WO2018194135A1 - 絞り缶用冷延鋼板、及びその製造方法 - Google Patents

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正春 岡
啓達 小嶋
裕太 大六野
濃野　通博
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Definitions

  • the present invention relates to a cold-rolled steel sheet for drawn cans and a method for producing the same.
  • This application claims priority on April 19, 2017 based on Japanese Patent Application No. 2017-083214 for which it applied to Japan, and uses the content here.
  • Battery cans such as single to single 5 batteries, button batteries, large hybrid batteries, and various types of containers, such as Ni plating, Ni diffusion plating, Sn plating, and tin-free steel (TFS) on the surface of cold-rolled steel sheets or cold-rolled steel sheets
  • Cold-rolled steel sheets plated with various types of plating such as plating (plating consisting of two layers of a metal Cr layer and a Cr hydrated oxide layer) (hereinafter collectively including those having plating are called cold-rolled steel sheets)
  • plating plat consisting consisting of two layers of a metal Cr layer and a Cr hydrated oxide layer
  • DI Drawing and Ironing
  • various types of plating or coating such as Ni plating, Sn plating, TFS plating and the like are performed to form a can container.
  • the main characteristics required for the cold-rolled steel sheet used in these cans are (1) press formability (mould be formed without defects such as cracks during processing), (2) rough skin resistance ( (3) Earring resistance (small material anisotropy and small ear generation after deep drawing), (4) Non-aging (stretcher strain during drawing) Does not occur).
  • battery cans used in hybrid vehicles and the like are increasingly required to improve performance, and steel plates that can withstand more severe pressing are required.
  • it has excellent press formability, has a high average plastic strain ratio rm and a small
  • Cold rolled steel sheet is required.
  • Patent Literature 1 Japanese Patent No. 3516813
  • Patent Literature 2 Japanese Patent No. 3996754
  • Patent Literature 3 Japanese Patent No. 4374126
  • Patent Literature 4 Japanese Patent No. 5359709
  • Patent Document 1 includes C: ⁇ 0.0030 wt%, Si: ⁇ 0.05 wt%, Mn: ⁇ 0.5 wt%, P: ⁇ 0.03 wt%, S: ⁇ 0.020 wt%, sol. Al: 0.01 to 0.100 wt%, N: ⁇ 0.0070 wt%, Ti: 0.01 to 0.050 wt%, Nb: 0.008 to 0.030 wt%, B: 0.0002 to 0.0007 wt %, The balance being composed of Fe and inevitable elements, Is disclosed.
  • a steel plate for drawn cans is disclosed in which HR30T is 47 to 57. Patent Document 1 describes that the steel plate for a drawn can can can suppress surface defects.
  • Patent Document 2 C: 0.0050 to 0.0170%, Si: ⁇ 0.35%, Mn: ⁇ 1.0%, P: ⁇ 0.020%, S: ⁇ 0.025%, sol .
  • a steel plate for a drawing can characterized by a no of 8.5 to 11.0 and an earring rate of 1.0% or less.
  • a steel plate for a drawing can characterized by the above is disclosed.
  • Patent Document 3 discloses that the steel plate for a drawn can is particularly excellent in earring resistance.
  • Patent Document 4 C: 0.0035 to 0.0080%, Si: ⁇ 0.35%, Mn: ⁇ 1.0%, P: ⁇ 0.030%, S: ⁇ 0.0. 025%, sol. Al: 0.003 to 0.100%, N: ⁇ 0.0100%, Nb ⁇ 0.040% and (3 to 6) ⁇ C%, and the balance is composed of Fe and inevitable impurities, ⁇ r value is +0.15 to ⁇ 0.15, average r value is 1.00 to 1.35, GS. No. 11.0 to 13.0, earring rate: 2.5% or less
  • Patent Document 4 describes that the steel plate for drawn cans is excellent in earring resistance and surface quality after drawing.
  • the crystal grain size number of the cold rolled steel sheet of Patent Document 1 is 10.3 to 10.9 (see Table 2 of Patent Document 1)
  • the crystal grain size number of the cold rolled steel sheet of Patent Document 2 is 8.8 to 10.8. (See Table 2 of Patent Document 2), all of which have a large particle size. Since the rough skin resistance deteriorates as the crystal grains increase, the rough skin resistance becomes a problem in the cold-rolled steel sheets disclosed in these patent documents.
  • Patent Document 3 discloses that the obtained steel plate for drawn cans is excellent in earring resistance, but does not disclose the crystal grain size number. Moreover, since it is a low carbon steel, it is estimated that the average plastic strain ratio rm is a low value of about 1.0.
  • the crystal grain size number of the cold-rolled steel sheet of Patent Document 4 is 11.6 to 12.1 (see Table 2 of Patent Document 4) and the grain size is small, but the average r value is 1.05 to 1.35 (Patent Document). 4 (see Table 2). Therefore, it is considered that the press formability is low. As described above, in the prior art, it has been difficult to obtain a steel sheet having improved press formability (drawing workability) and rough skin resistance at the same time, and further having good earring resistance and non-aging properties.
  • the particle size number is defined by the following formula in JIS G 0551 (2013). The smaller the crystal particle size, the larger the particle size number.
  • m is the average number of crystal grains per 1 mm 2 of the test piece cross section
  • Ni-plated steel sheet is used as various battery cases such as an alkaline manganese battery, a lithium ion battery, and a nickel metal hydride battery because of the excellent chemical stability of Ni.
  • a Ni plating method for battery cans instead of the conventional method of barrel plating after canning, a method of previously plating Ni on a steel strip before canning has been used.
  • Ni plating is performed in advance, it is superior to the case of barrel plating after can-making in terms of manufacturing cost and plating uniformity.
  • the Ni-plated steel sheet that has been Ni-plated before the can can be cracked in the Ni-plated layer or the plating film may be peeled off due to processing during can-making. Such cracks and peeling lead to a decrease in corrosion resistance.
  • Patent Document 5 Japanese Patent Laid-Open No. 6-2104
  • a low temperature 450 to 680 ° C.
  • a high corrosion resistance Ni-plated steel strip in which the Ni-plated layer is made into an Fe—Ni diffusion layer by a long-time heat treatment (6 to 13 hours).
  • a Fe—Ni diffusion alloy layer is formed at the interface between the Ni plating and the steel sheet, thereby improving the adhesion of the plating layer (hereinafter, the Ni-plated steel sheet is heat-treated and at least the Ni plating is performed.
  • a steel plate with an Fe—Ni diffusion alloy layer formed at the interface between the steel plate and the steel plate is called a Ni diffusion plated steel plate).
  • the Ni plating layer remaining on the surface layer without diffusion of Fe becomes a recrystallized soft Ni plating layer and is difficult to break during processing. Therefore, exposure of the base steel sheet after processing can be reduced.
  • the recrystallized soft Ni plating layer is likely to seize on the mold during pressing, which may reduce productivity. As a result of the study by the present inventors, it has been found that there is a high possibility that such a recrystallized soft Ni plating layer remains under the heat treatment conditions of Patent Document 5.
  • Patent Document 6 Japanese Patent Laid-Open No. 2014-47359 describes Fe—Ni diffusion formed by forming a Ni plating layer on at least the inner surface of a battery container and then performing a thermal diffusion treatment. And the ratio of Ni and Fe in the outermost layer of the Fe—Ni diffusion layer is 7.5 or less in terms of a Ni / Fe molar ratio, and the thickness of the Fe—Ni diffusion layer is 0.00.
  • This surface-treated steel sheet can suppress elution of Fe and Ni into the non-aqueous electrolyte, particularly when used as a battery container of a battery that uses a non-aqueous electrolyte as the electrolyte. It is described that the occurrence of leakage and the deterioration of battery characteristics can be effectively prevented.
  • Patent Document 6 describes that the thickness of the Ni plating layer before the thermal diffusion treatment is preferably 1.0 ⁇ m or less (the Ni adhesion amount is 8.9 g / m 2 or less). The reason for this is that, in Patent Document 6, if the Ni plating layer has a thickness of 1.0 ⁇ m or less, when the annealing is continuously performed under conditions of a heat treatment temperature of 700 to 800 ° C. and a heat treatment time of 10 to 300 seconds, the outermost layer is reached. Fe can be diffused. On the other hand, if the thickness of the Ni plating layer exceeds 1.0 ⁇ m, Ni that is not alloyed with Fe remains in the surface layer portion of the plating when the annealing is continued under the above conditions. It is stated that it is.
  • Ni diffusion plated steel sheet With the spread of Ni diffusion plated steel sheet, it has excellent formability (including earring resistance) as a steel sheet for cans and rough skin resistance, and more than a certain concentration in the outermost layer part of the plating layer.
  • Ni diffusion-plated steel sheets containing Fe and having an adhesion amount of Ni of 9.0 g / m 2 or more There is a potential demand for Ni diffusion-plated steel sheets containing Fe and having an adhesion amount of Ni of 9.0 g / m 2 or more.
  • Patent Document 6 it is not possible to obtain Ni diffusion plating in which Fe is diffused to the surface when the Ni adhesion amount is 9.0 g / m 2 or more.
  • An object of the present invention is to provide a cold-rolled steel sheet for a drawn can which is excellent in press formability (drawing workability), rough skin resistance of the can, and earring resistance and is non-aging.
  • the cold-rolled steel sheet for drawn cans has a chemical composition of mass%, C: 0.0060 to 0.0110%, Si: 0.50% or less, Mn: 0.70. % Or less, P: 0.070% or less, S: 0.050% or less, Sol. Al: 0.005 to 0.100%, N: less than 0.0025%, Nb satisfying formula (1), B: 0 to 0.0030%, Ti: 0 to 0.035%, the balance Is composed of Fe and impurities, has a ferrite single-phase structure with a grain size number of 11.0 or more, a plate thickness of 0.15 to 0.50 mm, and after aging treatment at 100 ° C.
  • the yield strength YP is 220 ⁇ 290 MPa, a tensile strength TS of 330 ⁇ 390 MPa, a total elongation EL is 32% or more, the yield point elongation YP-EL 0%, an average plastic strain ratio r m is 1. More than 35 and the in-plane anisotropy ⁇ r is ⁇ 0.30 to +0.15.
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formula (a).
  • any one of a Ni plating layer, a Ni diffusion plating layer, a Sn plating layer, and a tin-free steel (TFS) plating layer is further provided on the surface. You may prepare for.
  • the cold-rolled steel sheet for a drawing can described in (2) above has a Ni diffusion plating layer with an adhesion amount of Ni of 9.0 to 27.0 g / m 2 , and the surface layer of the Ni diffusion plating layer
  • the Fe concentration may be 3 to 80% by mass%.
  • the cold-rolled steel sheet for a drawing can according to the above (2) has a Ni diffusion plating layer with an adhesion amount of Ni of 9.0 to 22.5 g / m 2 , and the surface layer of the Ni diffusion plating layer
  • the Fe concentration may be 3 to 80% by mass%.
  • the manufacturing method of the steel plate for drawn cans which concerns on another aspect of this invention is a manufacturing method of the cold rolled steel plate for drawn cans as described in (1), Comprising: The casting which has a chemical composition as described in (1) Heating the piece to 1000 to 1280 ° C., performing finish rolling at a rolling finish temperature of 870 to 960 ° C., cooling after finish rolling and winding at 450 ° C. to less than 700 ° C. to produce a hot-rolled steel sheet, Performing cold rolling at a cold rolling rate of 80% or more and less than 90% on the hot rolled steel sheet to produce a cold rolled steel sheet having a thickness of 0.15 to 0.50 mm; A step of soaking the steel plate at 810 to 850 ° C. and then cooling, and a step of performing continuous annealing, and a step of temper rolling the cold-rolled steel plate after the continuous annealing at a rolling reduction of 0.5 to 5.0% And comprising.
  • the slab in the step of producing the hot-rolled steel sheet, is heated at 1100 to 1230 ° C. and wound at 600 to 670 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet may be manufactured.
  • Ni is further applied to at least one surface of the cold-rolled steel sheet. Any one of a plating process, a Sn plating process, and a tin-free steel (TFS) plating process may be performed.
  • Ni plating with an adhesion amount of Ni of 9.0 to 27.0 g / m 2 may be performed on at least one surface of the rolled steel sheet.
  • Ni plating with an adhesion amount of Ni of 9.0 to 22.5 g / m 2 may be performed on at least one surface of the rolled steel sheet.
  • the cold rolled steel sheet for a drawing can when a Ni diffusion plating layer having a large Ni adhesion amount is formed on the base steel sheet, an appropriate Fe layer is formed on the outermost layer of the Ni diffusion plating layer.
  • the base material crystal grains can be refined while securing the concentration.
  • the inventors of the present invention have investigated and examined press formability, rough skin resistance, earring resistance, and non-aging properties of cans after canning, and obtained the following knowledge.
  • the cold-rolled steel sheet and the cold-rolled plated steel sheet may be collectively referred to as a cold-rolled steel sheet.
  • the press formability is improved as the average plastic strain ratio rm (hereinafter, sometimes referred to as an average r value) is higher.
  • IF (Interstitial Free) steel represented by Nb-added extra low carbon steel (Nb-SULC) has a high average r value.
  • the grain of IF steel is coarser than that of low carbon steel. In order to increase the average r value in such IF steel, it is necessary to increase the temperature during annealing, and the crystal grains are further coarsened.
  • the crystal grain size number needs to be 11.0 or more (average crystal grain size ⁇ 7.8 ⁇ m).
  • a high average r value can be obtained by using IF steel.
  • the rough skin resistance deteriorates as the crystal grains are larger. Therefore, it is difficult to achieve both press formability and rough skin resistance using IF steel with large crystal grains. If low carbon steel is used, crystal grains can be made fine, but it is difficult to obtain a high average plastic strain ratio rm. Therefore, it is difficult to achieve both press formability and rough skin resistance even when using low carbon steel.
  • the earring resistance is better as the absolute value of the r value in-plane anisotropy (hereinafter sometimes simply referred to as in-plane anisotropy) ⁇ r is smaller. Specifically, the smaller the absolute value of ⁇ r, the smaller the occurrence of ears during deep drawing. If the earring resistance is good, the steel plate yield associated with the earrings of the drawn can can be improved, and it is possible to reduce problems such as progressive troubles between processes caused by earrings in multi-stage drawing and DI processing, and push-ups caused by tearing of the earring tips. it can.
  • rm and ⁇ r are defined by the following formulas (I) and (II), respectively.
  • r0 r value in rolling direction
  • r90 r value in rolling orthogonal direction
  • r45 r value in 45 ° direction from rolling direction.
  • the r value in each direction can be obtained by the following formula (III).
  • r ln (w / w0) / ln (t / t0) (III) Where t0: plate thickness before deformation, t: plate thickness after deformation, w0: plate width before deformation, and w: plate width after deformation.
  • of the in-plane anisotropy it is effective to make the crystal grains fine.
  • stretcher strain occurs, irregularities are formed on the peripheral surface and bottom of the can. If the battery can (squeezed can) has such a concavo-convex shape, not only is it not preferable because the contact electric resistance increases, but also the can tension rigidity may decrease, and the internal and external pressure strength of the can may also decrease. . Therefore, in cold-rolled steel sheets for drawn cans, it is necessary to suppress the occurrence of stretcher strain during drawing. Stretcher strain occurs due to the Cottrell effect when excess solute C is present in the steel.
  • yield point elongation occurs.
  • stretcher strain occurs due to the yield point elongation (YP-EL: the amount of elongation of steady deformation that proceeds with a deformation resistance smaller than the yield point immediately after yielding) when the steel sheet is deformed. Therefore, if the yield point elongation is 0, the occurrence of stretcher strain can be suppressed over a long period of time.
  • FIG. 1 is a diagram in which the relationship between the C content and F1 and the material characteristics is arranged for the components other than C content and Nb / C and the production conditions within the scope of the present invention in the examples described in detail later. It is.
  • the crystal grain size number is 11.0 or more
  • the yield strength YP is 220 to 220 in the L direction (rolling direction) of the cold rolled steel sheet for drawn cans after aging treatment at 100 ° C. for 1 hour.
  • tensile strength TS is 330 to 390 MPa
  • total elongation EL is 32% or more
  • yield point elongation YP-EL is 0%
  • average plastic strain ratio rm is more than 1.35
  • in-plane anisotropy ⁇ r is A value of ⁇ 0.30 to +0.15 was accepted, and if any of the above material characteristics was off, it was rejected.
  • accelerated aging treatment The anisotropy ⁇ r is evaluated for the following reason. Even if all of these cold-rolled steel sheets have predetermined characteristics, they are aged at room temperature and change their characteristics over time. Aging generally increases strength, decreases elongation, and yield point elongation tends to occur. For this reason, if time passes after the manufacture, predetermined characteristics may not be obtained when actually manufacturing a drawn can.
  • the aging treatment at 100 ° C. for 1 hour is an accelerated test that promotes this normal temperature aging. Even if the aging treatment at 100 ° C. for 1 hour is performed, if it has a predetermined characteristic, it will elapse for a long time at normal temperature. However, it means having a predetermined characteristic. Even in the case where accelerated aging is not performed, for example, aging is considered to be completed if it is stored at room temperature for 6 months or more after production.
  • the cold-rolled steel sheet for drawn cans of the present invention completed based on the above knowledge is, in mass%, C: 0.0060 to 0.0110%, Si: 0.50% or less, Mn: 0.70% or less, P: 0.070% or less, S: 0.050% or less, Sol.
  • Chemical composition comprising Al: 0.005 to 0.100%, N: less than 0.0025%, Nb satisfying the formula (1), and B: 0 to 0.0030%, the balance being Fe and impurities And a ferrite single-phase structure having a grain size number of 11.0 or more, a plate thickness of 0.15 to 0.50 mm, and for drawn cans after aging treatment at 100 ° C.
  • the yield strength YP is 220 to 290 MPa
  • the tensile strength TS is 330 to 390 MPa
  • the total elongation EL is 32% or more
  • the yield point elongation YP-EL is 0%
  • the average plastic strain ratio rm is It exceeds 1.35 and the in-plane anisotropy ⁇ r is ⁇ 0.30 to +0.15.
  • the crystal grain size number was 12.0 or less in the experimental range, but 13.0 or less is preferable in consideration of economy. However, from the viewpoint of rough skin resistance, it is advantageous that the particle size number is larger, so the upper limit is not limited. 500 ⁇ C ⁇ Nb / C ⁇ 8.0 (1)
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formula (1).
  • the cold-rolled steel sheet for drawn cans may further be a cold-rolled steel sheet having any one of a Ni plating layer, a Ni diffusion plating layer, a Sn plating layer, and a tin-free steel (TFS) plating layer on the surface. Good.
  • a slab having the above chemical composition is heated to 1000 ° C. or higher, finish-rolled at 870 to 960 ° C., cooled after finish rolling, and 450 to 700 ° C. or higher.
  • a sheet of 0.15 to 0.50 mm is obtained by rolling the sheet at a temperature of less than 0 ° C. to produce a hot-rolled steel sheet, and performing cold rolling at a cold rolling rate of 80% or more and less than 90% on the hot-rolled steel sheet.
  • a step of producing a cold-rolled steel sheet having a thickness a step of soaking the cold-rolled steel sheet at 810 to 850 ° C., and then performing a continuous annealing for cooling, and a process of 0.5 to 5.
  • the slab may be heated at 1100 to 1230 ° C. and wound at 600 to 670 ° C. to manufacture the hot-rolled steel sheet.
  • At least one surface of the cold-rolled steel sheet may be subjected to any one of Ni plating treatment, Sn plating treatment, and TFS plating treatment.
  • the manufacturing method may further include performing Ni plating on at least one surface of the cold-rolled steel sheet after the process of manufacturing the cold-rolled steel sheet and before the step of performing the continuous annealing.
  • the adhesion amount of Ni may be 9.0 to 27.0 g / m 2 or 9.0 to 22.5 g / m 2 .
  • cold-rolled steel sheet for drawn cans according to one embodiment of the present invention (cold-rolled steel sheet for drawn cans according to this embodiment) will be described in detail.
  • Carbon (C) is an element that dissolves in steel to increase the strength of the steel and forms fine carbides to refine crystal grains when an appropriate amount of Nb described later is contained. If the C content is 0.0060% or more, the yield strength YP in the L direction after accelerated aging treatment is 220 MPa or more, and the tensile strength TS is 330 MPa, assuming that other chemical compositions and production conditions described later are satisfied. That's it. If the C content is less than 0.0060%, this effect cannot be obtained. Therefore, the C content is set to 0.0060% or more. The minimum with preferable C content is 0.0065%, More preferably, it is 0.0070%.
  • the C content exceeds 0.0110%, the hardness of the cold-rolled steel sheet becomes too high. In this case, the total elongation EL in the L direction after the accelerated aging treatment is lowered, and the press formability is lowered. Therefore, the C content is 0.0110% or less.
  • the upper limit with preferable C content is 0.0105%.
  • Si 0.50% or less
  • Si is an unavoidable impurity in the cold-rolled steel sheet for a drawing can according to the present embodiment. Si reduces the plating adhesion of the cold-rolled steel sheet and the coating adhesion of the cold-rolled steel sheet after canning. Therefore, the Si content is 0.50% or less. The upper limit with preferable Si content is less than 0.50%. The Si content is preferably as low as possible.
  • Mn 0.70% or less Mn hardens the cold-rolled steel sheet and lowers the total elongation EL of the cold-rolled steel sheet. Therefore, if the Mn content is excessive, press formability is reduced. Therefore, the Mn content is 0.70% or less.
  • the upper limit with preferable Mn content is 0.50%, More preferably, it is 0.35%, More preferably, it is 0.22%.
  • manganese (Mn) has an effect of preventing hot embrittlement of steel due to the presence of S. When obtaining this effect, the Mn content is preferably 0.02% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • Phosphorus (P) is an unavoidable impurity.
  • P is an element that increases the strength of the cold-rolled steel sheet, but if the P content is too high, press formability decreases. Specifically, the secondary work brittle crack resistance in the can is reduced. In a deep-drawn can, for example, at a low temperature such as ⁇ 10 ° C., the end portion of the can side wall may be brittlely fractured due to an impact at the time of dropping or bending distortion. Such ease of breakage is referred to as secondary work brittle cracking. Therefore, the P content is 0.070% or less. The P content may be 0%.
  • S 0.050% or less Sulfur (S) is an unavoidable impurity. S causes surface brittle cracks in the steel sheet during hot rolling, and causes rough ears in the hot-rolled steel strip. Accordingly, the S content is 0.050% or less. The S content is preferably as low as possible, and may be 0%.
  • Sol. Al 0.005 to 0.100%
  • Aluminum (Al) is an effective element for deoxidizing steel. If the Al content is less than 0.005%, the above effect cannot be obtained. Therefore, the Al content is set to 0.005% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.100%, the above effect is saturated and the manufacturing cost increases. Therefore, the Al content is 0.100% or less. In the present embodiment, the Al content is the content of acid-soluble Al (Sol. Al).
  • N less than 0.0025% Nitrogen (N) is an unavoidable impurity. If the N content is 0.0025% or more, slab ear cracks are likely to occur. Therefore, the N content is less than 0.0025%.
  • the N content may be 0%.
  • Nb Content satisfying the formula (1) 500 ⁇ C ⁇ Nb / C ⁇ 8.0 (1)
  • Nb is an element that suppresses the amount of dissolved C by combining with C to form fine carbides. This fine carbide contributes to refinement of crystal grains.
  • F1 is an index related to the refinement of ferrite grains by Nb carbide. If F1 is lower than 500 ⁇ C, the Nb content is too small relative to the C content in the steel. In this case, the amount of C that remains as a solid solution in the steel without being precipitated as NbC (the amount of solid solution C) increases. Therefore, the yield point elongation YP-EL occurs due to the Cottrell effect of solute C.
  • F1 is higher than 8.0, there is too much Nb content with respect to C content. In this case, NbC becomes coarse and the pinning effect decreases. For this reason, the ferrite grains become coarse and the crystal grain size number becomes less than 11.0. In this case, rough skin is likely to occur.
  • the balance of the chemical composition of the cold-rolled steel sheet for drawn cans according to this embodiment is composed of Fe and impurities.
  • an impurity means what is mixed from the ore and scrap as a raw material, or from a manufacturing environment, etc., when manufacturing steel materials industrially.
  • the impurities are, for example, Cu, Ni, Cr, and Sn.
  • the preferred contents of these elements are Cu: 0.5% or less, Ni: 0.5% or less, Cr: 0.3% or less, and Sn: 0.05% or less.
  • the chemical composition of the cold-rolled steel sheet for drawn cans according to this embodiment includes the above-mentioned elements, and the balance is basically composed of Fe and impurities. However, B and Ti are contained instead of part of Fe. Also good.
  • B 0 to 0.0030% Boron (B) refines recrystallized grains during annealing.
  • the B content is preferably 0.0001% or more. More preferably, it is 0.0003% or more.
  • the B content exceeds 0.0030%, the optimum cold rolling rate due to fine graining is lowered, and the productivity is lowered. Therefore, even when contained, the B content is 0.0030% or less.
  • the upper limit with preferable B content is 0.0020%.
  • B is an optional additive element and may not be contained.
  • Ti 0 to 0.035%
  • Ti is an element that forms fine carbonitrides and is effective in suppressing the coarsening of crystal grains.
  • the Ti content is preferably 0.005% or more. More preferably, it is 0.010% or more.
  • TiN may become coarse and toughness may deteriorate. Therefore, even when contained, the Ti content is 0.035% or less.
  • the upper limit with preferable Ti content is 0.025%.
  • Ti is an optional additive element and may not be contained.
  • the structure of the cold-rolled steel sheet for drawn cans according to the present embodiment is composed of ferrite and precipitates. That is, the matrix (matrix) of the structure is a single phase of ferrite. Since the matrix is a ferrite single phase, uniform deformation can be realized and the total elongation EL can be 32% or more. As a result, excellent press formability can be obtained.
  • the crystal grain size number of the ferrite grains is 11.0 or more. Preferably it is 11.2 or more.
  • the crystal grain size number of the ferrite grain means a crystal grain size number based on JIS G 0551 (2013). Specifically, the grain size number is obtained by observing the L cross section of the cold-rolled steel sheet (cross section parallel to the rolling direction and the plate thickness direction) with an optical microscope, and the crystal grain size number is a comparative method (JIS G 0551 (2013) 7. 2).
  • Yield strength YP Yield strength YP
  • tensile strength TS total elongation EL in the L direction (rolling direction) after aging treatment (referred to as accelerated aging treatment) for 1 hour at 100 ° C. on the cold-rolled steel sheet for drawn cans described above
  • Yield point elongation YP-EL average plastic strain ratio rm value, and in-plane anisotropy ⁇ r are as follows.
  • the average plastic strain ratio rm is preferably 1.40 or more.
  • the upper limit of the average plastic strain ratio rm may not be limited, but the cold-rolled steel sheet for a drawn can according to the present embodiment does not perform BAF-OA, so the average plastic strain ratio rm is substantially 2.1 or less. It becomes.
  • YP-El exceeds 0, stretcher strain occurs.
  • of the in-plane anisotropy increases, the earring resistance decreases. If the in-plane anisotropy ⁇ r is ⁇ 0.30 to +0.15, the earring resistance is also excellent.
  • the yield strength YP, tensile strength TS, total elongation EL, and yield point elongation YP-EL in the L direction are obtained by the following method.
  • a JIS No. 5 tensile test specimen (according to JIS Z 2201) with a parallel portion parallel to the L direction (rolling direction) collected from the cold rolled steel sheet for drawn cans is prepared.
  • An aging treatment (accelerated aging treatment) for 1 hour at 100 ° C. is performed on the prepared test piece.
  • the tensile test piece after the accelerated aging treatment is subjected to a tensile test at room temperature (25 ° C.) in accordance with JIS Z 2241 (2011), yield strength YP (MPa), tensile strength TS. (MPa) and total elongation EL (%) are determined.
  • the average plastic strain ratio rm and the in-plane anisotropy ⁇ r are determined by the following method. From the cold-rolled steel sheet for drawn cans, JIS No. 13 B tensile test pieces (in accordance with JIS Z 2201) parallel to the rolling direction and parallel to each direction of 45 ° and 90 ° are prepared. An aging treatment (accelerated aging treatment) for 1 hour at 100 ° C. is performed on the prepared test piece. A plastic strain ratio test based on JIS Z 2254 (2008) is performed on the tensile test piece after the accelerated aging treatment, and the average plastic strain ratio rm and the in-plane anisotropy ⁇ r when the plastic strain amount is 15%. Ask for.
  • the cold-rolled steel sheet for drawn cans according to this embodiment may have a plating layer on the surface.
  • the plating layer is not necessarily limited, and examples thereof include plating such as Ni plating, Ni diffusion plating, Sn plating, and tin-free steel (TFS) plating.
  • Ni diffusion plating is particularly preferable because heat treatment is performed on a Ni-plated steel sheet so that a part of the plating layer is an Ni—Fe alloy layer, so that adhesion of the plating layer can be improved.
  • Ni diffusion plating by performing Ni plating before annealing, at least a part of the Ni plating layer in the annealing process of the drawn steel sheet for cans described above can be a highly economical Ni—Fe alloy layer. it can. Since the cold-rolled steel sheet according to the present embodiment hardly causes crystal grain coarsening due to high-temperature annealing, after cold rolling, Ni plating having a relatively large plating film thickness is applied to an unannealed steel sheet and annealed at a high temperature.
  • a thick Ni diffusion plated steel sheet in which Fe has diffused to the surface of the plating layer is excellent in slidability with the mold.
  • seizure to the mold is reduced at the time of pressing, so that wrinkles are difficult to enter, the effect of improving corrosion resistance, that the decrease in conductivity can be suppressed on the inner surface of the alkaline battery can, On the inner surface of the lithium ion battery, an improvement in resistance to electrolytic solution is also expected.
  • the preferable thickness of the Ni plating layer formed on the surface of the cold-rolled steel sheet is 0.51 to 5.1 ⁇ m (the amount of Ni attached is 4.5 to 45.0 g / m 2 ). It is.
  • the preferable thickness of the Ni plating layer formed on the surface of the cold rolled steel sheet is 1.0 to 3.0 ⁇ m (the Ni adhesion amount is 9.0 to 27.0 g / m 2 ). More preferably, it is 1.0 to 2.5 ⁇ m (Ni deposition amount is 9.0 to 22.5 g / m 2 ), and more preferably 1.2 to 2.0 ⁇ m (Ni deposition amount) 10.8 to 18.0 g / m 2 ).
  • the thickness of the Ni plating is too thin, the corrosion resistance deteriorates.
  • the Ni plating is too thick, Fe cannot be diffused to the outermost layer of the Ni plating layer even if continuous annealing is performed, and Ni that is not alloyed with Fe remains in the surface layer portion of the plating. Sometimes it becomes easy to seize with a metal mold
  • the amount of plating can be measured using a fluorescent X-ray analyzer.
  • the Fe concentration in the surface layer of the Ni diffusion plating layer is desirably 3% by mass or more.
  • the Fe concentration in the surface layer is preferably 10% by mass or more, more preferably 15% by mass or more.
  • the Fe concentration in the surface layer is 80% by mass or less, preferably 70% by mass or less, and more preferably 60% by mass or less.
  • the Fe concentration in the surface layer of the Ni diffusion plating layer can be analyzed by, for example, XPS (X-ray photoelectron spectroscopy analyzer).
  • the surface layer that defines the Fe concentration indicates a position up to a depth (a few nm from the surface) at which information can be obtained by XPS. That is, when the Fe concentration is 3% by mass or more and 80% by mass or less by XPS measurement, it can be determined that Fe is preferably diffused to the surface of the plating layer.
  • the plate thickness of the cold-rolled steel sheet for drawn cans according to this embodiment is 0.15 to 0.50 mm. If the plate thickness exceeds 0.50 mm, it becomes difficult to obtain excellent press formability. On the other hand, if the plate thickness is less than 0.15 mm, the plate thickness of the hot-rolled steel plate must be reduced, and in this case, the finishing temperature during hot rolling described later cannot be ensured. Therefore, the thickness of the cold rolled steel sheet is 0.15 to 0.50 mm.
  • the manufacturing method of the cold-rolled steel sheet for drawn cans includes a step of manufacturing a slab (steel-making process), a process of manufacturing a hot-rolled steel sheet (hot-rolling process), and a process of manufacturing a cold-rolled steel sheet ( Cold rolling step), a step of performing CAL (continuous annealing) on the cold rolled steel sheet (CAL (continuous annealing) step), and a step of performing temper rolling on the cold rolled steel sheet after CAL (tempering). Rolling step).
  • CAL continuous annealing
  • CAL continuous annealing
  • molten steel having the above-described chemical composition is manufactured.
  • a slab is manufactured from the manufactured molten steel by a continuous casting method.
  • the method for manufacturing the slab is not particularly limited.
  • a slab heated to a heating temperature of 1000 ° C. or higher is hot-rolled to produce a hot-rolled steel sheet. More specifically, the heating temperature of the slab is, for example, 1000 ° C. to 1280 ° C. When the heating temperature of the slab exceeds 1280 ° C., ear cracks are likely to occur during hot rolling. In addition, the average plastic strain ratio rm decreases. On the other hand, when the heating temperature of the slab is lower than 1000 ° C., it is difficult to ensure an appropriate rolling finishing temperature FT.
  • the preferred heating temperature of the slab is 1100 ° C to 1230 ° C. In hot rolling, finish rolling is completed at a rolling finishing temperature FT of 870 to 960 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet after finish rolling is cooled in a cooling zone and then wound on a coil.
  • the coiling temperature CT is, for example, 450 ° C. or higher and lower than 700 ° C.
  • CT exceeds 700 ° C., the crystal grains after cold rolling and annealing become coarse, and the rough skin resistance decreases.
  • a preferable winding temperature CT is 600 to 670 ° C.
  • Cold rolling process A hot-rolled steel sheet is cold-rolled to produce a cold-rolled steel sheet.
  • the cold rolling rate is less than 80% or more than 90%, the in-plane anisotropy of the steel sheet increases. Therefore, the cold rolling rate is 80% or more and less than 90%.
  • the optimum cold rolling rate of the cold-rolled steel sheet for drawn cans is examined in advance by changing the cold rolling rate, so that the absolute value of the in-plane anisotropy
  • CAL continuous annealing
  • CAL Continuous annealing
  • the annealing temperature ST (soaking temperature) in CAL is 810 to 850 ° C. If annealing temperature ST is less than 810 degreeC, recrystallization will not be completed in steel but an unrecrystallized structure will remain. In this case, desired mechanical characteristics cannot be obtained. On the other hand, if annealing temperature ST exceeds 850 degreeC, a recrystallized grain will coarsen and a crystal grain size number will become small.
  • the annealing temperature ST is 810 to 850 ° C.
  • a preferred lower limit of the annealing temperature ST is 820 ° C.
  • the upper limit with preferable annealing temperature ST is 830 degreeC.
  • the soaking time at the annealing temperature ST is, for example, 10 to 60 seconds.
  • the overaging process in the box annealing after CAL (the box annealing is “Box Annealing Furnace” and the overaging process is “Over Aging”, hereinafter referred to as BAF-OA) is not performed.
  • BAF-OA the overaging process in the box annealing after CAL
  • the yield point elongation YP-EL after the accelerated aging treatment is 0%, and no stretcher strain is generated.
  • productivity is increased.
  • Temper rolling (skin pass rolling) is performed on the cold-rolled steel sheet after CAL.
  • the rolling reduction in temper rolling is 0.5 to 5.0%. If the rolling reduction is less than 0.5%, the yield point elongation YP-EL may occur in the cold-rolled steel sheet after the accelerated aging treatment. If the rolling reduction exceeds 5.0%, the total elongation EL becomes less than 32%, and the press formability decreases. When the rolling reduction is 0.5 to 5.0%, stretcher strain does not occur and excellent press formability can be obtained.
  • the cold-rolled steel sheet for drawn cans according to the present embodiment is manufactured.
  • the surface treatment is not necessarily limited, and examples thereof include plating treatment such as Ni plating treatment, Ni diffusion plating treatment, Sn plating treatment, and tin-free steel (TFS) plating treatment.
  • plating treatment such as Ni plating treatment, Ni diffusion plating treatment, Sn plating treatment, and tin-free steel (TFS) plating treatment.
  • the Ni plating process, the Sn plating process, and the TFS plating process are performed on the cold-rolled steel sheet after the temper rolling process.
  • the preferable thickness of the Ni plating layer formed on the surface of the cold-rolled steel sheet is 0.51 to 5.1 ⁇ m (the amount of Ni attached is 4.5 to 45.0 g / m 2 ). It is.
  • Ni diffusion plating When forming Ni diffusion plating by performing heat treatment after Ni plating, it is preferable to perform Ni plating treatment after the cold rolling step and before the CAL step.
  • CAL is performed on the cold-rolled steel sheet on which the Ni plating layer is formed.
  • Ni in the Ni plating layer diffuses to form a Ni diffusion plating layer.
  • the preferable thickness of the Ni plating layer formed on the surface of the cold rolled steel sheet before the CAL process is 1.0 to 3.0 ⁇ m (9.0 to 27.
  • Ni deposition amount is 9.0 ⁇ 22.5g / m 2), more preferably, 1.2-2 0.0 ⁇ m (as Ni adhesion amount: 10.8 to 18.0 g / m 2 ).
  • the thickness of the Ni plating is too thin, the corrosion resistance deteriorates. If the Ni plating is too thick, Fe cannot be diffused to the outermost layer of the Ni plating layer even if continuous annealing is performed under the above conditions, and Ni that is not alloyed with Fe remains in the surface layer portion of the plating. , It becomes easy to seize with a mold at the time of pressing, and press formability deteriorates.
  • Ni diffusion plated steel sheet especially steel strip
  • pre-treatment degreasing, pickling, etc.
  • recrystallization of the material steel plate and Ni—Fe alloying can be performed simultaneously in the continuous annealing step, which is reasonable.
  • Each test number slab was hot rolled under the hot rolling conditions shown in Table 2-1 and Table 2-2 (slab heating temperature (° C), finish rolling temperature FT (° C), winding temperature CT (° C)). It carried out and manufactured the hot-rolled steel plate. After pickling the hot-rolled steel sheet, it is cold-rolled under the cold-rolling conditions (cold rolling ratio) shown in Tables 2-1 and 2-2 to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.25 mm or 0.55 mm. Manufactured.
  • a test level in which a Ni diffusion plating layer was formed on each cold-rolled steel sheet shown in Tables 2-1 and 2-2 was additionally conducted. Specifically, before CAL, electroplating was performed on the front and back surfaces of the cold-rolled steel sheet under the conditions shown in Table 3 below to form a plating film. The amount of plating was adjusted by changing the plating time.
  • CAL continuous annealing
  • Table 2-1 and Table 2-2 are cold-rolled steel sheets
  • Table 4-1 and Table 4-2 are Ni-diffusion-plated cold-rolled steel sheets (Ni diffusion plating by continuously annealing Ni-plated steel sheets) It will be a processed cold-rolled steel sheet).
  • test numbers of cold-rolled steel sheets treated with Ni diffusion plating in Table 4-1 and Table 4-2 are indicated by adding B, B2, and B3 after the test numbers of cold-rolled steel sheets that have the same components and the same manufacturing process until cold rolling. It was.
  • CAL the cold-rolled steel sheet of each test number and the cold-rolled steel sheet subjected to Ni diffusion plating were soaked at an annealing temperature ST (° C.) for 25 seconds. Thereafter, gas cooling with nitrogen gas was performed. In gas cooling, the average cooling rate from the annealing temperature ST (° C.) to 50 ° C. or less was 25 ° C./second.
  • BAF-OA was further carried out after CAL on the cold rolled steel sheet of test number 11 and the cold rolled steel sheet treated with Ni diffusion plating of test number 11B.
  • BAF-OA a cold-rolled steel sheet and a cold-rolled steel sheet subjected to Ni diffusion plating were soaked at 450 ° C. for 5 hours and then gradually cooled for 72 hours.
  • BAF-OA was not performed on cold-rolled steel sheets with other test numbers and cold-rolled steel sheets treated with Ni diffusion plating.
  • “Annealing method” column in Table 2-1, Table 2-2, Table 4-1, and Table 4-2, “CAL + BAF-OA” indicates that BAF-OA was performed after CAL.
  • CAL indicates that CAL was performed and BAF-OA was not performed.
  • Temper rolling was performed on the cold-rolled steel sheet after annealing and the cold-rolled steel sheet subjected to Ni diffusion plating.
  • the rolling reduction in temper rolling was 1.8% or 0.3%. Met.
  • a cold-rolled steel sheet and a Ni-diffusion-plated cold-rolled steel sheet as test materials were manufactured.
  • the structure, mechanical properties, average plastic strain ratio rm and in-plane anisotropy ⁇ r, Ni adhesion amount of Ni plating film on the front and back surfaces, plating layer The Fe concentration in the surface layer was measured.
  • the Fe concentration of the surface layer of the Ni diffusion plating layer was measured by XPS (X-ray photoelectron spectroscopy analyzer) in addition to the above test.
  • XPS X-ray photoelectron spectroscopy analyzer
  • PHI5600 manufactured by ULVAC-PHI was used.
  • MgK ⁇ was used as the X-ray source.
  • the composition was analyzed. The composition was 100% in total of Ni and Fe.
  • the X-ray beam diameter was 800 ⁇ m.
  • the plating adhesion amount was measured using a fluorescent X-ray analyzer. The measurement results are shown in Tables 4-1 and 4-2.
  • the yield strength YP is 220 to 290 MPa
  • the tensile strength TS is 330 to 390 MPa
  • the total elongation EL is 32% in the L direction of the cold-rolled steel sheet after the accelerated aging treatment.
  • the yield point elongation YP-EL was 0%. That is, these had excellent mechanical properties, were excellent in press formability, rough skin resistance, and earring resistance, and were non-aging.
  • the chemical compositions of Test Nos. 1B to 10B were appropriate, and F1 was also within the range of Formula (1). Furthermore, the manufacturing conditions were also appropriate. Therefore, the Ni diffusion plated cold-rolled steel sheet having these test numbers had a crystal grain size number as high as 11.0 or more and fine ferrite grains.
  • the average plastic strain ratio rm was more than 1.35 and the in-plane anisotropy ⁇ r was ⁇ 0.30 to +0.15.
  • the yield strength YP is 220 to 290 MPa
  • the tensile strength TS is 330 to 390 MPa
  • the total elongation EL is 32% in the L direction of the cold-rolled steel sheet after the accelerated aging treatment.
  • the yield point elongation YP-EL was 0%. That is, these had excellent mechanical properties, were excellent in press formability, rough skin resistance, and earring resistance, and were non-aging.
  • the Fe concentration in the surface layer of the Ni diffusion plating layer was within the range of 3 to 80% by mass in any of the test numbers 1B to 10B.
  • the Ni adhesion amount was 4.5 g / m 2 or more in any of the test numbers 1B to 10B except for the test number 1B2.
  • the Ni adhesion amount was 9.0 g / m 2 or more. Therefore, sufficient corrosion resistance can be ensured.
  • 1B2 has a Ni adhesion amount of 4.2 g / m 2 which is too small.
  • test numbers 11 and 11B the C content was too high. Furthermore, in the annealing process, CAL and BAF-OA were performed, and the annealing temperature ST was also low, less than 800 ° C. As a result, the average plastic strain ratio rm was as low as 1.35 or less. In test number 11B, the Fe concentration in the surface layer of the Ni diffusion plating layer is less than 3% by mass. Under the annealing conditions in test number 8B, when the Ni adhesion amount is 13.5 g / m 2 , the Ni—Fe up to the plating layer surface layer is obtained. Alloying did not progress.
  • test numbers 12 and 12B the C content was too low and the N content was too high. Furthermore, F1 exceeded the upper limit of Formula (1). As a result, the crystal grain size number was less than 11.0. Furthermore, the yield strength was also low, less than 220 MPa. In test number 12B, the Fe concentration in the surface layer of the Ni diffusion plating layer reached 16%, but under this annealing condition, the crystal grain size number was 9.3, which was quite coarse.
  • test numbers 13 and 13B the C content was too low. As a result, the crystal grain size number was less than 11.0. Furthermore, the yield strength was also low, less than 220 MPa. In test number 13B, the Fe concentration in the surface layer of the Ni diffusion plating layer was 9%, but the crystal grain size number was less than 11.0. The average plastic strain ratio rm was as low as 1.35 or less.
  • test numbers 14 and 14B the C content was too low. As a result, the crystal grain size number was less than 11.0.
  • the Fe concentration in the surface layer of the Ni diffusion plating layer was in the proper range, as in 13B, but the crystal grain size was large.
  • test numbers 15 and 15B the C content was too low. As a result, the crystal grain size number was less than 11.0. Furthermore, the yield strength was also low, less than 220 MPa. In test number 15B, the Fe concentration in the surface layer of the Ni diffusion plating layer was substantially the same as 13B.
  • test numbers 16 and 16B F1 was less than the lower limit of formula (1). Therefore, the yield point elongation YP-EL was higher than 0%.
  • the surface layer Fe concentration of the Ni diffusion plating layer was in an appropriate range.
  • the average plastic strain ratio rm was as low as 1.35 or less.
  • test numbers 17 and 17B F1 exceeded the upper limit of formula (1). Therefore, the crystal grain size number was less than 11.0. In 17B, the surface layer Fe concentration of the Ni diffusion plating layer was in an appropriate range.
  • test numbers 18 and 18B the C content was too high, and F1 was less than the lower limit of formula (1). Therefore, the yield point elongation YP-EL was higher than 0%. Furthermore, the yield strength YP exceeded 390 MPa, the tensile strength TS exceeded 390 MPa, and the total elongation EL was less than 32%. In 18B, the surface layer Fe concentration of the Ni diffusion plating layer was in an appropriate range.
  • test numbers 19 and 19B the C content was too high. Therefore, the crystal grain size number was less than 11.0. Furthermore, the yield strength YP exceeded 390 MPa, the tensile strength TS exceeded 390 MPa, and the total elongation EL was less than 32%. In 19B, the surface layer Fe concentration of the Ni diffusion plating layer was in an appropriate range.
  • test numbers 20 and 20B F1 exceeded the upper limit of formula (1). Therefore, the crystal grain size number was less than 11.0. In 20B, the surface layer Fe concentration of the Ni diffusion plating layer was in an appropriate range.
  • test numbers 21 and 21B F1 exceeded the upper limit of formula (1). Therefore, the crystal grain size number was less than 11.0.
  • the surface layer Fe concentration of the Ni diffusion plating layer was in an appropriate range.
  • the average plastic strain ratio rm was as low as 1.35 or less.
  • test numbers 22 and 22B F1 was less than the lower limit of formula (1). Therefore, the yield point elongation YP-EL was higher than 0%. In 22B, the surface layer Fe concentration of the Ni diffusion plating layer was in an appropriate range.
  • the annealing temperature ST was too low. Therefore, the average plastic strain ratio rm was as low as 1.35 or less, and the in-plane anisotropy ⁇ r was lower than ⁇ 0.30. Under the annealing condition of 23B, Fe was not detected in the surface layer of the Ni diffusion layer.
  • the annealing temperature ST was too high. Therefore, the crystal grain size number became less than 11.0 and coarsened. Furthermore, the yield strength was less than 220 MPa and the tensile strength was less than 330 MPa. In 24B, the surface layer Fe concentration of the Ni diffusion plating layer was in an appropriate range.
  • the finishing temperature FT was too high for test numbers 25 and 25B. Therefore, the average plastic strain ratio rm was as low as 1.35 or less. In 25B, the surface layer Fe concentration of the Ni diffusion plating layer was in an appropriate range.
  • the finishing temperature FT was too low for test numbers 26 and 26B. Therefore, the in-plane anisotropy ⁇ r was lower than ⁇ 0.30. In 26B, the surface layer Fe concentration of the Ni diffusion plating layer was within an appropriate range.
  • test numbers 27 and 27B the coiling temperature CT was too high. Therefore, the crystal grain size number was less than 11.0. In 27B, the surface layer Fe concentration of the Ni diffusion plating layer was in an appropriate range.
  • the winding temperature CT was too low for test numbers 28 and 28B. Therefore, the average plastic strain ratio rm was as low as 1.35 or less, and the in-plane anisotropy ⁇ r was lower than ⁇ 0.30. In 28B, the surface layer Fe concentration of the Ni diffusion plating layer was in an appropriate range.
  • the slab heating temperature was too high. Therefore, the crystal grain size number was less than 11.0. Furthermore, the average plastic strain ratio r was as low as 1.35 or less. In 29B, the surface layer Fe concentration of the Ni diffusion plating layer was in an appropriate range.
  • test numbers 30 and 30B the C content was too low, and F1 exceeded the upper limit of formula (1). Furthermore, the annealing temperature ST was too low. As a result, the average plastic strain ratio r was as low as 1.35 or less. In 30B, Fe was not detected in the surface layer of the Ni diffusion plating layer. If it is the chemical composition of the steel T, when ensuring a suitable crystal grain size, an appropriate annealing temperature is considered to be 780 degrees C or less. However, under the annealing conditions, Ni—Fe alloying could not proceed to the surface of the Ni diffusion plating layer having a large amount of Ni adhesion.
  • test numbers 31, 31B the C content was too low, and F1 exceeded the upper limit of formula (1). Therefore, the crystal grain size number was less than 11.0. Furthermore, the yield strength was less than 220 MPa and the tensile strength was less than 330 MPa. In 31B, the surface layer Fe concentration of the Ni diffusion plating layer was in an appropriate range.
  • test numbers 32 and 32B the C content was too low. Furthermore, the annealing temperature ST was too low. As a result, the average plastic strain ratio r was as low as 1.35 or less. In 32B, Fe was not detected in the surface layer of the Ni diffusion plating layer. In order to secure a suitable grain size, the appropriate annealing temperature of Steel X is considered to be 780 ° C. or less, and under the annealing conditions, Ni—Fe alloying is performed up to the surface layer of the Ni diffusion plating layer having a large Ni adhesion amount. It was not possible to proceed.
  • test numbers 33 and 33B the C content was too low. Therefore, the crystal grain size number was less than 11.0. Furthermore, the yield strength was as low as less than 220 MPa. In 33B, the surface layer Fe concentration of the Ni diffusion plating layer was in an appropriate range. The average plastic strain ratio rm was as low as 1.35 or less.
  • test numbers 34 and 34B the C content was too low. Furthermore, the annealing temperature ST was too low. As a result, the average plastic strain ratio r was as low as 1.35 or less. In 34B, Fe was not detected in the surface layer of the Ni diffusion plating layer. In order to secure a suitable grain size, the appropriate annealing temperature of steel Y is considered to be 780 ° C. or less, and under the annealing conditions, Ni—Fe alloying is performed up to the surface layer of the Ni diffusion plating layer with a large amount of Ni adhesion. It was impossible to make it progress.
  • test numbers 35 and 35B the C content was too low. Therefore, the crystal grain size number was less than 11.0. Furthermore, the yield strength was as low as less than 220 MPa. In 35B, the surface layer Fe concentration of the Ni diffusion plating layer was in an appropriate range.
  • Test No. 35B2 is an example of the same conditions as Test No. 35B except for the Ni adhesion amount of Ni plating.
  • the amount of Ni deposited on the Ni plating was too small. Therefore, the Fe concentration in the surface layer of the Ni diffusion plating layer was more than 80% by mass.
  • Test No. 35B3 is an example of the same conditions as Test No. 35B except for the Ni adhesion amount of Ni plating.
  • the amount of Ni deposited on the Ni plating was too large. Therefore, the Fe concentration in the surface layer of the Ni diffusion plating layer was less than 3% by mass.
  • the average plastic strain ratio rm was as low as 1.35 or less.
  • test numbers 36 and 36B the Mn content was too high. As a result, the tensile strength was as high as over 390 MPa. Therefore, the total elongation was as low as less than 32%, the plastic strain ratio rm was as low as 1.35 or less, and the in-plane anisotropy ⁇ r was lower than ⁇ 0.30.
  • test numbers 37 and 37B the cold rolling rate was higher than 90%.
  • the in-plane anisotropy ⁇ r was lower than ⁇ 0.30.
  • test numbers 38 and 38B the cold rolling rate was less than 80%.
  • the in-plane anisotropy ⁇ r was lower than ⁇ 0.30.
  • the plate thickness was larger than 0.50 mm. Therefore, the plastic strain ratio rm was as low as 1.35 or less, and the in-plane anisotropy ⁇ r was lower than ⁇ 0.30.
  • test numbers 40 and 40B the temper rolling ratio was less than 0.5%. Therefore, the yield point elongation YP-EL was higher than 0%.
  • a fine-grain cold-rolled steel sheet for drawn cans which is excellent in press workability, can rough skin resistance and earring resistance, and is non-aging.

Abstract

この絞り加工用冷延鋼板は、所定の化学組成を有し、結晶粒度番号が１１．０以上であるフェライト単相組織を有し、板厚が０．１５～０．５０ｍｍであり、１００℃で１時間の時効処理を実施した後の鋼板のＬ方向において、降伏強度ＹＰが２２０～２９０ＭＰａ、引張強度ＴＳが３３０～３９０ＭＰａ、全伸びＥＬが３２％以上、降伏点伸びＹＰ－ＥＬが０％であり、平均塑性ひずみ比ｒｍが１．３５超、及び、面内異方性Δｒが－０．３０～＋０．１５である。

Description

絞り缶用冷延鋼板、及びその製造方法
　本発明は、絞り缶用冷延鋼板及びその製造方法に関する。
　本願は、２０１７年０４月１９日に、日本に出願された特願２０１７－０８３２１４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　単１～単５電池、ボタン電池、大型ハイブリッド電池等の電池缶や、各種容器は、冷延鋼板又は冷延鋼板の表面にＮｉめっき、Ｎｉ拡散めっき、Ｓｎめっき、及びティンフリースチール（ＴＦＳ）めっき（金属Ｃｒ層とＣｒ水和酸化物層との二層からなるめっき）等の各種めっきが施された冷延めっき鋼板（以降、めっきを有するものを含めて総称して冷延鋼板と呼ぶ場合がある）に、厳しい多段の絞り加工やＤＩ（Ｄｒａｗｉｎｇ　ａｎｄ　Ｉｒｏｎｉｎｇ：絞りしごき）加工等を行って製造される。あるいは、めっきを有しない冷延鋼板を製缶後にＮｉめっき、Ｓｎめっき、ＴＦＳめっき等の各種めっき又は塗装が施されて缶容器となる。
　これらの缶容器に用いられる冷延鋼板に要求される主な特性は、（１）プレス成形性（加工時に割れ等の欠陥が発生することなく成形可能なこと）、（２）耐肌荒れ性（プレス加工後の表面肌荒れが小さいこと）、（３）耐イヤリング性（素材の異方性が小さく深絞り加工後の耳発生が小さいこと）、（４）非時効性（絞り加工時にストレッチャーストレインが発生しないこと）、である。
　一方、ハイブリッド自動車などに用いられる電池缶では、ますます性能向上が求められており、より厳しいプレス加工に耐え得る鋼板が求められている。上述の性能向上のためには、プレス成形性に優れ、高い平均塑性歪比ｒｍと小さい｜Δｒ｜（Δｒの絶対値）とを有し、非時効性であって、耐肌荒れ性に優れた冷延鋼板が求められる。
　従来の絞り缶用冷延鋼板はたとえば、特許第３５１６８１３号（特許文献１）、特許第３９９６７５４号（特許文献２）、特許第４３７４１２６号（特許文献３）及び特許第５３５９７０９号（特許文献４）に開示されている。
　特許文献１には、Ｃ：≦０．００３０ｗｔ％、Ｓｉ：≦０．０５ｗｔ％、Ｍｎ：≦０．５ｗｔ％、Ｐ：≦０．０３ｗｔ％、Ｓ：≦０．０２０ｗｔ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～０．１００ｗｔ％、Ｎ：≦０．００７０ｗｔ％、Ｔｉ：０．０１～０．０５０ｗｔ％、Ｎｂ：０．００８～０．０３０ｗｔ％、Ｂ：０．０００２～０．０００７ｗｔ％、残部がＦｅおよび不可避元素からなる組成を有し、結晶粒度Ｎｏ．が１０．０以上、ＨＲ３０Ｔが４７～５７であることを特徴とする絞り缶用鋼板が開示されている。上記絞り缶用鋼板は、表面欠陥を抑制できる、と特許文献１には記載されている。
　特許文献２には、Ｃ：０．００５０～０．０１７０％、Ｓｉ：≦０．３５％、Ｍｎ：≦１．０％、Ｐ：≦０．０２０％、Ｓ：≦０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｎ：≦０．００７０％、Ｔｉ：（６～２０）×Ｃ％、残部がＦｅおよび不可避元素からなる組成を有し、Δｒ値が＋０．１５～－０．１２の範囲であり、平均ｒ値≧１．２０、再結晶粒のＧＳ．ｎｏが８．５～１１．０で、イヤリング率が１．０％以下であることを特徴とする絞り缶用鋼板が開示されている。
　特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．０４５～０．１００％、Ｓｉ：≦０．３５％、Ｍｎ：≦１．０％、Ｐ：≦０．０７０％、Ｓ：≦０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｎ：≦０．００６０％、Ｂ：Ｂ／Ｎ＝０．５～２．５、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、板厚ｔが０．１５～０．６０ｍｍ、Δｒ値が＋０．１５～－０．０８の範囲であり、再結晶焼鈍時の加熱速度を５℃／ｓｅｃ以上とすることで鋼板の結晶方位をランダム化させたことを特徴とする絞り缶用鋼板は開示されている。上記絞り缶用鋼板は特に、耐イヤリング性に優れる、と特許文献３には記載されている。
　特許文献４には、質量％で、Ｃ：０．００３５～０．００８０％、Ｓｉ：≦０．３５％、Ｍｎ：≦１．０％、Ｐ：≦０．０３０％、Ｓ：≦０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３～０．１００％、Ｎ：≦０．０１００％、Ｎｂ≦０．０４０％で且つ（３～６）×Ｃ％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、Δｒ値が＋０．１５～－０．１５、平均ｒ値：１．００～１．３５、再結晶粒のＧＳ．Ｎｏ：１１．０～１３．０、イヤリング率：２．５％以下であることを特徴とする絞り缶用鋼板が開示されている。上記絞り缶用鋼板は、耐イヤリング性及び絞り加工後の表面品位に優れる、と特許文献４には記載されている。
　しかしながら、特許文献１の冷延鋼板の結晶粒度番号は１０．３～１０．９（特許文献１の表２参照）、特許文献２の冷延鋼板の結晶粒度番号は８．８～１０．８（特許文献２の表２参照）であり、いずれも粒径が大きい。耐肌荒れ性は結晶粒が大きいほど悪化するので、これらの特許文献に開示された冷延鋼板では、耐肌荒れ性が問題となる。
　特許文献３には、得られた絞り缶用鋼板が耐イヤリング性に優れることは開示されているものの、結晶粒度番号については開示がない。また、低炭素鋼なので平均塑性歪比ｒｍが１．０程度の低い値であると推定される。
　特許文献４の冷延鋼板の結晶粒度番号は１１．６～１２．１（特許文献４の表２参照）であり粒径は小さいが、平均ｒ値が１．０５～１．３５（特許文献４の表２参照）と低い。したがって、プレス成形性が低いと考えられる。
　以上のとおり、従来技術ではプレス成形性（絞り加工性）と耐肌荒れ性とを同時に向上させ、さらに良好な耐イヤリング性と非時効性とを有する鋼板を得ることは困難であった。
　粒度番号とは、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１（２０１３）に以下の式で定義されており、結晶粒径が小さいほど、粒度番号は大きくなる。ここで、ｍは試験片断面の１ｍｍ2当たりの平均結晶粒数、Ｇは粒度番号である。
　ｍ＝８×２Ｇ　
　また、特に電池缶等の用途を想定した場合には、絞り缶用鋼板にＮｉめっきを施した鋼板が用いられることが多い。Ｎｉめっき鋼板は、Ｎｉの優れた化学的安定性から、アルカリマンガン乾電池、リチウムイオン電池、ニッケル水素電池等、各種電池ケースとして用いられる。近年では、電池缶用のＮｉめっき方法として、従前の、製缶後にバレルめっきする方法に替えて、製缶前の鋼帯に予めＮｉめっきする方法が用いられている。予めＮｉめっきを行う場合、製造コストやめっきの均一性の点で、製缶後にバレルめっきする場合に比べて優位である。ただし、製缶前にＮｉめっきされたままのＮｉめっき鋼板は、製缶時の加工によってＮｉめっき層にクラックが生じたり、めっき皮膜が剥離したりする場合がある。このようなクラックや剥離は耐食性の低下に繋がる。
　このような問題に対して、例えば、特許文献５（特開平６－２１０４号公報）では、冷延鋼板上にめっき層厚みが１～５μｍのＮｉめっきを形成した後、低温（４５０～６８０℃）で長時間（６～１３ｈｒ）の熱処理によってＮｉめっき層をＦｅ－Ｎｉ拡散層とした、高耐食性Ｎｉめっき鋼帯が示されている。
　Ｎｉめっき後に熱処理すると、Ｎｉめっきと鋼板との界面にＦｅ－Ｎｉ拡散合金層が形成されることで、めっき層の密着性が向上する（以下、Ｎｉめっき鋼板を熱処理して、少なくとも、Ｎｉめっきと鋼板の界面にＦｅ－Ｎｉ拡散合金層を形成した鋼板をＮｉ拡散めっき鋼板という）。また、Ｆｅが拡散せず表層に残ったＮｉめっき層は、再結晶した軟質なＮｉめっき層となり、加工時に割れ難い。そのため、加工後の素地鋼板露出が少なくできる。一方で、再結晶した軟らかいＮｉめっき層は、プレス時に金型に焼き付き易く、生産性を落とす場合がある。
　本発明者らの検討の結果、特許文献５の熱処理条件では、このような再結晶した軟らかいＮｉめっき層が残存する可能性が高いことが分かった。
　Ｎｉめっき層の金型への焼き付きを抑制するには、Ｆｅを表層まで拡散させれば良い。特許文献６（特開２０１４－４７３５９号公報）には、鋼板の、少なくとも電池容器の内面側となる面にＮｉめっき層を形成した後に、熱拡散処理を行うことにより形成されたＦｅ－Ｎｉ拡散層を有し、前記Ｆｅ－Ｎｉ拡散層の最表層におけるＮｉとＦｅとの比率が、Ｎｉ／Ｆｅのモル比で７．５以下であり、かつ、前記Ｆｅ－Ｎｉ拡散層の厚みが０．６μｍ以上であることを特徴とする、電池容器用表面処理鋼板が開示されている。この表面処理鋼板は、特に、電解液として非水電解液を用いる電池の電池容器として用いた際に、非水電解液中へのＦｅやＮｉの溶出を抑制することができ、孔食や液漏れの発生、電池特性の低下を有効に防止できると記載されている。
　特許文献６では、熱拡散処理を施す前におけるＮｉめっき層の厚みは、好ましくは１．０μｍ以下（Ｎｉ付着量としては８．９ｇ／ｍ２以下）であると記載されている。その理由として、特許文献６では、Ｎｉめっき層の厚みが１．０μｍ以下であれば、熱処理温度：７００～８００℃、熱処理時間：１０～３００秒の条件で連続焼鈍した場合に、最表層までＦｅを拡散させることができるが、一方で、Ｎｉめっき層の厚みが１．０μｍ超であると、上記の条件で連続焼鈍した場合に、めっきの表層部分にＦｅと合金化していないＮｉが残存するからであると記載されている。
　最近では、Ｎｉ拡散めっき鋼板の普及に伴い、缶用鋼板としての優れた成形性（耐イヤリング性を含む）や、耐肌荒れ性を具備した上で、めっき層の最表層部に一定濃度以上のＦｅを含有した、Ｎｉ付着量が９．０ｇ／ｍ２以上のＮｉ拡散めっき鋼板に対する潜在的な需要がある。しかしながら、特許文献６では、Ｎｉ付着量が９．０ｇ／ｍ２以上でＦｅが表面まで拡散したＮｉ拡散めっきを得られない。
　また、ＦｅをＮｉめっき層の表層まで拡散したＮｉ拡散めっき鋼板を製造しようとする場合、鋼板母材の再結晶条件とＮｉ－Ｆｅの相互拡散の条件が必ずしも一致するわけではない。母材の粒成長を、最適な程度に抑制できる熱処理条件では、厚いＮｉめっきの表層部に、全く合金化されていないＮｉが残る問題がある。このような問題は、付着量の大きいＮｉめっきを備えた冷延鋼板（鋼板は未焼鈍）ほど顕著となる。
　上述の特許文献６では、母材の結晶粒度の制御については十分な配慮がなされていない。
日本国特許第３５１６８１３号公報 日本国特許第３９９６７５４号広報 日本国特許第４３７４１２６号公報 日本国特許第５３５９７０９号公報 日本国特開平６－２１０４号公報 日本国特開２０１４－４７３５９号公報
　本発明の目的は、プレス成形性（絞り加工性）、缶の耐肌荒れ性、及び耐イヤリング性に優れ、非時効性である、絞り缶用冷延鋼板を提供することである。
　（１）本発明の一態様に係る絞り缶用冷延鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００６０～０．０１１０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．７０％以下、Ｐ：０．０７０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｎ：０．００２５％未満、式（１）を満たすＮｂ、Ｂ：０～０．００３０％、Ｔｉ：０～０．０３５％、を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、結晶粒度番号が１１．０以上であるフェライト単相組織を有し、板厚が０．１５～０．５０ｍｍであり、１００℃で１時間の時効処理を実施した後の鋼板のＬ方向において、降伏強度ＹＰが２２０～２９０ＭＰａ、引張強度ＴＳが３３０～３９０ＭＰａ、全伸びＥＬが３２％以上、降伏点伸びＹＰ－ＥＬが０％、平均塑性ひずみ比ｒｍが１．３５超、及び、面内異方性Δｒが－０．３０～＋０．１５である。
　５００×Ｃ≦Ｎｂ／Ｃ≦８．０　（ａ）
　ここで、式（ａ）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　（２）上記（１）に記載の絞り缶用冷延鋼板では、さらに、Ｎｉめっき層、Ｎｉ拡散めっき層、Ｓｎめっき層、及び、ティンフリースチール（ＴＦＳ）めっき層のうちのいずれかを表面に備えてもよい。
　（３）上記（２）に記載の絞り缶用冷延鋼板では、Ｎｉの付着量が９．０～２７．０ｇ／ｍ２であるＮｉ拡散めっき層を有し、前記Ｎｉ拡散めっき層の表層のＦｅ濃度をＸＰＳにより分析した場合、Ｆｅ濃度が質量％で３～８０％であってもよい。
　（４）上記（２）に記載の絞り缶用冷延鋼板では、Ｎｉの付着量が９．０～２２．５ｇ／ｍ２であるＮｉ拡散めっき層を有し、前記Ｎｉ拡散めっき層の表層のＦｅ濃度をＸＰＳにより分析した場合、Ｆｅ濃度が質量％で３～８０％であってもよい。
　（５）本発明の別の態様に係る絞り缶用鋼板の製造方法は、（１）に記載の絞り缶用冷延鋼板の製造方法であって、（１）に記載の化学組成を有する鋳片を１０００～１２８０℃に加熱し、圧延仕上げ温度８７０～９６０℃で仕上げ圧延を実施し、仕上げ圧延後冷却して４５０℃以上７００℃未満で巻取り、熱延鋼板を製造する工程と、前記熱延鋼板に対して８０％以上９０％未満の冷間圧延率の冷間圧延を実施して、０．１５～０．５０ｍｍの板厚を有する冷延鋼板を製造する工程と、前記冷延鋼板を８１０～８５０℃で均熱し、その後、冷却する、連続焼鈍を実施する工程と、前記連続焼鈍後の前記冷延鋼板を０．５～５．０％の圧下率で調質圧延する工程と、を備える。
　（６）上記（５）に記載の絞り缶用冷延鋼板の製造方法では、前記熱延鋼板を製造する工程では、前記鋳片を１１００～１２３０℃で加熱し、６００～６７０℃で巻取り、前記熱延鋼板を製造してもよい。
　（７）上記（５）または（６）に記載の絞り缶用冷延鋼板の製造方法では、前記調質圧延を実施した後、さらに、前記冷延鋼板の少なくとも一方の表面に対して、Ｎｉめっき処理、Ｓｎめっき処理及びティンフリースチール（ＴＦＳ）めっき処理のいずれかを実施してもよい。
　（８）上記（５）または（６）に記載の絞り缶用冷延鋼板の製造方法では、前記冷延鋼板を製造する工程後であって、前記連続焼鈍を実施する工程前に、前記冷延鋼板の少なくとも一方の表面に対して、Ｎｉの付着量が９．０～２７．０ｇ／ｍ２であるＮｉめっき処理を実施してもよい。
　（９）上記（５）または（６）に記載の絞り缶用冷延鋼板の製造方法では、前記冷延鋼板を製造する工程後であって、前記連続焼鈍を実施する工程前に、前記冷延鋼板の少なくとも一方の表面に対して、Ｎｉの付着量が９．０～２２．５ｇ／ｍ２であるＮｉめっき処理を実施してもよい。
　本発明の上記態様によれば、プレス成形性（絞り加工性）、缶の耐肌荒れ性及び耐イヤリング性に優れ、非時効性である、絞り缶用微細粒冷延鋼板を提供することができる。
　さらに、本発明の上記態様に係る絞り缶用冷延鋼板では、母材鋼板上にＮｉ付着量の大きい、Ｎｉ拡散めっき層を形成した場合には、Ｎｉ拡散めっき層の最表層に適度なＦｅ濃度を確保しつつ、母材結晶粒を微細化することができる。
Ｃ含有量及びＦ１（＝Ｎｂ／Ｃ）と、材質特性との関係を示す図である。
　本発明者らは、プレス成形性、製缶後の缶の耐肌荒れ性、耐イヤリング性、非時効性について調査、検討を行い、次の知見を得た。ここで、前述のように、冷延鋼板と、冷延めっき鋼板とを総称して、冷延鋼板と呼ぶこともある。
　プレス成形性は一般に、平均塑性歪比ｒｍ（以降、平均ｒ値と称することがある）が高いほど良好な特性が得られることが知られている。Ｎｂ添加極低炭素鋼（Ｎｂ－ＳＵＬＣ）等に代表されるＩＦ（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ　Ｆｒｅｅ）鋼は、高い平均ｒ値を有する。しかしながら、一般に、ＩＦ鋼の結晶粒は低炭素鋼に比べて粗大である。このようなＩＦ鋼において平均ｒ値をより高めようとすると、焼鈍時の温度を高める必要があり、結晶粒がさらに粗大化する。
　一方、製缶後の冷延鋼板表面に発生する肌荒れは、製缶前の冷延鋼板の結晶粒が微細であるほど抑制できる。特に、電池缶等の用途においては、上蓋の封口部のシール性を確保する必要があるので、従来以上に極めて優れた絞り加工後の表面品位が要求される。このような要求に応える場合、結晶粒度番号を１１．０以上（平均結晶粒径≦７．８μｍ）とする必要がある。
　上述の通り、ＩＦ鋼を用いることで、高い平均ｒ値が得られる。一方で、耐肌荒れ性は結晶粒が大きいほど悪化する。そのため、結晶粒の大きいＩＦ鋼を用いてプレス成形性と耐肌荒れ性とを両立することは困難である。低炭素鋼を用いれば結晶粒を細粒化することができるが、高い平均塑性歪比ｒｍを得ることは困難である。したがって、低炭素鋼を用いてもプレス成形性と耐肌荒れ性を両立することは困難である。
　耐イヤリング性はｒ値の面内異方性（以下、単に面内異方性と呼ぶ場合がある）Δｒの絶対値が小さいほど良好である。具体的には、Δｒの絶対値が小さいほど深絞り加工時の耳の発生が小さくなる。耐イヤリング性が良好であれば絞り缶のイヤリングに伴う鋼板歩留まりが改善し、多段の絞り加工やＤＩ加工におけるイヤリング起因の工程間の順送りトラブルやイヤリング先端のちぎれによる押し疵等を低減することができる。
　ｒｍ、Δｒは、それぞれ下記の（Ｉ）、（ＩＩ）式で定義される。
　　　ｒｍ＝（ｒ０＋２×ｒ４５＋ｒ９０）／４・・・・・（Ｉ）
　　　Δｒ＝（ｒ０＋ｒ９０－２×ｒ４５）／２・・・・・（ＩＩ）
ただし、ｒ０：圧延方向のｒ値、ｒ９０：圧延直交方向のｒ値、ｒ４５：圧延方向から４５°方向のｒ値、である。
　また、各方向のｒ値は、下記の（ＩＩＩ）式で求まる。
　　　ｒ＝ｌｎ（ｗ／ｗ０）／ｌｎ（ｔ／ｔ０） ・・・・・（ＩＩＩ）
ただし、ｔ０：変形前の板厚、ｔ：変形後の板厚、ｗ０：変形前の板幅、ｗ：変形後の板幅である。
　面内異方性の絶対値｜Δｒ｜を小さくするには、結晶粒を微細にすることが有効である。
　ストレッチャーストレインが発生すれば、缶周面及び缶底に凹凸が形成される。電池缶（絞り缶）がこのような凹凸形状を有すれば、接触電気抵抗が大きくなるので好ましくないだけでなく、缶の張り剛性が低下し、缶の耐内外圧強度も低下する場合がある。そのため、絞り缶用冷延鋼板では、絞り加工時にストレッチャーストレインが発生するのを抑制しなければならない。
　ストレッチャーストレインは、過剰な固溶Ｃが鋼中に存在する場合に、コットレル効果により発生する。具体的には、冷延鋼板に外力が働いた場合、固溶Ｃによるコットレル効果により、降伏点までは転位が移動せず、降伏点で転位が一気に固溶Ｃから解放されて移動することで降伏点伸び（ＹＰ－ＥＬ）が生じる。このとき、ストレッチャーストレインが発生する。すなわち、ストレッチャーストレインは、鋼板が変形する際の降伏点伸び（ＹＰ－ＥＬ：降伏直後に降伏点よりも小さい変形抵抗で進行する定常変形の伸び量）に起因して発生する。そのため、降伏点伸びが０であれば、長期にわたってストレッチャーストレインの発生を抑制できる。
　本発明者らが検討した結果、ストレッチャーストレインの発生を抑制しつつ、プレス成形性、耐肌荒れ性及び耐イヤリング性を高めるために、Ｃ含有量を０．００６０～０．０１１０％とし、かつ、Ｎｂ含有量が式（１）を満たす量とした鋼板に、所定の温度域で焼鈍を行い、組織を結晶粒度番号が１１．０以上であるフェライト単相組織とすることが重要であることを知見した。
　５００×Ｃ≦Ｎｂ／Ｃ≦８．０　（１）
　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　ここで、Ｆ１＝Ｎｂ／Ｃと定義する。Ｆ１は、Ｃ固溶量とＮｂ炭化物によるフェライト粒の微細化とに関する指標である。
　Ｆ１が５００×Ｃよりも低ければ、鋼中のＣ含有量に対するＮｂ含有量が少な過ぎる。この場合、鋼中のＣがＮｂＣとして十分に析出しないので、鋼中に固溶したままのＣ量（固溶Ｃ量）が過剰に多くなる。その結果、固溶Ｃのコットレル効果により、降伏点伸びＹＰ－ＥＬが生じ、ストレッチャーストレインが発生する。
　一方、Ｆ１が８．０よりも高ければ、Ｃ含有量に対するＮｂ含有量が多過ぎる。この場合、ＮｂＣが粗大化してピン止め効果が低下する。そのため、フェライト粒が粗大化して、結晶粒度番号が１１．０未満となる。この場合、肌荒れが発生しやすくなる。
　Ｆ１が式（１）を満たす場合、適切な量のＮｂ炭化物が生成してフェライト粒が微細化し、結晶粒度番号が１１．０以上となる。そのため、耐肌荒れ性が高まる。さらに、固溶Ｃ量が低減されるため、ストレッチャーストレインが発生しない。さらに、フェライト粒が微細化されて、面内異方性の絶対値｜Δｒ｜が低く抑えられる。
　図１は、Ｃ含有量及びＦ１（＝Ｎｂ／Ｃ）と、材質特性との関係を示す図である。図１は後で詳述する実施例のうちＣ含有量及びＮｂ／Ｃ以外の成分及び製造条件が本発明の範囲にあるものについて、Ｃ含有量及びＦ１と材質特性との関係を整理した図である。材質特性については、結晶粒度番号が１１．０以上であり、１００℃で１時間の時効処理を実施した後の絞り缶用冷延鋼板のＬ方向（圧延方向）において、降伏強度ＹＰが２２０～２９０ＭＰａ、引張強度ＴＳが３３０～３９０ＭＰａ、全伸びＥＬが３２％以上、降伏点伸びＹＰ－ＥＬが０％であり、平均塑性ひずみ比ｒｍが１．３５超、及び、面内異方性Δｒが－０．３０～＋０．１５であるものを合格、上記材質特性のいずれかが外れた場合、不合格とした。
　１００℃で１時間時効処理（以下「促進時効処理」という。）した後の、降伏強度ＹＰ、引張強度ＴＳ、全伸びＥＬ、降伏点伸びＹＰ－ＥＬ、平均塑性ひずみ比ｒｍ、及び、面内異方性Δｒを評価するのは、次の理由による。
　冷延鋼板は、製造後すぐはこれらすべてについて、所定の特性を有していても時間がたつと常温時効して特性が変化してしまう。時効により、一般に、強度は上がり、伸びは低下し、降伏点伸びは発生しやすくなる。そのため、製造から時間が経ってしまうと、実際に絞り缶を製造する際には、所定の特性が得られない場合がある。１００℃で１時間の時効処理は、この常温時効を促進させた促進試験であって、１００℃で１時間時効処理を施しても、所定の特性となっていれば、常温で長時間経過しても所定の特性を有することを意味する。
　促進時効を行わない場合でも、例えば、製造後、６ヶ月以上常温で保管されていれば、時効は完了していると考えられる。
　図１より、Ｃ含有量及びＦ１（＝Ｎｂ／Ｃ）以外の成分及び製造条件を本発明の範囲に限定した上で、Ｃ含有量を０．００６０～０．０１１０％とし、Ｆ１が式（１）を満たせば、促進時効後でも所要の材質特性が得られることがわかる。
　以上の知見により完成した本発明の絞り缶用冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００６０～０．０１１０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．７０％以下、Ｐ：０．０７０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｎ：０．００２５％未満、式（１）を満たすＮｂ、及び、Ｂ：０～０．００３０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成と、結晶粒度番号が１１．０以上であるフェライト単相組織とを有し、板厚が０．１５～０．５０ｍｍであり、１００℃で１時間の時効処理を実施した後の絞り缶用冷延鋼板のＬ方向において、降伏強度ＹＰが２２０～２９０ＭＰａ、引張強度ＴＳが３３０～３９０ＭＰａ、全伸びＥＬが３２％以上、降伏点伸びＹＰ－ＥＬが０％であり、平均塑性ひずみ比ｒｍが１．３５超、及び、面内異方性Δｒが－０．３０～＋０．１５である。結晶粒度番号は、実験した範囲では１２．０以下であったが、経済性を考慮すると１３．０以下が好ましい。ただし、耐肌荒れ性の観点からは、粒度番号が大きいほうが有利であるので、上限を限定しない。
　５００×Ｃ≦Ｎｂ／Ｃ≦８．０　（１）
　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　上記絞り缶用冷延鋼板はさらに、Ｎｉめっき層、Ｎｉ拡散めっき層、Ｓｎめっき層、及び、ティンフリースチール（ＴＦＳ）めっき層のうちのいずれかを表面に備える冷延めっき鋼板であってもよい。
　本発明の絞り缶用冷延鋼板の製造方法は、上記化学組成を有する鋳片を１０００℃以上に加熱し、８７０～９６０℃で仕上げ圧延を実施し、仕上げ圧延後冷却して４５０℃以上７００℃未満で巻取り、熱延鋼板を製造する工程と、熱延鋼板に対して８０％以上９０％未満の冷間圧延率の冷間圧延を実施して、０．１５～０．５０ｍｍの板厚を有する冷延鋼板を製造する工程と、冷延鋼板を８１０～８５０℃で均熱し、その後、冷却する連続焼鈍を実施する工程と、連続焼鈍後の冷延鋼板を０．５～５．０％の圧下率で調質圧延する工程を備える。
　上記熱延鋼板を製造する工程では、鋳片を１１００～１２３０℃で加熱し、６００～６７０℃で巻取り、熱延鋼板を製造してもよい。
　上記製造方法はさらに、調質工程を実施した後、冷延鋼板の少なくとも一方の表面に対して、Ｎｉめっき処理、Ｓｎめっき処理及びＴＦＳめっき処理のいずれかを実施してもよい。
　上記製造方法はさらに、冷延鋼板を製造する工程後であって、連続焼鈍を実施する工程前に、冷延鋼板の少なくとも一方の表面に対して、Ｎｉめっき処理を実施してもよい。Ｎｉの付着量は、９．０～２７．０ｇ／ｍ２または９．０～２２．５ｇ／ｍ２としてもよい。
　冷間圧延後、上記の連続焼鈍前にＮｉめっきを行うことで、ＮｉめっきのＮｉ－Ｆｅ合金化と、鋼板の焼鈍を同時に行うことができるので、熱経済の観点からも合理性がある。この場合は、Ｎｉめっき鋼板を焼鈍した後に、調質圧延を行う。
　以下、本発明一実施形態に係る絞り缶用冷延鋼板（本実施形態に係る絞り缶用冷延鋼板）について詳述する。
　［化学組成］
　本実施形態に係る絞り缶用冷延鋼板の化学組成は、次の元素を含有する。以下含有量に関する％は、断りがない限り質量％である。
　Ｃ：０．００６０～０．０１１０％
　炭素（Ｃ）は鋼中に固溶して鋼の強度を高めるとともに、後述のＮｂを適切な量含有する場合に、微細炭化物を形成して結晶粒を微細化する元素である。Ｃ含有量が０．００６０％以上であれば、後述の他の化学組成及び製造条件を満たすことを前提に、促進時効処理後のＬ方向の降伏強度ＹＰが２２０ＭＰａ以上となり、引張強度ＴＳが３３０ＭＰａ以上となる。Ｃ含有量が０．００６０％未満であれば、この効果が得られない。そのため、Ｃ含有量を０．００６０％以上とする。Ｃ含有量の好ましい下限は０．００６５％であり、より好ましくは０．００７０％である。
　一方、Ｃ含有量が０．０１１０％を超えれば、冷延鋼板の硬さが高くなりすぎる。この場合、促進時効処理後のＬ方向の全伸びＥＬが低下し、プレス成形性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０１１０％以下である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０１０５％である。
　Ｓｉ：０．５０％以下
　シリコン（Ｓｉ）は、本実施形態に係る絞り缶用冷延鋼板においては、不可避的に含有される不純物である。Ｓｉは、冷延鋼板のめっき密着性、及び、製缶後の冷延鋼板の塗装密着性を低下させる。したがって、Ｓｉ含有量は０．５０％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．５０％未満である。Ｓｉ含有量はなるべく低い方が好ましい。
　Ｍｎ：０．７０％以下
　Ｍｎは、冷延鋼板を硬質化し、冷延鋼板の全伸びＥＬを低下させる。そのため、Ｍｎ含有量が過剰であると、プレス成形性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．７０％以下である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．５０％、より好ましくは０．３５％、さらに好ましくは０．２２％である。
　一方、マンガン（Ｍｎ）は、Ｓの存在に起因する鋼の熱間脆化を防止する効果を有する。この効果を得る場合、Ｍｎ含有量を０．０２％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。
　Ｐ：０．０７０％以下
　りん（Ｐ）は不可避的に含有される不純物である。Ｐは冷延鋼板の強度を高める元素であるが、Ｐ含有量が高すぎれば、プレス成形性が低下する。具体的には、缶での耐二次加工脆性割れ性が低下する。深絞り加工された缶では、たとえば、－１０℃のような低温において、落下時の衝撃又は曲げ加工歪みにより缶側壁端部が脆性破断する場合がある。このような破断のしやすさを二次加工脆性割れと称する。したがって、Ｐ含有量は０．０７０％以下である。Ｐ含有量は０％でもよい。
　Ｓ：０．０５０％以下
　硫黄（Ｓ）は不可避的に含有される不純物である。Ｓは熱間圧延時の鋼板に表層脆性割れを発生させ、熱延鋼帯に耳荒れを生じさせる。したがって、Ｓ含有量は０．０５０％以下である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましく、０％でもよい。
　Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％
　アルミニウム（Ａｌ）は、鋼の脱酸に有効な元素である。Ａｌ含有量が０．００５％未満であれば、上記効果が得られない。そのため、Ａｌ含有量を０．００５％以上とする。
　一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えれば、上記効果が飽和して製造コストが高くなる。したがって、Ａｌ含有量は０．１００％以下である。本実施形態において、Ａｌ含有量は酸可溶Ａｌ（Ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量である。
　Ｎ：０．００２５％未満
　窒素（Ｎ）は、不可避的に含有される不純物である。Ｎ含有量が０．００２５％以上であればスラブの耳割れが発生しやすくなる。そのため、Ｎ含有量を０．００２５％未満とする。Ｎ含有量は０％でもよい。
　Ｎｂ：式（１）を満たす含有量
　５００×Ｃ≦Ｎｂ／Ｃ≦８．０　（１）
　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。また、Ｆ１＝Ｎｂ／Ｃと定義する。
　Ｎｂは、Ｃと結合して微細炭化物を形成することによって、固溶Ｃ量を抑制する元素である。この微細炭化物は、結晶粒の微細化に寄与する。Ｆ１は、Ｎｂ炭化物によるフェライト粒の微細化に関する指標である。Ｆ１が５００×Ｃよりも低ければ、鋼中のＣ含有量に対するＮｂ含有量が少なすぎる。この場合、ＮｂＣとして析出せずに鋼中に固溶したままのＣ量（固溶Ｃ量）が多くなる。そのため、固溶Ｃのコットレル効果により、降伏点伸びＹＰ－ＥＬが発生する。
　一方、Ｆ１が８．０よりも高ければ、Ｃ含有量に対するＮｂ含有量が多すぎる。この場合、ＮｂＣが粗大化してピン止め効果が低下する。そのため、フェライト粒が粗大化して、結晶粒度番号が１１．０未満となる。この場合、肌荒れが発生しやすくなる。
　Ｆ１が５００×Ｃ～８．０であれば、鋼中のＣ含有量に対するＮｂ含有量が適切である。この場合、微細なＮｂＣが十分に析出する。これら微細ＮｂＣのピン止め効果により、フェライト粒が微細化し、結晶粒度番号が１１．０以上となる。さらに、固溶Ｃ量が抑えられるので、時効後にも降伏点伸びＹＰ－ＥＬが生じない（ＹＰ－ＥＬ＝０％となる）。そのため、ストレッチャーストレインが発生しない。
　本実施形態に係る絞り缶用冷延鋼板の化学組成の残部はＦｅ及び不純物からなる。本実施形態において、不純物とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石やスクラップから、又は、製造環境などから混入するものを意味する。上記不純物はたとえば、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＳｎである。これらの元素の好ましい含有量は、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．３％以下、及びＳｎ：０．０５％以下である。
　本実施形態に係る絞り缶用冷延鋼板の化学組成は、上記元素を含み、残部はＦｅ及び不純物からなることを基本とするが、Ｆｅの一部に替えて、Ｂ、Ｔｉを含有させてもよい。
　Ｂ：０～０．００３０％
　ホウ素（Ｂ）は、焼鈍時に再結晶粒を細粒化する。この効果を得る場合、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００３％以上である。
　一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えれば、細粒化による最適冷延率が低下して、生産性が低下する。したがって、含有させる場合でも、Ｂ含有量は０．００３０％以下である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００２０％である。Ｂは任意添加元素であり、含有されなくてもよい。
　Ｔｉ：０～０．０３５％
　Ｔｉは、微細な炭窒化物を形成する元素であり、結晶粒の粗大化の抑制に有効である。この効果を得る場合、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０１０％以上である。
　一方、Ｔｉ含有量が０．０３５％を超えるとＴｉＮが粗大化し靭性が劣化することがある。したがって、含有させる場合でも、Ｔｉ含有量は０．０３５％以下である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０２５％である。Ｔｉは任意添加元素であり、含有されなくてもよい。
　［組織及び結晶粒度番号］
　本実施形態に係る絞り缶用冷延鋼板の組織は、フェライトと析出物とからなる。つまり、組織のマトリクス（母相）はフェライト単相である。マトリクスがフェライト単相であるので、均一な変形を実現でき、全伸びＥＬを３２％以上とすることができる。その結果、優れたプレス成形性が得られる。
　さらに、結晶粒が粗大であれば肌荒れが発生しやすい。そのため、本実施形態に係る絞り缶用冷延鋼板の組織において、フェライト粒の結晶粒度番号は、１１．０以上である。好ましくは１１．２以上である。
　フェライト粒の結晶粒度番号は、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１（２０１３）に準拠した結晶粒度番号を意味する。具体的には、粒度番号は、冷延鋼板のＬ断面（圧延方向および板厚方向に平行な断面）を光学顕微鏡にて観察し、結晶粒度番号は比較法（ＪＩＳ　Ｇ　０５５１（２０１３）７．２参照）により測定される。
　［機械特性］
　上述の絞り缶用冷延鋼板に対して、１００℃で１時間の時効処理（促進時効処理という）を実施した後の、Ｌ方向（圧延方向）における降伏強度ＹＰ、引張強度ＴＳ、全伸びＥＬ、降伏点伸びＹＰ－ＥＬ、平均塑性ひずみ比ｒｍ値、面内異方性Δｒは、次のとおりである。
　ＹＰ：２２０～２９０ＭＰａ、
　ＴＳ：３３０～３９０ＭＰａ、
　Ｅｌ≧３２％
　ＹＰ－Ｅｌ＝０
　平均塑性ひずみ比ｒｍ＞１．３５
　面内異方性Δｒ：－０．３０～＋０．１５
　ＹＳ又はＴＳが下限を下回ると、必要な強度が得られない。ＹＳが上限を超えると、成形荷重が増加して成形加工が困難になる。ＴＳが上限を超えると、成形性が劣化し、２次加工脆化を起こす危険が増大する。
　全伸びＥｌや平均塑性ひずみ比ｒｍが過少になると成形性が低下する。平均塑性ひずみ比ｒｍは好ましくは、１．４０以上である。
　平均塑性ひずみ比ｒｍの上限は限定しなくてもよいが、本実施形態に係る絞り缶用冷延鋼板では、ＢＡＦ－ＯＡを行わないので、平均塑性ひずみ比ｒｍは実質的に２．１以下となる。
　ＹＰ－Ｅｌが０を超えると、ストレッチャーストレインが発生する。
　面内異方性の絶対値｜Δｒ｜が大きくなれば、耐イヤリング性が低下する。面内異方性Δｒが－０．３０～＋０．１５であれば、耐イヤリング性にも優れる。
　Ｌ方向における降伏強度ＹＰ、引張強度ＴＳ、全伸びＥＬ、及び、降伏点伸びＹＰ－ＥＬは、次の方法で得られる。
　絞り缶用冷延鋼板から採取した、平行部がＬ方向（圧延方向）に平行なＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ　２２０１の規定による）を作製する。作製された試験片に対して、１００℃で１時間の時効処理（促進時効処理）を実施する。促進時効処理後の引張試験片に対して、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に準拠して、室温（２５℃）大気中にて、引張試験を実施して、降伏強度ＹＰ（ＭＰａ）、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、全伸びＥＬ（％）を求める。
　平均塑性ひずみ比ｒｍ及び面内異方性Δｒは次の方法で求める。
　絞り缶用冷延鋼板から、圧延方向に対して平行、４５°及び９０°の各方向に平行なＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ　２２０１の規定による）を作製する。作製された試験片に対して、１００℃で１時間の時効処理（促進時効処理）を実施する。促進時効処理後の引張試験片に対して、ＪＩＳ　Ｚ　２２５４（２００８）に準拠した塑性ひずみ比試験を実施し、塑性歪量が１５％の時の平均塑性ひずみ比ｒｍ及び面内異方性Δｒを求める。
　［めっき層］
　本実施形態に係る絞り缶用冷延鋼板は、表面にめっき層を備えていてもよい。めっき層については、必ずしも限定されるものではないが、たとえば、Ｎｉめっき、Ｎｉ拡散めっき、Ｓｎめっき、及び、ティンフリースチール（ＴＦＳ）めっき等のめっきが例示される。
　上記の表面処理のうち、Ｎｉ拡散めっきは、Ｎｉめっき鋼板を熱処理してめっき層の一部をＮｉ－Ｆｅの合金層とすることで、めっき層の密着性を高めることができるので特に好ましい。
　また、Ｎｉ拡散めっきに関しては、焼鈍前にＮｉめっきを施すことによって、前述の缶用絞り鋼板の焼鈍過程においてＮｉめっき層の少なくとも一部を、経済性の高いＮｉ－Ｆｅ合金層とすることもできる。本実施形態に係る冷延鋼板は高温焼鈍による結晶粒の粗粒化を起こしにくいので、冷間圧延後、未焼鈍の鋼板に、比較的めっき膜厚の大きいＮｉめっきを施して、高温で焼鈍することにより、めっき層表面にまでＦｅが拡散した厚膜のＮｉ拡散めっき鋼板を提供することができる。めっき層表面にまでＦｅが拡散した厚膜のＮｉ拡散めっき鋼板は、金型との摺動性に優れる。また、表層までＦｅが拡散されるとプレス時に金型への焼き付きが低減されることで、疵が入りにくくなり、耐食性が向上する効果、アルカリ電池の缶内面では導電性の低下を抑制できること、リチウムイオン電池の内面では耐電解液性の向上も期待される。
　Ｎｉめっき処理を実施する場合、冷延鋼板の表面に形成されるＮｉめっき層の好ましい厚さは、０．５１～５．１μｍ（Ｎｉ付着量として、４．５～４５．０ｇ／ｍ２）である。Ｎｉ拡散めっき処理を実施する場合、冷延鋼板の表面に形成されるＮｉめっき層の好ましい厚さは１．０～３．０μｍ（Ｎｉ付着量として、９．０～２７．０ｇ／ｍ２）であり、より好ましくは、１．０～２．５μｍ（Ｎｉ付着量として、９．０～２２．５ｇ／ｍ２）であり、さらに好ましくは、１．２～２．０μｍ（Ｎｉ付着量として、１０．８～１８．０ｇ／ｍ２）である。Ｎｉめっきの厚さが薄すぎると耐食性が劣化する。一方、Ｎｉめっきの厚さが厚すぎると連続焼鈍してもＮｉめっき層の最表層までＦｅを拡散させることができず、めっきの表層部分にＦｅと合金化していないＮｉが残存するため、プレス時に金型と焼き付きやすくなり、プレス成形性が低下する場合がある。
　めっきの付着量は、蛍光Ｘ線分析装置を用いて測定することができる。
　めっき層を、めっき層表面にまでＦｅが拡散したＮｉ拡散めっきとする場合、Ｎｉ拡散めっき層の表層のＦｅ濃度は３質量％以上であることが望ましい。Ｆｅ濃度が３質量％未満であると、プレス時に金型と焼き付きやすくなり、プレス成形性が向上しない。表層のＦｅ濃度は好ましくは１０質量％以上、更に好ましくは１５質量％以上である。耐食性の観点から表層のＦｅ濃度は８０質量％以下、好ましくは７０質量％以下、更に好ましくは６０質量％以下である。Ｎｉ拡散めっき層の表層のＦｅ濃度は例えば、ＸＰＳ（Ｘ線光電子分光分析装置）により分析することができる。
　ここで、Ｆｅ濃度を規定する表層とは、ＸＰＳによって情報が得られる深さ（表面から数ｎｍ）までの位置を示す。すなわち、ＸＰＳの測定により、Ｆｅ濃度が３質量％以上、８０質量％以下であれば、Ｆｅがめっき層の表面まで好ましく拡散していると判断できる。
　［板厚］
　本実施形態に係る絞り缶用冷延鋼板の板厚は０．１５～０．５０ｍｍである。板厚が０．５０ｍｍを超えれば、優れたプレス成形性が得られにくくなる。一方、板厚が０．１５ｍｍ未満であれば、熱延鋼板の板厚を薄くしなければならず、この場合、後述する熱間圧延時の仕上げ温度を確保できない。したがって、冷延鋼板の板厚は０．１５～０．５０ｍｍである。
　［製造方法］
　本実施形態に係る絞り缶用冷延鋼板の製造方法の一例を説明する。
　本実施形態に係る絞り缶用冷延鋼板の製造方法は、鋳片を製造する工程（製鋼工程）と、熱延鋼板を製造する工程（熱延工程）と、冷延鋼板を製造する工程（冷延工程）と、冷延鋼板に対してＣＡＬ（連続焼鈍）を実施する工程（ＣＡＬ（連続焼鈍）工程）と、ＣＡＬ後の冷延鋼板に対して調質圧延を実施する工程（調質圧延工程）とを備える。以下、各工程について詳述する。
　［製鋼工程］
　初めに、上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。製造された溶鋼から連続鋳造法により鋳片（スラブ）を製造する。スラブの製造方法については、特に限定されない。
　［熱延工程］
　１０００℃以上の加熱温度に加熱されたスラブを熱間圧延して、熱延鋼板を製造する。より具体的には、スラブの加熱温度はたとえば、１０００℃～１２８０℃である。スラブの加熱温度が１２８０℃を超えると、熱間圧延時に耳割れが生じやすくなる。また、平均塑性ひずみ比ｒｍが低下する。一方、スラブの加熱温度が１０００℃よりも低くなると、適切な圧延仕上げ温度ＦＴを確保することが困難となる。スラブの好ましい加熱温度は１１００℃～１２３０℃である。
　熱間圧延では、８７０～９６０℃の圧延仕上げ温度ＦＴで仕上げ圧延を完了する。ＦＴが９６０℃を超えると平均塑性ひずみ比ｒｍが低下する。一方、ＦＴが８７０℃よりも低くなると、面内異方性の絶対値｜Δｒ｜が大きくなる。
　仕上げ圧延後の熱延鋼板を冷却帯で冷却後、コイルに巻取る。巻取り温度ＣＴはたとえば４５０℃以上７００℃未満である。ＣＴが７００℃を超えると冷延及び焼鈍後の結晶粒が粗大となり、耐肌荒れ性が低下する。一方、ＣＴが４５０℃よりも低くなると、平均塑性ひずみ比ｒｍが低下するとともに面内異方性の絶対値｜Δｒ｜が大きくなる。好ましい巻取り温度ＣＴは６００～６７０℃である。
　［冷延工程］
　熱延鋼板を冷間圧延して、冷延鋼板を製造する。冷延率が８０％未満又は９０％超の場合には鋼板の面内異方性が大きくなる。したがって、冷間圧延率は８０％以上９０％未満とする。好ましくは、事前に、冷間圧延率を変化させて絞り缶用冷延鋼板の最適な冷間圧延率を検討し、鋼板の面内異方性の絶対値｜Δｒ｜が小さくなるように冷間圧延率を設定する。
　［ＣＡＬ（連続焼鈍）工程］
　冷延鋼板に対して、連続焼鈍を実施する。連続焼鈍ラインを“Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　Ａｎｎｅａｌｉｎｇ　Ｌｉｎｅ”と称するため、本実施形態では、連続焼鈍を「ＣＡＬ」と称する。ＣＡＬにおける焼鈍温度ＳＴ（均熱温度）は８１０～８５０℃である。焼鈍温度ＳＴが８１０℃未満であれば、鋼中で再結晶が完了せず、未再結晶組織が残存する。この場合、所望の機械特性が得られない。
　一方、焼鈍温度ＳＴが８５０℃を超えれば、再結晶粒が粗大化して、結晶粒度番号が小さくなる。したがって、焼鈍温度ＳＴは８１０～８５０℃である。焼鈍温度ＳＴの好ましい下限は８２０℃である。焼鈍温度ＳＴの好ましい上限は８３０℃である。焼鈍温度ＳＴでの均熱時間はたとえば、１０～６０秒である。
　［ＢＡＦ－ＯＡについて］
　本実施形態では、ＣＡＬ後に箱焼鈍での過時効処理（箱焼鈍は“Ｂｏｘ　Ａｎｎｅａｌｉｎｇ　Ｆｕｒｎａｃｅ”、過時効処理は“Ｏｖｅｒ　Ａｇｉｎｇ”、であり、以降、ＢＡＦ－ＯＡと称する）を実施しない。なぜなら、本実施形態に係る絞り缶用冷延鋼板では、促進時効処理後の降伏点伸びＹＰ－ＥＬが０％であり、ストレッチャーストレインが発生しないからである。本実施形態に係る絞り缶用冷延鋼板の製造方法では、ＣＡＬ後にＢＡＦ－ＯＡを実施しないので、生産性が高まる。
　［調質圧延工程］
　ＣＡＬ後の冷延鋼板に対して、調質圧延（スキンパス圧延）を実施する。調質圧延での圧下率は０．５～５．０％である。圧下率が０．５％未満であれば、促進時効処理後の冷延鋼板において、降伏点伸びＹＰ－ＥＬが発生する場合がある。圧下率が５．０％を超えれば、全伸びＥＬが３２％未満となり、プレス成形性が低下する。圧下率が０．５～５．０％であれば、ストレッチャーストレインが発生せず、優れたプレス成形性も得られる。
　以上の製造工程により、本実施形態に係る絞り缶用冷延鋼板が製造される。
　［めっき処理］
　上述の絞り缶用冷延鋼板に対して、めっき等の表面処理を実施してもよい。表面処理については、必ずしも限定されるものではないが、たとえば、Ｎｉめっき処理、Ｎｉ拡散めっき処理、Ｓｎめっき処理、及び、ティンフリースチール（ＴＦＳ）めっき処理等のめっき処理が例示される。Ｎｉめっき処理、Ｓｎめっき処理及びＴＦＳめっき処理についてはたとえば、調質圧延工程後の冷延鋼板に対して実施する。
　Ｎｉめっき処理を実施する場合、冷延鋼板の表面に形成されるＮｉめっき層の好ましい厚さは、０．５１～５．１μｍ（Ｎｉ付着量として、４．５～４５．０ｇ／ｍ２）である。
　Ｎｉめっきした後熱処理を施して、Ｎｉ拡散めっきを形成する場合、冷延工程後、ＣＡＬ工程前に、Ｎｉめっき処理を実施することが好ましい。この場合、Ｎｉめっき層が形成された冷延鋼板に対してＣＡＬが実施される。ＣＡＬ実施時において、Ｎｉめっき層のＮｉが拡散して、Ｎｉ拡散めっき層が形成される。
　Ｎｉ拡散めっき処理を実施する場合、ＣＡＬ工程前の冷延鋼板の表面に形成されるＮｉめっき層の好ましい厚さは、１．０～３．０μｍ（Ｎｉ付着量として、９．０～２７．０ｇ／ｍ２）であり、より好ましい厚さは、１．０～２．５μｍ（Ｎｉ付着量として、９．０～２２．５ｇ／ｍ２）であり、さらに好ましくは、１．２～２．０μｍ（Ｎｉ付着量として、１０．８～１８．０ｇ／ｍ２）である。Ｎｉめっきの厚さが薄すぎると耐食性が劣化する。Ｎｉめっきの厚さが厚すぎると上述の条件で連続焼鈍してもＮｉめっき層の最表層までＦｅを拡散させることができず、めっきの表層部分にＦｅと合金化していないＮｉが残存するため、プレス時に金型と焼き付きやすくなり、プレス成形性が劣化する。
　Ｎｉ拡散めっき鋼板（特に鋼帯）の製造に当たっては、冷延鋼板の連続焼鈍工程を行う前に、予め、フルハードの冷延鋼板を前処理（脱脂、酸洗等）して、その後、例えばＮｉ電気めっきでＮｉめっきを行い、その後連続焼鈍を行えば、連続焼鈍の工程において、素材鋼板の再結晶とＮｉ－Ｆｅの合金化が同時に行うことができるため、合理的である。
　種々の化学組成を有する冷延鋼板を種々の製造条件で製造し、機械特性及びｒ値について調査した。
　［供試材の製造方法］
　表１に示す化学組成の鋼Ａ～Ｚのスラブを製造した。
　各試験番号のスラブを、表２－１、表２－２に示す熱延条件（スラブ加熱温度（℃）、仕上げ圧延温度ＦＴ（℃）、巻取り温度ＣＴ（℃））で熱間圧延を実施して、熱延鋼板を製造した。
　熱延鋼板を酸洗した後、表２－１、表２－２に示す冷延条件（冷延率）で冷間圧延を実施して、板厚０．２５ｍｍまたは０．５５ｍｍの冷延鋼板を製造した。
　また、表２－１、表２－２に示した各冷延鋼板に対して、Ｎｉ拡散めっき層を形成した試験水準も追加実施した。具体的には、ＣＡＬ前に、冷延鋼板の表裏面に下記表３に示す条件で電気めっきを行い、めっき皮膜を形成した。めっき付着量は、めっき時間を変更することにより調整した。
　得られた表２－１、表２－２の冷延鋼板および表４－１、表４－２のＮｉめっき処理した冷延鋼板に対して、ＣＡＬ（連続焼鈍）を実施した。焼鈍温度ＳＴ（℃）は表２－１、表２－２及び表４－１、表４－２に示すとおりであった。ここで、表２－１、表２－２には冷延鋼板、表４－１、表４－２にはＮｉ拡散めっき処理した冷延鋼板（Ｎｉめっき鋼板を連続焼鈍することでＮｉ拡散めっき処理した冷延鋼板となる）について示す。表４－１、表４－２のＮｉ拡散めっき処理した冷延鋼板の試験番号は成分及び冷間圧延までの製造工程が同じ冷延鋼板の試験番号の後にＢ、Ｂ２、Ｂ３を付けて示した。
　ＣＡＬでは、各試験番号の冷延鋼板及びＮｉ拡散めっき処理した冷延鋼板に対して、焼鈍温度ＳＴ（℃）で２５秒間均熱した。その後、窒素ガスによるガス冷却を実施した。ガス冷却において、焼鈍温度ＳＴ（℃）から５０℃以下になるまでの平均冷却速度はいずれも２５℃／秒とした。
　試験番号１１の冷延鋼板及び試験番号１１ＢのＮｉ拡散めっき処理した冷延鋼板ではさらに、ＣＡＬ後、ＢＡＦ－ＯＡを実施した。ＢＡＦ－ＯＡでは、冷延鋼板及びＮｉ拡散めっき処理した冷延鋼板を４５０℃で５時間均熱した後、７２時間徐冷した。その他の試験番号の冷延鋼板及びＮｉ拡散めっき処理した冷延鋼板に対しては、ＢＡＦ－ＯＡを実施しなかった。表２－１、表２－２及び表４－１、表４－２中の「焼鈍方式」欄において、「ＣＡＬ＋ＢＡＦ－ＯＡ」は、ＣＡＬ後にＢＡＦ－ＯＡを実施したことを示す。「ＣＡＬ」は、ＣＡＬを実施し、ＢＡＦ－ＯＡを実施しなかったことを示す。
　焼鈍後の冷延鋼板及びＮｉ拡散めっきした冷延鋼板に対して、調質圧延を実施した。調質圧延での圧下率は、１．８％または０．３％であった。であった。以上の製造工程により、供試材となる冷延鋼板及びＮｉ拡散めっきした冷延鋼板を製造した。
　このように製造した冷延鋼板及びＮｉ拡散めっきした冷延鋼板について、組織、機械特性、平均塑性ひずみ比ｒｍ及び面内異方性Δｒ、表面及び裏面のＮｉめっき皮膜のＮｉ付着量、めっき層表層のＦｅ濃度を測定した。
　［組織観察及び結晶粒度番号測定］
　調質圧延実施後の冷延鋼板、Ｎｉ拡散めっきした冷延鋼板のＬ断面（圧延方向および板厚方向に平行な断面）にて、光学顕微鏡観察を行い、冷延鋼板及びＮｉ拡散めっきした冷延鋼板の組織を特定した。特定された結果を表２－１、表２－２、表４－１、表４－２に示す。組織はいずれも、フェライト単相組織であった。
　さらに、各試験番号の冷延鋼板の、フェライト粒の結晶粒度番号を、ＪＩＳ　Ｇ　０５５２（２０１３）に準拠して、上述の方法で求めた。得られた結果を表２－１、表２－２及び表４－１、表４－２に示す。
　フェライト単相組織であって、結晶粒度番号が、１１．０以上であれば、耐肌荒れ性に優れると判断した。
　［機械特性評価試験］
　各試験番号の冷延鋼板及びＮｉ拡散めっきした冷延鋼板から、ＪＩＳ５号引張試験片を作製した。引張試験片の平行部は、冷延鋼板及びＮｉ拡散めっき鋼板のＬ方向（圧延方向）と平行であった。作製された引張試験片に対して、促進時効処理を実施した。具体的には、各引張試験片に対して、１００℃で１時間の時効処理を実施した。
　促進時効処理後の引張試験片に対して、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に準拠して、室温（２５℃）大気中にて、引張試験を実施して、降伏強度ＹＰ（ＭＰａ）、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、全伸びＥＬ（％）、降伏点伸びＹＰ－ＥＬ（％）、を求めた。得られた結果を表２－１、表２－２及び表４－１、表４－２に示す。
　［ｒｍ値及びΔｒ値測定試験］
　各試験番号の冷延鋼板及びＮｉ拡散めっきした冷延鋼板から、圧延方向に対して平行、４５°及び９０°の各方向に平行なＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ　２２０１の規定による）を作製した。作製された試験片に対して、１００℃で１時間の時効処理（促進時効処理）を実施し、促進時効処理後の引張試験片に対して、ＪＩＳ　Ｚ　２２５４（２００８）に準拠した塑性ひずみ比試験を実施し、塑性歪量が１５％の時の平均塑性ひずみ比ｒｍ及び面内異方性Δｒを求めた。求めた結果を表２－１、表２－２及び表４－１、表４－２に示す。
　ｒｍが１．３５超であれば、プレス成形性に優れると判断した。また、Δｒが、－０．３０～＋０．１５であれば、耐イヤリング性に優れると判断した。
　［めっき付着量及びめっき層表層のＦｅ濃度］
　Ｎｉ拡散めっき処理した冷延鋼板については上記の試験に加えてＮｉ拡散めっき層の表層のＦｅ濃度をＸＰＳ（Ｘ線光電子分光分析装置）により測定した。ＸＰＳによる分析では、アルバック・ファイ（ＵＬＶＡＣ・ＰＨＩ）製ＰＨＩ５６００を用いた。Ｘ線源はＭｇＫαを使用した。Ａｒイオンで、ＳｉＯ２換算で４ｎｍスパッタした後、組成を分析した。組成はＮｉおよびＦｅの合計で１００％とした。Ｘ線ビーム径は８００μｍとした。
　また、めっき付着量を、蛍光Ｘ線分析装置を用いて測定した。
　測定結果を表４－１、表４－２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
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　［試験結果］
　表２－１、表２－２を参照して、試験番号１～１０の化学組成は適正であり、Ｆ１も式（１）の範囲内であった。さらに、製造条件も適切であった。そのため、これらの試験番号の冷延鋼板では、結晶粒度番号が１１．０以上と高く、フェライト粒が微細であった。また、平均塑性ひずみ比ｒｍが１．３５超、面内異方性Δｒが－０．３０～＋０．１５であった。
　さらに、試験番号１～１０のいずれの試験番号においても、促進時効処理後の冷延鋼板のＬ方向において、降伏強度ＹＰが２２０～２９０ＭＰａ、引張強度ＴＳが３３０～３９０ＭＰａ、全伸びＥＬが３２％以上、降伏点伸びＹＰ－ＥＬが０％であった。
　すなわち、これらについては、優れた機械特性を有し、プレス成形性、耐肌荒れ性、及び耐イヤリング性に優れ、非時効性であった。
　表４－１、表４－２を参照して、試験番号１Ｂ～１０Ｂの化学組成は適正であり、Ｆ１も式（１）の範囲内であった。さらに、製造条件も適切であった。そのため、これらの試験番号のＮｉ拡散めっきした冷延鋼板では、結晶粒度番号が１１．０以上と高く、フェライト粒が微細であった。また、平均塑性ひずみ比ｒｍが１．３５超、面内異方性Δｒが－０．３０～＋０．１５であった。
　さらに、試験番号１Ｂ～１０Ｂのいずれの試験番号においても、促進時効処理後の冷延鋼板のＬ方向において、降伏強度ＹＰが２２０～２９０ＭＰａ、引張強度ＴＳが３３０～３９０ＭＰａ、全伸びＥＬが３２％以上、降伏点伸びＹＰ－ＥＬが０％であった。
　すなわち、これらについては、優れた機械特性を有し、プレス成形性、耐肌荒れ性、及び耐イヤリング性に優れ、非時効性であった。
　また、試験番号１Ｂ２と１Ｂ３を除き、試験番号１Ｂ～１０Ｂのいずれの試験番号においても、Ｎｉ拡散めっき層の表層のＦｅ濃度が質量で３～８０％の範囲内であった。
　さらに、試験番号１Ｂ２を除き、試験番号１Ｂ～１０Ｂのいずれの試験番号においても、Ｎｉ付着量が４．５ｇ／ｍ２以上であった。また、１Ｂ２、６Ｂを除き、Ｎｉ付着量が９．０ｇ／ｍ２以上であった。そのため、十分な耐食性を確保できる。
　１Ｂ２はＮｉ付着量が４．２ｇ／ｍ２と過少であるため、鋼板がその特性を十分発現する条件で焼鈍した場合、Ｎｉめっき層の表層のＦｅ濃度が８０％を超え、耐食性が問題となることが懸念される。１Ｂ３は、Ｎｉ付着量が３０．５ｇ／ｍ２と過大であるため、鋼板がその特性を十分発現する条件で焼鈍した結果、めっき層の表層はＮｉ層が残存しており、軟質化したＮｉ層はプレス成形時に金型への凝着を招きやすい。
　一方、試験番号１１、１１Ｂでは、Ｃ含有量が高すぎた。さらに、焼鈍工程において、ＣＡＬ及びＢＡＦ－ＯＡを実施し、焼鈍温度ＳＴも８００℃未満と低かった。その結果、平均塑性ひずみ比ｒｍが１．３５以下と低かった。試験番号１１ＢではＮｉ拡散めっき層の表層のＦｅ濃度が３質量％未満であり、試験番号８Ｂの焼鈍条件では、Ｎｉ付着量１３．５ｇ／ｍ２の場合に、めっき層表層までＮｉ－Ｆｅの合金化が進行しなかった。
　試験番号１２、１２Ｂでは、Ｃ含有量が低すぎ、Ｎ含有量が高すぎた。さらに、Ｆ１が式（１）の上限を超えた。その結果、結晶粒度番号が１１．０未満となった。さらに、降伏強度も２２０ＭＰａ未満と低かった。試験番号１２ＢではＮｉ拡散めっき層の表層のＦｅ濃度は１６％に達したが、この焼鈍条件では結晶粒度番号が９．３と、かなり粗粒となった。
　試験番号１３、１３Ｂでは、Ｃ含有量が低すぎた。その結果、結晶粒度番号が１１．０未満となった。さらに、降伏強度も２２０ＭＰａ未満と低かった。試験番号１３ＢではＮｉ拡散めっき層の表層のＦｅ濃度は９％であったが、結晶粒度番号が１１．０未満であった。また、平均塑性ひずみ比ｒｍが１．３５以下と低かった。
　試験番号１４、１４Ｂでは、Ｃ含有量が低すぎた。その結果、結晶粒度番号が１１．０未満となった。試験番号１４ＢではＮｉ拡散めっき層の表層のＦｅ濃度は１３Ｂとほぼ同様、適正範囲であったが、結晶粒径が大きかった。
　試験番号１５、１５Ｂでは、Ｃ含有量が低すぎた。その結果、結晶粒度番号が１１．０未満となった。さらに、降伏強度も２２０ＭＰａ未満と低かった。試験番号１５ＢではＮｉ拡散めっき層の表層のＦｅ濃度は１３Ｂとほぼ同様であった。
　試験番号１６、１６Ｂでは、Ｆ１が式（１）の下限未満であった。そのため、降伏点伸びＹＰ－ＥＬが０％よりも高かった。１６Ｂでは、Ｎｉ拡散めっき層の表層Ｆｅ濃度は適正な範囲であった。また、平均塑性ひずみ比ｒｍが１．３５以下と低かった。
　試験番号１７、１７Ｂでは、Ｆ１が式（１）の上限を超えた。そのため、結晶粒度番号が１１．０未満であった。１７Ｂでは、Ｎｉ拡散めっき層の表層Ｆｅ濃度は適正な範囲であった。
　試験番号１８、１８Ｂでは、Ｃ含有量が高すぎ、さらにＦ１が式（１）の下限未満であった。そのため、降伏点伸びＹＰ－ＥＬが０％よりも高かった。さらに、降伏強度ＹＰが３９０ＭＰａを超え、引張強度ＴＳが３９０ＭＰａを超え、全伸びＥＬが３２％未満であった。１８Ｂでは、Ｎｉ拡散めっき層の表層Ｆｅ濃度は適正な範囲であった。
　試験番号１９、１９Ｂでは、Ｃ含有量が高すぎた。そのため、結晶粒度番号が１１．０未満であった。さらに、降伏強度ＹＰが３９０ＭＰａを超え、引張強度ＴＳが３９０ＭＰａを超え、全伸びＥＬが３２％未満であった。１９Ｂでは、Ｎｉ拡散めっき層の表層Ｆｅ濃度は適正な範囲であった。
　試験番号２０、２０Ｂでは、Ｆ１が式（１）の上限を超えた。そのため、結晶粒度番号が１１．０未満であった。２０Ｂでは、Ｎｉ拡散めっき層の表層Ｆｅ濃度は適正な範囲であった。
　試験番号２１、２１Ｂでは、Ｆ１が式（１）の上限を超えた。そのため、結晶粒度番号が１１．０未満であった。２１Ｂでは、Ｎｉ拡散めっき層の表層Ｆｅ濃度は適正な範囲であった。また、平均塑性ひずみ比ｒｍが１．３５以下と低かった。
　試験番号２２、２２Ｂでは、Ｆ１が式（１）の下限未満であった。そのため、降伏点伸びＹＰ－ＥＬが０％よりも高かった。２２Ｂでは、Ｎｉ拡散めっき層の表層Ｆｅ濃度は適正な範囲であった。
　試験番号２３、２３Ｂでは焼鈍温度ＳＴが低すぎた。そのため、平均塑性ひずみ比ｒｍが１．３５以下と低く、さらに、面内異方性Δｒが－０．３０よりも低かった。２３Ｂの焼鈍条件では、Ｎｉ拡散めき層の表層には、Ｆｅを検出しなかった。
　試験番号２４、２４Ｂでは焼鈍温度ＳＴが高すぎた。そのため、結晶粒度番号が１１．０未満となり粗粒化した。さらに、降伏強度が２２０ＭＰａ未満、引張強度が３３０ＭＰａ未満と低かった。２４Ｂでは、Ｎｉ拡散めっき層の表層Ｆｅ濃度は適正な範囲であった。
　試験番号２５、２５Ｂでは仕上げ温度ＦＴが高すぎた。そのため、平均塑性ひずみ比ｒｍが１．３５以下と低かった。２５Ｂでは、Ｎｉ拡散めっき層の表層Ｆｅ濃度は適正な範囲であった。
　試験番号２６、２６Ｂでは仕上げ温度ＦＴが低すぎた。そのため、面内異方性Δｒが－０．３０よりも低かった。２６Ｂでは、Ｎｉ拡散めっき層の表層Ｆｅ濃度は適正な範囲であった。
　試験番号２７、２７Ｂでは巻取温度ＣＴが高すぎた。そのため、結晶粒度番号が１１．０未満となった。２７Ｂでは、Ｎｉ拡散めっき層の表層Ｆｅ濃度は適正な範囲であった。
　試験番号２８、２８Ｂでは巻取温度ＣＴが低すぎた。そのため、平均塑性ひずみ比ｒｍが１．３５以下と低く、さらに、面内異方性Δｒが－０．３０よりも低かった。２８Ｂでは、Ｎｉ拡散めっき層の表層Ｆｅ濃度は適正な範囲であった。
　試験番号２９、２９Ｂではスラブ加熱温度が高すぎた。そのため、結晶粒度番号が１１．０未満となった。さらに、平均塑性ひずみ比ｒが１．３５以下と低かった。２９Ｂでは、Ｎｉ拡散めっき層の表層Ｆｅ濃度は適正な範囲であった。
　試験番号３０、３０Ｂでは、Ｃ含有量が低すぎ、さらに、Ｆ１が式（１）の上限を超えた。さらに、焼鈍温度ＳＴが低すぎた。その結果、平均塑性ひずみ比ｒが１．３５以下と低かった。３０Ｂでは、Ｎｉ拡散めっき層の表層においてＦｅを検出しなかった。鋼Ｔの化学組成であれば、好適な結晶粒度を確保する上で、適正な焼鈍温度は７８０℃以下と考えられる。しかしながら、その焼鈍条件では、Ｎｉ付着量の大きい、Ｎｉ拡散めっき層の表層までＮｉ－Ｆｅの合金化を進行させることはできなかった。
　試験番号３１、３１Ｂでは、Ｃ含有量が低すぎ、さらに、Ｆ１が式（１）の上限を超えた。そのため、結晶粒度番号が１１．０未満となった。さらに、降伏強度が２２０ＭＰａ未満、引張強度が３３０ＭＰａ未満と低かった。３１Ｂでは、Ｎｉ拡散めっき層の表層Ｆｅ濃度は適正な範囲であった。
　試験番号３２、３２Ｂでは、Ｃ含有量が低すぎた。さらに、焼鈍温度ＳＴが低すぎた。その結果、平均塑性ひずみ比ｒが１．３５以下と低かった。３２Ｂでは、Ｎｉ拡散めっき層の表層においてＦｅを検出しなかった。好適な結晶粒度を確保する上で、鋼Ｘの適正な焼鈍温度は７８０℃以下と考えられ、その焼鈍条件では、Ｎｉ付着量の大きい、Ｎｉ拡散めっき層の表層までＮｉ－Ｆeの合金化を進行させることはできなかった。
　試験番号３３、３３Ｂでは、Ｃ含有量が低すぎた。そのため、結晶粒度番号が１１．０未満となった。さらに、降伏強度が２２０ＭＰａ未満と低かった。３３Ｂでは、Ｎｉ拡散めっき層の表層Ｆｅ濃度は適正な範囲であった。また、平均塑性ひずみ比ｒｍが１．３５以下と低かった。
　試験番号３４、３４Ｂでは、Ｃ含有量が低すぎた。さらに、焼鈍温度ＳＴが低すぎた。その結果、平均塑性ひずみ比ｒが１．３５以下と低かった。３４Ｂでは、Ｎｉ拡散めっき層の表層においてＦｅを検出しなかった。好適な結晶粒度を確保する上で、鋼Ｙの適正な焼鈍温度は７８０℃以下と考えられ、その焼鈍条件では、Ｎｉ付着量の大きい、Ｎｉ拡散めっき層の表層までＮｉ－Ｆeの合金化を進行させることは無理であった。
　試験番号３５、３５Ｂでは、Ｃ含有量が低すぎた。そのため、結晶粒度番号が１１．０未満となった。さらに、降伏強度が２２０ＭＰａ未満と低かった。３５Ｂでは、Ｎｉ拡散めっき層の表層Ｆｅ濃度は適正な範囲であった。
　試験番号３５Ｂ２はＮｉめっきのＮｉ付着量以外は試験番号３５Ｂと同じ条件の例である。試験番号３５Ｂ２では、ＮｉめっきのＮｉ付着量が少なすぎた。そのため、Ｎｉ拡散めっき層の表層のＦｅ濃度は８０質量％超であった。
　試験番号３５Ｂ３はＮｉめっきのＮｉ付着量以外は試験番号３５Ｂと同じ条件の例である。試験番号３５Ｂ３では、ＮｉめっきのＮｉ付着量が多すぎた。そのため、Ｎｉ拡散めっき層の表層のＦｅ濃度は３質量％未満であった。また、平均塑性ひずみ比ｒｍが１．３５以下と低かった。
　試験番号３６、３６Ｂでは、Ｍｎ含有量が高すぎた。その結果、引張強度が３９０ＭＰａ超と高かった。そのため、全伸びが３２％未満と低く、塑性歪み比ｒｍが１．３５以下と低く、さらに面内異方性Δｒが－０．３０よりも低かった。
　試験番号３７、３７Ｂでは、冷延率が９０％より高かった。その結果、面内異方性Δｒが－０．３０よりも低かった。
　試験番号３８、３８Ｂでは、冷延率が８０％未満であった。その結果、面内異方性Δｒが－０．３０よりも低かった。
　試験番号３９、３９Ｂでは、板厚が０．５０ｍｍより大きかった。そのため、塑性歪み比ｒｍが１．３５以下と低く、さらに面内異方性Δｒが－０．３０よりも低かった。
　試験番号４０、４０Ｂでは、調質圧延率が０．５％未満であった。そのため、降伏点伸びＹＰ－ＥＬが０％よりも高かった。
　以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
　本発明によれば、プレス加工性、缶の耐肌荒れ性及び耐イヤリング性に優れ、非時効性である、絞り缶用微細粒冷延鋼板を提供することができる。

Claims (9)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　　Ｃ：０．００６０～０．０１１０％、
    　　Ｓｉ：０．５０％以下、
    　　Ｍｎ：０．７０％以下、
    　　Ｐ：０．０７０％以下、
    　　Ｓ：０．０５０％以下、
    　　Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％、
    　　Ｎ：０．００２５％未満、
    　　式（１）を満たすＮｂ、
    　　Ｂ：０～０．００３０％、
    　　Ｔｉ：０～０．０３５％、
    を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
    　結晶粒度番号が１１．０以上であるフェライト単相組織を有し、
    　板厚が０．１５～０．５０ｍｍであり、
    　１００℃で１時間の時効処理を実施した後の鋼板のＬ方向において、
    　　降伏強度ＹＰが２２０～２９０ＭＰａ、
    　　引張強度ＴＳが３３０～３９０ＭＰａ、
    　　全伸びＥＬが３２％以上、
    　　降伏点伸びＹＰ－ＥＬが０％、
    　　平均塑性ひずみ比ｒｍが１．３５超、及び、
    　　面内異方性Δｒが－０．３０～＋０．１５である
    ことを特徴とする絞り缶用冷延鋼板。
    　５００×Ｃ≦Ｎｂ／Ｃ≦８．０　（１）
    　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
  2. 　さらに、Ｎｉめっき層、Ｎｉ拡散めっき層、Ｓｎめっき層、及び、ティンフリースチール（ＴＦＳ）めっき層のうちのいずれかを表面に備えることを特徴とする請求項１に記載の絞り缶用冷延鋼板。
  3. 　Ｎｉの付着量が９．０～２７．０ｇ／ｍ２であるＮｉ拡散めっき層を有し、前記Ｎｉ拡散めっき層の表層のＦｅ濃度をＸＰＳにより分析した場合、Ｆｅ濃度が質量％で３～８０％であることを特徴とする請求項２に記載の絞り缶用冷延鋼板。
  4. 　Ｎｉの付着量が９．０～２２．５ｇ／ｍ２であるＮｉ拡散めっき層を有し、前記Ｎｉ拡散めっき層の表層のＦｅ濃度をＸＰＳにより分析した場合、Ｆｅ濃度が質量％で３～８０％であることを特徴とする請求項２に記載の絞り缶用冷延鋼板。
  5. 　請求項１に記載の絞り缶用冷延鋼板の製造方法であって、
    　請求項１に記載の化学組成を有する鋳片を１０００～１２８０℃に加熱し、圧延仕上げ温度８７０～９６０℃で仕上げ圧延を実施し、仕上げ圧延後冷却して４５０℃以上７００℃未満で巻取り、熱延鋼板を製造する工程と、
    　前記熱延鋼板に対して８０％以上９０％未満の冷間圧延率の冷間圧延を実施して、０．１５～０．５０ｍｍの板厚を有する冷延鋼板を製造する工程と、
    　前記冷延鋼板を８１０～８５０℃で均熱し、その後、冷却する、連続焼鈍を実施する工程と、
    　前記連続焼鈍後の前記冷延鋼板を０．５～５．０％の圧下率で調質圧延する工程と、
    を備えることを特徴とする絞り缶用冷延鋼板の製造方法。
  6. 　前記熱延鋼板を製造する工程では、前記鋳片を１１００～１２３０℃で加熱し、６００～６７０℃で巻取り、前記熱延鋼板を製造することを特徴とする請求項５に記載の絞り缶用冷延鋼板の製造方法。
  7. 　前記調質圧延を実施した後、さらに、
    　前記冷延鋼板の少なくとも一方の表面に対して、Ｎｉめっき処理、Ｓｎめっき処理及びティンフリースチール（ＴＦＳ）めっき処理のいずれかを実施することを特徴とする請求項５または６に記載の絞り缶用冷延鋼板の製造方法。
  8. 　前記冷延鋼板を製造する工程後であって、前記連続焼鈍を実施する工程前に、前記冷延鋼板の少なくとも一方の表面に対して、Ｎｉの付着量が９．０～２７．０ｇ／ｍ２であるＮｉめっき処理を実施することを特徴とする請求項５または６に記載の絞り缶用冷延鋼板の製造方法。
  9. 　前記冷延鋼板を製造する工程後であって、前記連続焼鈍を実施する工程前に、前記冷延鋼板の少なくとも一方の表面に対して、Ｎｉの付着量が９．０～２２．５ｇ／ｍ２であるＮｉめっき処理を実施することを特徴とする請求項５または６に記載の絞り缶用冷延鋼板の製造方法。
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