を、例えば連続鐃造法によ り製造後、 鋼片が冷める前に直接あるいは冷めた鋼片を再加熱後、 A r3変態 点以上の圧延終了温度で熱間圧延し、 540〜730°Cの卷取温度で卷取り熱延板 とし、 次いで前記熱延板を、 酸洗後、 圧下率 80〜88%で冷間圧延して冷延板 とし、前記冷延板を 700〜850°Cの焼鈍温度で連続焼鈍する方法により製造で きる。
鐯片を再加熱する場合の加熱温度は 1050〜1300°Cの範囲が望ましい。これ は、 1050°C未満の加熱温度では、 熱間圧延の圧延終了温度を A r3変態点以上 とすることが困難になりやすく、 1300°Cを超える加熱温度では、鎳片表面に 生成する酸化物量が多くなり、表面欠陥が発生しやすくなるためである。鋼 片に直接圧延を開始する場合の熱間圧延開始温度も、 1050〜1300での温度範 囲が望ましい。
熱間圧延の圧延終了温度を A r3変態点以上とする理由は、圧延後の結晶粒 径を均一にし、 かつ熱延板段階での異方性を小さくするためである。 なお、 Ar3変態点は、 従来公知の方法で求めればよく、 例えばフォーマスタ試験装 置 （Formaster) により試験片を加熱後、 冷却中の熱膨張率の変化を観察す ることにより求めることができる。
熱間圧延終了後の卷取温度は、鋼板の形状、幅方向の材質均一性を確保し、 また、 固溶 Nを A1Nなどと して固定し析出させるため、 通常の条件である 540°C以上とすればよい。 しかし、 730°Cを超えると脱スケール性が劣悪とな り、また結晶粒径が粗大化して面内異方性を安定して小さくできなくなるの で、 730°C以下とする必要がある。
こうして製造された熱延板は、通常、表面に形成されたスケールを除去す るために常法により酸洗が施される。
その後、熱延板は冷間圧延に供されるが、 - 0. 20≤ A r≤0. 20とするために、 80〜 88/。の圧下率で冷間圧延する必要がある。 圧下率が 80 °/。未満あるいは 88 °/0 を超えると面内異方性が大きくなり、- 0. 20≤ A r≤0. 20とすることが困難と なる。 なお、 冷延板の板厚は、 前述のように電池缶用途に適した 0. 5mm以下 とする必要がある。
こうして製造された冷延板は、引き続き 700〜850°Cの焼鈍温度で連続焼鈍 される。 焼鈍温度の下限を 700°Cとしたのは、 これより低い温度では完全に 再結晶させることができないためである。 また、 上限を 850°Cとしたのは、 これより高い温度では結晶粒が粗大になり、加工時に肌荒れが発生しやすく なるためである。 また、 焼鈍を連続焼鈍で行うのは、 生産性に優れ、 第二相 形成のための冷却速度が確保できるた.めである.。
焼鈍の均熱時間は、特に規定する必要はないが、材料特性の安定性を確保 する上で 30秒程度以上とし、長時間焼鈍してもコス トアップとなるだけなの で 180秒以下とすることが好ましい。
それ以外の連続焼鈍条件としては、上記のように焼鈍温度を規定する以外 は、 特に規定する必要はなく、 通常の連続焼鈍ラインにて焼鈍すればよい。 なお、焼鈍後の平均冷却速度は 5〜50°C / sの範囲內とすることが好ましいが、 これは板厚 0. 5mm以下の鋼板において、 通常の連続焼鈍操業で達成できる範 囲である。 第二相の体積率を 5 %以下等の好適範囲に制御する場合、板厚を 0. 25mm超等と、 より適正化することで、 連続焼鈍での達成が容易となる。 また、焼鈍後は、鋼板形状や表面粗さを整えることを目的として調質圧延 を行うことが好ましく、 調質圧延の伸長率は通常の範囲である 0. 3〜2. 0%の 範囲とすることが望ましい。 以上の製造条件とすることにより、 A I ： 50MPa以下、 および- 0. 20≤ A r ≤0. 20が達成される。 焼鈍後の鋼板には、 必要に応じて、 Niめっき、 Snめっき、 Crめっきあるい はそれらの合金めつきを施してもよい。 また、 めっき後に 300〜800°C程度の 温度範囲で拡散焼鈍を施して拡散合金めつきにしてもよい。 さらに、焼鈍後 の鋼板やめつき後の鋼板には、各種表面処理を施したり、樹脂被覆等を付与 したりすることもできる。 本発明の鋼板は、 とくに電池の部品となる電池缶への適用に適し、鋼板歩 留まり良く電池缶を製造することができる。電池缶を製造するにあたっては、 既に述べた、 D I加工等の種々の加工方法が適用できる。 また、 電池缶に成 形後の缶壁厚みにつき、 従来の 0. 23〜0. 25 m mに対し、 10 % (鋼板 T S ： 380MPa) 〜30 % (鋼板 T S ：約 500MPa) 程度厚みを低減して 0. 18〜 0. 21 m m の範囲で電池缶を製造することができる。 本発明の鋼板を適用できる電池 (化学電池） の種類にとくに制限はなく、 例えば、 乾電池や二次電池 （リチ ゥムイオ 電池、 ニッケル水素電池、 ニッケルカ ドミウム電池など） などに 適用できる。本発明の鋼板はとくに二次電池に好適に適用することができる。 電池の製造に当たっては、 電池缶に正極材料、 負極材料、 セパレータ、 端 子など他の必要な素材 ·部材を装入 ·装着する。 〔実施例〕
(実施例 1 )
表 1に示す成分組成の鋼 No. 1 - 4を溶製し、 連続錶造法で鋼片とした。 これらの鋼片を 1250°Cに加熱後、 これらの鋼の A r3変態点以上である 900°C の圧延終了温度で熱間圧延し、 700°Cの卷取温度で卷取って熱延板とした。 こう して作製した熱延板を、酸洗後、表 2に示す圧下率で冷間圧延し板厚を 0· 38ιωιとした。 次いで、 連続焼鈍ラインで焼鈍温度 750°C、 均熱時間 45秒で 再結晶焼鈍を行った後、 0. 5 %の伸長率で調質圧延を施して鋼板記号 A〜 Hお ょぴ Zの試料を作製した。 連続焼鈍における冷却速度は 15〜25°C/sとした。 なお、 鋼板記号 Hは、 冷間圧延の圧下率 80% (本発明の下限）でも冷間圧延 負荷（荷重）が大きすぎて圧延困難であったため、 圧下率 65%で一次冷間圧延 後焼鈍温度 800°C、均熱時間 30秒で焼鈍し、圧下率 70%で二次圧延を行って最 終の再結晶焼鈍を行った。 得られた試料について、 次の方法で A r、 A I 、 Y S、 T S、 ミクロ組織 の調査を行った。
：得られた鋼板試料から圧延方向に対して 0° 、 45° 、 90° 方向に JIS5 号引張試験片を採取し、 JIS Ζ 2241にしたがって 0° 、 45° 、 90° 方向ので 値である; ro、 r45、 rsoを測定し、 Δ r = (ro + r90 _ 2 X r45) / 2を求めた。
A I ：得られた鋼板試料から圧延方向に対して 0° 方向に JIS5号引張試験 片を採取し、 7. 5%の引張歪を入れて可動転位を導入した後、 100°C X 1時間 の恒温処理を施し、 以下の式で A Iを算出した。 ，-
A I = (恒温処理後の下降伏荷重一歪導入後の荷重）/ (歪導入前の試験片平 行部の断面積）
Y S、 T S ： 得られた鋼板試料から圧延方向に対して 0° 方向に JIS5号引 張試験片を採取し、 引張速度 lOnmi/niinで引張試験を行い、 降伏強度 Y S,と引 張強度 T Sを求めた。
ミク口組織：得られた鋼板試料の板厚断面のミク口組織を、走査電子顕襻 鏡（SEM)により観察し、 第二相の種類、 体積率を測定した。' 結果を表 2に示す。 本発明である鋼板記号 A、 B、 D、 Eは、 いずれも土 0. 20以内の A r、 50MPa以下の A Iを示し、 耐ひずみ時効性に優れ、 面内異方 性の小さい鋼板であることがわかる。 また、 本発明である鋼板記号 A、 B、 D、 Eは、その Mn量がいずれも 1· 8%以上であるが、 255MPa以下の Y S、 400MPa 以上 480MP&以下の T Sを有しており、成形性に優れた髙強度鋼板であること がわかる。 なお、 本発明の鋼板のミクロ組織は、 表 2に示す第二相以外は、 フェライ ト相であった。
(質量 W
Figure imgf000014_0001
表 2
Figure imgf000014_0002
* M:マルテンサイト相 (実施例 2 )
表 3に示す成分組成の鋼 No. 5〜10を溶製し、 連続錶造法で鋼片とし、 実 施例 1 と同様な条件で熱延板とし、 酸洗後、 圧下率 84%で冷間圧延し板厚 0. 38mmとした。 次いで、 実施例 1 と同様な条件で再結晶焼鈍、 調質圧延して 鋼板記号 I 〜Nの試料を作製した。 そして、 得られた試料について、 実施例 1 と同様の調査を行った。 結果を表 4に示す。 本発明である鋼板記号 I〜Nは、 いずれも ± 0. 20以内 の A r、 50MPa以下の A Iを示し、 耐ひずみ時効性に優れ、 面内異方性の小さ い鋼板であることがわかる。 また、 本発明である鋼板のうち、 Mn量が 1. 8% 以上の鋼板記号 I 〜Lは、 255MPa以下の Y S、 400〜480MPaの T Sを有して おり、 成形性に優れた高強度鋼板であることがわかる。 一方、 Mn量が 1. 6% の鋼板記号 M、 Nでは、 T Sが 400MPaに達していない。 また第二相の体積率 が 0. 3 %の鋼板記号 Nでは強度に対して Y Sが高めとなる。 なお、 本発明の 鋼板のミクロ組織は、 表 4に示す第二相以外は、 フェライ ト相であった。
表 3
(質量％)
鋼
C Si Mn P S Al N Cr 備考
No.
5 0.017 0.02 2.0 0.01 0.008 0.040 0.0031 0.2 発明範囲内
6 0.020 0.02 2.0 0.01 0.009 0.032 0.0027 ― 発明範囲内
7 0.020 0.02 1.8 0.01 0.008 0.035 0.0028 発明範囲内
8 0.01 6 0.02 1.8 0.01 0.008 0.037 0.0033 0.2 発明範囲内
9 0.018 0.02 1.6 0.01 0.008 0.020 0.0022 0.2 発明範囲内
10 0.020 0.02 1.6 0.01 0.008 0.024 0.0021 一 発明範囲内 表 4
Figure imgf000016_0001
* M :マルテンサイト相
(実施例 3 )
表 5に示す成分組成の鋼 No. 11〜19を溶製し、 連続铸造法で鋼片とし、 実 施例 1 と同様な条件で熱延板と し、 酸洗後、 圧下率 84%で冷間圧延し板厚 0. 38mmとした。 次いで、 実施例 1 と同様な条件で再結晶焼鈍、 調質圧延して 鋼板記号 o〜wの試料を作製した。 そして、 得られた試料について、 実施例 1 と同様の調査を行った。 結果を表 6に示す。 本発明である鋼板記号〇、 Q〜Sおよび U〜Wは、 い ずれも ± 0. 20以内の A r、 50MPa以下の A Iを示し、 耐ひずみ時効性に優れ、 面内異方性の小さい鋼板であることがわかる。 とくに第 2相が 5 %以下で、 かつ、実質上マルテンサイ トのみであり、強化元素として C r以外を用いな かったもの （鋼板記号〇、 Q、 U、 V ) は、 Y Sは 255MPa以下であり、 T S は 400〜480MPaの範囲内であり、 成形性に優れた高強度鋼板であることが分 かる。
一方、組成が本発明範囲を外れた鋼板記号 Pおよび Tでは、 r'値の面内異 方性が ± 0. 2以内とならなかった。 また鋼板記号 Pにおいては N i メツキを 試したところ、 著しくめつき性が悪かった。 表 5
(質量 W
Figure imgf000017_0001
表 6
Figure imgf000017_0002
* M :マルテンサイト相、 B :ベイナイト相
産業上の利用の可能性
本発明により、 AIが 50MPa以下、 -0. 20≤ Δ Γ≤0. 20、 板厚が 0. 5mm以下の耐 ひずみ時効性に優れ、面内異方性の小さい冷延鋼板を、' 1回の連続焼鈍で製 造できるようになった。 その結果、 製造コスト增ゃ生産性の低下を招く こと はない。 この鋼板は、 とくに従来より薄肉の電池缶に好適に用いて、 電池容 量の向上などを図ることができる。

Claims

請求の範囲
1. 質量。/。で、
C :0.010〜0.0400/0、 Si :0.02%以下、
Mn:l.0〜2.5°/。、 P : 0.02°/。以下、
S :0.015°/。以下、 N :0.004%以下、
A1:0.020〜0.07%
を含み、 残部が Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
フェライ ト相と第二相とからなり、 かつ、前記第二相の体積率が 0.2%以上 10%未満であるミクロ組織を有し、
さらに、 A I力 S50MPa以下、 A rカ 0.20以上、 0.20以下、 板厚が 0'.5mm以 下である冷延鋼板。
2. 質量。/。で、 Mn:l.8~2.5%である請求項 1に記載の冷延鋼板。
3. さらに、 質量％で、 Cr: l %以下、 Mo: 1 %以下、 B :0. Oiy。以下の中から 選ばれた少なく とも 1種の元素が含有される、請求項 1あるいは 2に記載の 冷延鋼板。
4. さらに、 質量 °/。で、 Cr: 1 %以下が含有される、 請求項 1あるいは 2に 記載の冷延鋼板。
5. 質量。/。で、 C :0.010〜0.040%、 Si:0.02%以下、 Mn:l.0〜2.5°/。、 P：0.02% 以下、 S :0.015%以下、 N :0.004%以下、 Α1:0.020~0.07%を含み、 残部が Fe および不可避的不純物からなる組成を有する鋼片を、
Ar3変態点以上の圧延終了温度で熱間圧延し、 540〜730°Cの卷取温度で巻 取り熱延板とし、
次いで前記熱延板を、 圧下率 80〜88%で冷間圧延して冷延板とし、 前記冷延板を 700〜850°Cの焼鈍温度で連続焼鈍する、冷延鋼板の製造方法。
6. 質量。/。で、 Μη:1.8〜2· 5%である鋼片を用いる請求項 5に記載の冷延鋼 板の製造方法。
7. さらに、 質量。/。で、 Cr: 1 %以下、 Mo: 1 °/。以下、 B :0.01%以下の中か ら選ばれた少なく とも 1種の元素が含有される鋼片を用いる請求項 5ある いは 6に記載の冷延鋼板の製造方法。
8. さらに、 質量％で、 Cr: 1 °/。以下が含有される鋼片を用いる請求項 5あ るいは 6に記載の冷延鋼板の製造方法。
9. 請求項 1〜4に記載の鋼板を成形してなる電池缶を有する電池。
10. 請求項 1〜 4に記載の鋼板に深絞り加工を施,して電池缶に成形するェ 程を有する、 電池の製造方法。
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