WO2007111188A1 - 冷延鋼板およびその製造方法、電池及びその製造方法 - Google Patents

冷延鋼板およびその製造方法、電池及びその製造方法 Download PDF

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Nobuko Mineji
Eiko Yasuhara
Reiko Sugihara
Tadashi Inoue
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    • Y10T29/49108—Electric battery cell making

Definitions

  • the present invention relates to a cold-rolled steel sheet particularly suitable for a dry battery can and a method for producing the same.
  • a method of processing a cold-rolled steel sheet into a dry battery a method of appropriately combining deep drawing and ironing is used. For example, after processing the drawn cup, DI processing that performs ironing, after processing the drawn cup, pull and bend / bend back, and then apply one-step streching to perform ironing if necessary After that, there are methods such as multi-stage drawing with ironing. ...
  • earing In the processing of dry cell cans, it is necessary to prevent the cans in the circumferential direction after processing from becoming uneven, that is, to suppress the occurrence of ears (called earing).
  • the ear height correlates well with the in-plane anisotropy ⁇ r of the r value (Rankford value: Lankford val ue) of the steel plate for battery cans. As A r approaches 0, the ear height decreases. It is generally known. Therefore, in order to suppress the earring, it is desirable that ⁇ of the steel plate for a dry cell can be close to 0. In order to reduce ⁇ of the cold-rolled steel sheet, a means for increasing the rolling reduction during cold rolling is usually adopted.
  • Steel plates for dry cell cans are required to have excellent strain aging resistance in order to prevent deterioration of the can shape caused by the generation of wrinkles called strain and strain during deep drawing. Yes.
  • the steel plate for dry battery cans is required to have a fine crystal grain size in order to suppress roughening during processing.
  • IF steel Interstitial free steel
  • Nb and / or Ti added which is suitable for deep drawing, has been studied as a steel plate for dry battery cans.
  • C 0.0005 to 0.0150%
  • Si 0.10 ° / in mass%.
  • Mn 0.1 to 0.6 ° /.
  • a steel slab containing at least one element selected from 0.0030% force and the balance Fe and unavoidable impurities is subjected to hot rolling, cold rolling and annealing, and ASTM grain size number 10 or more, and A method for producing a steel plate for a two-piece can with excellent shearing and rough skin resistance, characterized by recrystallized grains having an axial ratio of 1.2 or less and then secondary cold rolling at a rolling reduction of 0.5 to 40%. Is disclosed.
  • JP-A-9-310150 in mass%, C.:0.0005 ⁇ 0.0150%, Si: 0.10% or less ,, Mn: 0.1 ⁇ 0.6%, P: 0.02% or less, S: 0.02 0/0 A1: 0.015 to 0.15%, N: 0.02% or less, Nb: 0.020% or less, Ti: At least one element selected from 0.020% or less, and the balance consisting of Fe and inevitable impurities,
  • the crystal grains in the surface layer region from the steel sheet surface to the plate thickness 1/10 consist of fine equiaxed grain structure with ASTM grain size number 10 or more and grain axis ratio 1.5 or less.
  • a steel plate for cans that is excellent in workability, shearing properties and rough skin resistance, characterized by comprising a coarse equiaxed grain structure with an ASTM crystal grain size number of 9 or less and a crystal grain ratio of 1.5 or less. Yes.
  • JP-A-63-310924 discloses a method for producing an ultrathin steel sheet having a small in-plane anisotropy in terms of mass%, C: 0.004% or less, Si: 0.1% or less, Mn: 0.5% or less, P: 0.025% or less, S: 0.025 ° /.
  • N 0.006 ° /.
  • A1 0.001 to 0.100%
  • Ti 0.01 to 0.10 ° /.
  • the balance is substantially Fe composition except for inevitable impurities the composed steel plate, hot rolling finishing temperature 850 to 900 ° C, after hot rolling under the conditions of the coiling temperature 300 to 600 ° C, cold rolling, 0.1 5 ⁇ 0.60 ⁇ thickness subjected to continuous annealing followed skin pass rolling In this case, the cold reduction rate is 85 to 95 ° /. And a continuous annealing temperature of 650-750 ° C. Disclosure of the invention
  • JP-A-10-81919 and JP-A-9-310150 In the steel sheet described in the 63-310924 publication, when the rolling reduction ratio of cold rolling is considered to be 85% or less, which is considered to be more preferable, the average grain size of the ferrite structure is necessarily stable and fine (specifically, 12.0 / It is not less than 2 m), and ⁇ r (specifically -0.20 ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ 0.20) that is close to 0 is not obtained.
  • the average crystal grain size of the ferrite structure is surely 12 m or less, and -0.20 ⁇ ⁇ 0.20 is obtained. It aims at providing a rolled steel plate and its manufacturing method.
  • the present inventors can reliably obtain -0.20 ⁇ ⁇ 0.20 even if the reduction ratio of cold rolling is 85% or less using IF steel with Nb and / or Ti added.
  • the rolling reduction is 85 ° /. If it exceeds 90%, ⁇ r is within 0.20.
  • the present invention has been made on the basis of such knowledge, and mass. /. And C: 0.0040. / 0 or less, Si: 0.02% or less, Mn: 0.14-0.25 ° /.
  • the element symbols in the formulas (1) and (2) represent the content (% by mass) of each element.
  • the cold-rolled steel sheet is obtained by hot-rolling a steel slab having the above-described composition at a rolling finish temperature equal to or higher than the Ar 3 transformation point, subjecting it to cold rolling at a reduction rate of 70 to 90%, Manufactured by a method of manufacturing cold-rolled steel sheets with an excellent shearing property in which the average grain size of the ferrite structure is 12 or less-0.20 ⁇ Ar ⁇ 0.20. it can.
  • the present invention also includes mass.
  • a cold-rolled steel sheet having a ferritic structure with an average crystal grain size of 12. m or less and an excellent shearing property of ⁇ 0.20 ⁇ Ar ⁇ 0.20.
  • the cold-rolled steel sheet is, for example, a steel slab having the above component composition, Ar 3 transformation point An average crystal of a ferrite structure that is hot-rolled at the above rolling end temperature, cold-rolled at a rolling reduction of 70 to 90%, and then annealed at an annealing temperature of 700 to 800 ° C with a continuous annealing run. It can be produced by a method for producing a cold-rolled steel sheet having a grain size of 12.0 ⁇ m or less and excellent shearing properties of ⁇ 0.20 ⁇ ⁇ ⁇ 0.20.
  • the present invention also provides a battery can formed by forming the cold-rolled steel sheet.
  • a method for producing a battery, comprising a step of subjecting the cold-rolled steel sheet to a deep drawing process and forming it into a battery can-Brief Description of the Drawings
  • Fig. 1 is a diagram showing the effect of the rolling reduction ratio (horizontal axis) during cold rolling on the ⁇ ⁇ : value (vertical axis) of an electrical steel sheet, by steel sheet composition. '' Best mode for carrying out the invention
  • the C content is 0.0040% or less, preferably 0.0030% or less.
  • the lower limit of C that can be industrially reduced is about 0.0001%.
  • Si If the amount of Si exceeds 0.02%, it will cause hardening and deterioration of tackiness. Therefore, the Si content should be 0.02% or less.
  • the lower limit of Si that can be industrially reduced is about 0.001%.
  • Mn Since Mn is an element effective in preventing red hot brittleness during hot rolling due to S, the Mn content should be 0.14% or more. More preferably, the Mn content is 0.15% or more. On the other hand, if the amount of Mn exceeds 0.25%, MnS precipitates during continuous forging, causing hot brittleness and causing steel slab cracking (also called slab cracking), or solid solution Mn increases in the steel. Hardening and deterioration of extensibility are caused. Also, if the Mn content is high, the recrystallization temperature during annealing becomes high, and this tends to cause a problem when the recrystallization driving force is particularly low at a rolling reduction of 85% or less. For this reason, the upper limit of Mn content is 0.25%.
  • P If the P content exceeds 0.20%, workability will be reduced, so the upper limit of the P content is 0.020 ° /. Suppose that The lower limit of P that can be industrially reduced is about 0.001%.
  • S If the S content exceeds 0.005%, red hot embrittlement will occur during hot rolling, or MnS will precipitate during continuous forming, causing hot brittleness, leading to cracking, so the upper limit of S content is 0. 015 ° /. However, the smaller the number, the better.
  • the lower limit of S that can be industrially reduced is about 0.0001%.
  • N If the N content exceeds 0.0040%, solid solution N causes deterioration of workability, so the upper limit of N content is set to 0.0040%. Preferably it is 0.0003% or less. The lower limit of N that can be industrially reduced is about 0.0001%.
  • A1 Since A1 is an element necessary for deoxidation of steel, the amount of A1 needs to be 0.020% or more. On the other hand, if the amount of A1 exceeds 0.070%, inclusions increase and surface defects are more likely to occur. Therefore, the upper limit of the A1 amount is 0.070%.
  • Nb is an important element in the present invention, and solid solution C in steel is precipitated together with Ti as carbides to suppress deterioration of deep drawability due to solid solution C. It is also effective in reducing the crystal grain size and suppressing crystal grain growth during annealing. From this point of view, the Nb content should be 0.005% or more. In particular, the Nb content is preferably set to 0.020% or more from the viewpoint of the effect of grain refinement and suppression of crystal grain growth during annealing. However, if Nb is added excessively, the recrystallization temperature rises, so the upper limit of Nb content is 0.030%. ''
  • Ti Ti, like M), precipitates solute C in steel as carbides and suppresses deep drawability deterioration due to solute C. In addition, Ti precipitates as TiN at high temperature, so the formation of BN is suppressed and solid solution B is easily secured. On the other hand, if Ti is added excessively, the recrystallization temperature rises, the crystal grains become coarse during hot rolling or annealing, and the shearing properties are deteriorated, and the surface becomes rough during processing.
  • the present inventors have found that the effect of Ti is influenced by the content of Nb, and the preferable content of Ti varies depending on the amount of Nb. .
  • Nb content is 0.020% or more and 0.030% or less (referred to as high Nb):
  • the grain size of the hot rolled sheet is reduced by Nb or the crystal grain during annealing
  • the effect of inhibiting growth is large, and even if a relatively large amount of Ti is added, the above-mentioned adverse effect of Ti does not appear. Therefore, the upper limit of Ti content is set to 0.030%.
  • Ti is 0.0.30 ° /. If it is contained in a large amount exceeding the above, as described above, the recrystallization temperature rises, the crystal grains become coarse during hot rolling or annealing, and the shearing property is deteriorated. Or In this case, in order to obtain the above Ti effect, the lower limit value of the Ti amount needs to be 0.005%.
  • the lower limit value of the Ti content for obtaining the above effect varies depending on the Nb content as follows.
  • the element symbol in each formula represents the content (% by mass) of each element). It should be noted, 13 ⁇ 4: 0 .. 005% more than 0. shed 2 0 ° /. If it is less than (low Nb), satisfying the above formula (3) or (4), the recrystallization temperature during annealing can be further reduced, and an annealing temperature of 700 to 800 ° C However, the object of the present invention can be achieved. In particular, since the objective can be achieved even at an annealing temperature of 700 to 750 ° C, it is advantageous in terms of energy cost.
  • solute B By setting the solid solution B amount to 0.0003% or more before cold rolling, - ⁇ - ⁇ 0.20 can be reliably obtained even if the rolling reduction of cold rolling is 85% or less. However, this solid solution amount is 0.0010 ° /. The upper limit of the amount of solid solution is 0.0000 ° /. And To do.
  • the amount of solute B is obtained as follows. In other words, solute B Huaweis for solute N and nitride in the steel, but solute N forms a precipitate with Ti rather than B. Therefore,
  • the component design is divided into five, and the amount of B to secure solid solution B is determined by Equation (1) or (2) according to the fixed state of N.
  • the low Nb (Nb + C) system there is no combination with the (TiN + N) system because the extra Ti is required to fix C after fixing N as described above.
  • the balance is Fe and inevitable impurities.
  • various elements such as Sn, Pb, Cu, Mo, V, Zr, Ca, Sb, Te, As, Mg, Na, Ni, Cr, and rare earth elements (REM) total 0.5% as impurities.
  • the impurities may be mixed to the following extent, but such impurities are also effective in the present invention. It does not particularly affect the fruit.
  • 'Average grain size of ferrite structure is 12.0 ⁇ m or less:
  • the steel sheet of the present invention is mainly composed of a polygonal ferrite structure (the cross-sectional area ratio is 80% or more), and the average grain size of the ferrite structure is 12.
  • the steel plate for dry battery cans is required to have a fine crystal grain size in order to suppress rough skin during processing.
  • the average crystal grain size of the ferrite structure exceeds 12.0 / i m, rough skin occurs, so it is limited to 12.0 m or less.
  • the value measured according to the cutting method described in JIS G 0552 (1998) is used, and the observation surface is the so-called L cross section (the cross section through the plate thickness direction and along the rolling direction).
  • the absolute value of Ar of the steel plate needs to be close to 0. -0. 20 ⁇ A r ⁇ 0. 20, the ears generated are small, and it can be said that the earring is excellent, so ⁇ r was limited to this range.
  • the steel sheet of the present invention preferably has a strain aging index AI of 4.9 MPa or less. AI ⁇ 4. 9MPa is effective in preventing stretcher strain.
  • the ferrite structure and its particle size, ⁇ r and AI values are achieved by a combination of the above-described component ranges and manufacturing conditions described later.
  • the cold rolling reduction ratio is 70 to 90%, particularly 70 to 85%. I can do it Has an unprecedented advantage.
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention includes, for example, hot-rolling a slab having the above composition at a rolling finish temperature not lower than the Ar 3 transformation point, and after pickling as necessary, a reduction ratio of 70 to 90 percent subjected to cold rolling, then subjected to annealing at annealing temperature in the continuous annealing line 750 to 8 00 ° C or 7 00-800 ° C, can be prepared by subjecting the temper rolling necessary.
  • the steel slab, which is the raw material for hot rolling is preferably manufactured by the continuous forging method. After continuous forging, it may be directly or slightly heated and then hot rolled, or once cooled and reheated. It can also be hot rolled.
  • the heating temperature in the case of ⁇ heating is preferably in the range of 1050 ⁇ 1 3 00 ° C. If the heating temperature during reheating is less than 1050 ° C, depending on the equipment, it is generally difficult to set the rolling end temperature of the next hot rolling to the Ar 3 inflection point or higher, and it exceeds 1300 ° C. This is because the amount of oxide generated on the surface of the steel slab increases and surface defects are easily generated.
  • the rolling end temperature of hot rolling needs to be not less than the Ar 3 transformation point in order to make the crystal grain size after rolling uniform or to reduce the in-plane anisotropy after hot rolling.
  • the Ar 3 transformation point may be obtained by a conventionally known method.
  • the Ar 3 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.
  • the steel sheet after hot rolling is cold-rolled at a reduction rate of 70 to 90% after removing the scale formed on the surface.
  • the scale is generally removed by pickling. Pickling may be performed by a conventional method.
  • the rolling reduction of cold rolling is less than 70%, the crystal grain size becomes coarse and causes rough skin during processing.
  • the upper limit of the rolling reduction is preferably 85% or less from the viewpoint of production as described above, and the present invention is characterized in that good Ar and crystal grain size can be obtained within this range.
  • ⁇ 0.20 ⁇ 0.20 can be secured up to a rolling reduction of 90%, so the upper limit of the rolling reduction is 90%.
  • the steel sheet after cold rolling is a continuous annealing line. When the Nb content is 0.020 to 0.030% (high Nb type), the annealing temperature is 750 to 800 ° C, and the Nb content is 0.005.
  • % or more 0.1 of less than 020% (lower Nb series) is annealed at an annealing temperature of 700 ⁇ 8 00 ° C.
  • the lower limit of the annealing temperature was set to 750 or 700 ° C because it may not be possible to completely recrystallize at lower temperatures.
  • the upper limit is set to 800T: because the crystal grain size becomes coarse at higher temperatures, and it becomes easy to cause rough skin during processing. The reason why annealing is performed by continuous annealing is because it is possible to produce soot.
  • temper rolling is preferably performed for the purpose of adjusting the shape of the steel sheet and the surface roughness.
  • the elongation rate (elongation rate) of temper rolling is arbitrary as long as it achieves the above-mentioned purpose, but it is desirable to set it within the range of 0.3 to 2.0%, which is a normal range. If the elongation ratio is too high, the steel sheet becomes hard and elongation deteriorates, and there is a high possibility that defects will occur in forming. Therefore, it is desirable to avoid elongation ratios exceeding 5%.
  • the steel sheet of the present invention is manufactured, but if necessary, Ni plating, Sn plating, Cr plating, or alloy plating of these metals may be applied. Alternatively, diffusion plating may be performed after plating to form a diffusion alloy. In addition, other surface coatings such as resin coating can be freely applied depending on the application.
  • the steel sheet of the present invention is generally subjected to forming processing, but may be subjected to forming processing after the above-described various surface treatments and resin coatings. Alternatively, various surface treatments and resin coatings may be applied after molding.
  • 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 yield.
  • the steel plate of the present invention can be applied to dry batteries and secondary batteries (such as lithium-ion batteries, nickel-hydrogen batteries, and nickel-cadmium batteries).
  • the steel sheet of the present invention can be suitably applied to the one formed into a cylindrical shape having a diameter of about 10 to 30 mm (or further formed into a rectangular tube shape).
  • various processing methods such as DI molding described above can be applied.
  • battery cans are made of positive electrode material, negative electrode material, separator Insert and install other necessary materials and components such as the lator and terminals.
  • JIS No. 13 tensile test specimens were taken from the obtained steel sheet samples in the 0 °, 45 ° and 90 ° directions with respect to the rolling direction, and in the 0 °, 45 ° and 90 ° directions according to JIS 2254.
  • Crystal grain size The average crystal grain size of the fluorite structure of the obtained steel sheet was measured according to the cutting method described in JIS G 0552 (1998). As mentioned above, the crystal grain size must be 12.0 m or less in order to prevent rough skin even when added to a dry battery can.
  • AI JIS 13 B tensile test specimen was taken from the obtained steel sheet sample in the direction of 0 ° with respect to the rolling direction, 8.0% tensile strain was added, movable dislocation was introduced, and then 100 ° CX 1 After performing constant temperature treatment, AI is calculated using the following formula. If AI is 4.9 MPa or less, it can be said that the strain aging resistance is excellent.
  • Fig. 1 shows an example of the relationship between the rolling reduction (horizontal axis) and (vertical axis) during cold rolling in steel plates Nos. 1 to 4. It can be seen that in the cold-rolled steel sheet having the component composition of the present invention, Ar can be controlled within the range of ⁇ 0.20 at a rolling reduction of 90% or less during cold rolling.
  • ⁇ r increases remarkably when the rolling reduction is reduced from 85% to 70%, but in the steels of the present invention (No. 3 and 4), It can be seen that the fluctuation of, is suppressed. The fluctuation when the rolling reduction increases from 85% to 90% is slightly larger in the steel of the present invention, but as described above, ⁇ r remains within the range of ⁇ 0.20.
  • NbCHTiN Low Nb
  • the average crystal grain size of ferrite structure is surely -1.00 / Zm or less, and -0.20 ⁇ 0.20 is obtained. It is now possible to produce cold-rolled steel sheets with excellent shearing properties.
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention also has excellent strain aging resistance with a wrinkle of 4.9 MPa or less.

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Abstract

質量%で、C:0.0040%以下、Si:0.02%以下、Mn:0.14～0.25%、P:0.020%以下、S:0.015%以下、N:0.0040%以下、Al:0.020～0.070%、Nb:0.005～0.030%、Ti:0.005～0.030%、（BN形成分を差し引いた）固溶B相当量：0.0003～0.0010％）を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とすることにより、冷間圧延の圧下率が85%以下でも、確実にフェライト組織の平均結晶粒径が12.0μm以下で、-0.20≦Δr≦0.20が得られるイヤリング性に優れた冷延鋼板およびその製造方法。

Description

明 細 書 冷延鋼板およびその製造方法、 電池及びその製造方法 技術分野
本発明は、 特に乾電池缶用として好適な冷延鋼板およびその製造方法に関す る。 背景技術
冷延鋼板を乾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) を適鲎組み合わせた方法が用いられる。 例えば、 絞りカップに加工後、 しごき加工を施す D I加工、 絞りカップに加工後、 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 一加工、 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 の方法が挙げられる。 ··
乾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（ィャリングと呼ばれる）を抑制することが要 求さ'れる。 耳の高さは乾電池缶用鋼板の r値（ランクフォード値 ： Lankford val ue)の面内異方性 Δ r と良い相関があり、 A rが 0に近づく と、 耳の高さは 低くなることが一般的に知られている。 したがって、 イヤリングを抑制するた めには、 乾電池缶用鋼板の Δ Γを 0に近い値とすることが望ましい。 冷延鋼板の Δ Γを小さくするために、通常は冷間圧延時の圧下率を高める手段 が採られる。 しかし、 高圧下率側では A rの圧下率への依存性が大きくなり、 Δ !■にパラツキが発生しやすくなったり、高圧下率による圧延負荷の増大を招いた りするので、 少なく とも 90%以下、 より好ましくは 85%以下の圧下率で製造され ることが望まれている。
乾電池缶用鋼板には、 深絞り加工の際にストレツチヤ一 · ス トレインと呼ば れるしわの発生に起因する缶形状の劣化を防止するために、 耐ひずみ時効性に 優れていることが求められている。 また、 乾電池缶用鋼板には、 加工時の肌荒 れを抑制するために、 結晶粒径が微細であることも求められる。 こう した乾電池缶用鋼板としては、 従来から深絞り加工に適した Nbおよび/ または Tiの添加された IF鋼（Interstitial free steel)が検討されている。 例え ば、 特開平 10-81919号公報には、 質量％で、 C:0.0005〜0.0150%、 Si： 0.10°/。以下、 Mn:0.1〜0.6°/。、 P:0.02%以下、 S:(L02°/。以下、 A1： 0.015〜 0.15%、 N:0.02°/。以下、 ぉょぴ Nb:0.020%以下、 Ti:0.020%以下、 B:0.0001〜0.0030%力 ら選ばれた少なく とも 1種の元素を含有し、 残部 Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブに、 熱 間圧延、 冷間圧延および焼鈍を施して、 ASTM結晶粒度番号 10以上、 かつ結晶粒 軸比 1.2以下の再結晶粒となし、 次いで、 圧下率 0.5〜40%の 2次冷間圧延を行う ことを特徴とするィャリング性および耐肌荒れ性に優れる 2ピース缶用鋼板の 製造方法が開示されている。
また、 特開平 9-310150号公報には、 質量％で、 C.:0.0005〜0.0150%、 Si:0.10% 以下,、 Mn:0.1〜0.6%、 P:0.02%以下、 S:0.020/0以下、 A1： 0.015〜0.15%、 N:0.02% 以下、 および Nb:0.020%以下、 Ti:0.020%以下から選ばれた少なく とも 1種の元素 を含有し、 残部 Feおよび不可避的不純物からなり、 鋼板表面から板厚 1/10まで の表層域における結晶粒は、 ASTM結晶粒度番号 10以上、 かつ結晶粒軸比 1.5以下 である微細な等軸結晶粒組織からなり、 この表層を除く鋼板内層は、 ASTM結晶 粒度番号 9以下、 かつ結晶粒軸比 1.5以下である粗大な等軸結晶粒組織からなる こと.を特徴とする加工性、 ィャリング性および耐肌荒れ性に優れる缶用鋼板が 開示されている。
さらに、特開昭 63-310924号公報には面内異方性の小さい極薄鋼板を製造する 方法として、 質量％で、 C:0.004%以下、 Si:0.1%以下、 Mn:0.5%以下、 P:0.025% 以下、 S:0.025° /。以下、 N:0.006°/。以下、 A1： 0.001〜 0.100%、 Ti :0.01〜0.10°/。でか oTi≥ { (48/12)C+ (48/14)N}、 Nb:0.003〜0.03%および B:0.0001〜0.0010%を含 み、 残部は不可避的不純物を除き実質的に Feの組成になる鋼板を、 熱延仕上げ 温度 850〜 900°C、巻取り温度 300〜 600°Cの条件下に熱間圧延した後、冷間圧延、 連続焼鈍ついでスキンパス圧延を施して 0.15〜0.60πιπι厚とするにあたり、 冷間 圧下率を 85~95°/。とすると共に連続焼鈍温度を 650〜750°Cとすることが示され ている。 ， 発明の開示
〔発明が解決しようとする課題〕
しかしながら、 特開平 10 - 81919号公報、 特開平 9 -310150号公報おょぴ特開昭 63 - 310924号公報に記載の鋼板では、冷間圧延の圧下率をより好ましいとされる 85%以下にすると、 必ずしも安定してフェライ ト組織の平均結晶粒径が細かく (具体的には 12.0/2 m以下と） ならず、 また必ずしも充分 0に近い Δ r (具体的 には- 0.20≤ Δι·≤0.20) が得られない。
本発明は、 冷間圧延の圧下率が 85%以下でも、 確実にフェライ ト組織の平均結 晶粒径が 12. m以下で、 -0.20≤ Δ Γ≤0.20が得られるィャリング性に優れた冷 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。
〔課題を解決するための手段〕
本発明者らが、 Nbおよび/または' Tiの添加された IF鋼を用い、 冷間圧延の圧下 率を 85%以下としても、確実に - 0.20≤ Δ Γ≤0.20が得られる冷延鋼板について検 討した結果、 Βを添加し、 冷間圧延前に固溶 Βを適量存在させることが効果的で あることを見出した。 なお、 圧下率が 85°/。を超えても 90%以下であれば Δ rは士 0.20以内となる。 本発明は、 このような知見に基づきなされたもので、 質量。/。で、 C:0.0040。/0以 下、 Si :0.02%以下、 Mn:0.14〜0.25°/。、 P: 0.020%以下、 S： 0.015%以下、 N: 0.0040% 以下、 Α1:0.020〜0.'070%、 Nb:0.020— 0.030%, Ti： 0.005〜 0.030%、 および下記 の式（1)あるいは式（2)を満足する Bを含み、残部が Feおよび不可避的不純物から なる、 フェライ ト組織の平均結晶粒径が 12. O m以下で、 -0.20≤ Δ Γ≤0.20であ るィャリング性に優れた冷延鋼板を提供する。
Ν -（U/48)Ti>0の場合、
0.0003≤B-(11/14) {N- (14/48) Ti}≤0.0010 · · · (!)
N -（14/48)Ti≤0の場合、
0.0003≤B≤0.0010 · · · (2)
ただし、 式（1)、 （2)中の元素記号は、 各元素の含有量（質量％)を表す。 上記の冷延鋼板は、 例えば、 上記の成分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、 圧下率 70〜90%で冷間圧延を施し、 次いで連続焼 鈍ラインで 750〜800°Cの焼鈍温度で焼鈍を行う、 フェライ ト組織の平均結晶粒 径が 12. 以下で - 0.20≤ Ar≤0.20であるィャリング性に優れた冷延鋼板の 製造方法により製造できる。 ， 本発明は、 また、 質量。で、 C:0.0040%以下、 Si :0.02%以下、 Mn:0.14〜0.25%、 P: 0.020%以下、 S: 0.015%以下、 N: 0.0040%以下、 A1： 0.020〜 0.070%、 Nb:0.005% 以上 0.020%未満、 下記の式（3)あるいは式（4)を満足する Ti、 および上記の式（1) あるいは式（2)を満足する Bを含み、 残部が Feおよび不可避的不純物からなる、 フェライ ト組織の平均結晶粒径が 12. m以下で、- 0.20≤ Ar≤0.20であるィャ リング性に優れた冷延鋼板を提供する。
C/12— Nb/93≤0の場合、
0.005≤Ti≤0.020 · · · (3)
C/12 - Nb/93>0の場合、
48 X { (C/12+N/14) -Nb/93}≤ Ti≤ 0.020 · · · (4)
ただし、 式（3)、 （4)中の元素記号は、 各元素の含有量（質量 Wを表す。 上記の冷延鋼板は、 例えば、 上記の成分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、 圧下率 70〜90%で冷間圧延を施し、 次いで連続焼 鈍ラ ンで 700〜800°Cの焼鈍温度で焼鈍を行う、 フェライ ト組織の平均結晶粒 径が 12.0μ m以下で、- 0.20≤ ΔΓ≤0.20であるィャリング性に優れた冷延鋼板の 製造方法により製造できる。 本発明はまた、 上記の冷延鋼板を成形してなる電池缶を有する電池、 あるい は。 上記の冷延鋼板に深絞り加工を施して電池缶に成形する工程を有する、 電 池の製造方法である - 図面の簡単な説明
図 1は、 電磁鋼板の Δ ι:の値 （縦軸） に及ぼす冷間圧延時の圧下率 （横軸） の影響を、 鋼板組成別に示す図である。 ' 発明を実施するための最良の形態
以下に、 本発明であるィャリング性に優れた冷延鋼板およびその.製造方法の 詳細を説明する。
( 1 ) 成分組成（以下の 「％」 は、 「質量％」 を表す。 ）
C:C量は、 少なくするほど軟質で伸び性が'よく、 プレス加工性に有利である。 かつ固溶 Cは炭化物として析出させると、 ひずみ時効硬化を起こさず、 深絞り性 を改善する。 C量が 0. 0040%を超えると Nbおよび Tiにより炭化物として全量を祈 出させることが困難になり、 固溶 Cによる硬質化や伸びの劣化が現れる。 したが つて、 C量は 0. 0040 %以下、 好ましくは 0. 0030%以下とする。
• なお、 工業的に低減できる Cの下限値は 0. 0001 %程度である。
Si : Si量が 0. 02%を超えると硬質化やめつき性の劣化を招く。 したがって、 Si 量は 0. 02%以下とする。 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： Mnは Sによる熱間圧延中の赤熱脆性を防止するのに有効な元素であるため、 Mn量は 0· 14%以上とする必要がある。 より好ましくは Mn量を 0. 15%以上とする。 一方、 Mn量が 0. 25%を超えると連続鐃造中に MnSが析出して熱間脆性を引き起こ し鋼片割れ（鐃片割れともいう）を招いたり、 固溶 Mnが鋼中に増大し硬質化や伸 ぴ性の劣化を招く。また.、 Mn含有量が多いと、焼鈍時の再結晶温度が高温化し、 特に圧下率 85%以下という再結晶の駆動力が小さい場合に問題となりやすい。こ のため、 Mn量の上限は 0. 25%とする。
P : P量が 0. 020%を超えると加工性を低下させるため、 P量の上限は 0. 020°/。とす 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 : 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したり、連続錶 造中に MnSが析出して熱間脆性を引き起こし錶片割れを招くため、 S量の上限は 0. 015° /。とするが、 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 : N量が 0. 0040%を超えると固溶 Nにより加工性の劣化を招くため、 N量の上限 は 0. 0040%とする。 好ましくは 0. 0030%以下である。 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 : 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。 一方、 A1量が 0. 070%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. 070%とする。
Nb : Nbは、 本発明において重要な元素であり、 Tiとともに鋼中の固溶 Cを炭化 物として析出させて固溶 Cによる深絞り性の劣化を抑制し、かつ微量の添加でも 熱延板の結晶粒径の微細化や焼鈍時の結晶粒成長の抑制にも効果的である。 こ のような観点から、 Nb量は 0. 005%以上とする。 特に、 結晶粒の微細化や焼鈍時 の結晶粒成長抑制の効果の点からは、 Nb量を 0. 020%以上とすることが好ましい。 しかし、 Nbを過度に添加すると再結晶温度が上昇するため、 Nb量の上限は 0. 030% とする。 ' '
Ti : Tiは、 M)と同様、 鋼中の固溶 Cを炭化物として析出させて固溶 Cによる深絞 り性の劣化を抑制する。 また、 Tiは高温で TiNとして析出するため BNの生成が抑 制され、 固溶 Bを確保しやすくする。 一方、 Tiを過度に添加すると再結晶温度が 上昇したり、 熱間圧延時あるいは焼鈍時に結晶粒が粗大化してィャリング性を 劣化させたり、 加工時の肌荒れを引き起こす。
本発明の鋼板においては、このような Tiの効果は、 Nbの含有量の影響も受け、 Nb量によって、 Tiの好ましい含有量に違いがあることを、 本発明者らは見出し た。 . .
( I ) Nb量が 0. 020%以上 0. 030%以下の場合 （高 Nb系と呼ぶものとする） ： この場合、 Nbによる熱延板の結晶粒径の微細化や焼鈍時の結晶粒成長の抑制 の効果が大きく、 Tiを比較的多量に添加しても、 上記 Tiの悪影響は現れないた め、 Ti量の上限は 0. 030%とする。 Tiが 0. 0.30°/。を超えて多量に含有されると、 上 記したように、 再結晶温度が上昇したり、 熱間圧延時あるいは焼鈍時に結晶粒 が粗大化してィャリング性を劣化させたり、 加工時の肌荒れを引き起こしたり する。 また、 この場合、 上記 Tiの効果を得るため、 Ti量の下限値は 0. 005%とす る必要がある。
( Π ) Nb量が 0. 005%以上 0. 020%未満の場合 （低 Nb系と呼ぶものとする） ： このように Nb量が比較的少ない場合、 Nbによる熱延板の結晶粒径の微細化や 焼鈍時の結晶粒成長の抑制の効果は、 Nbを 0. 020%以上添加した （ I ) の場合に 比べて小さい。 したがって （ I ) の場合に比べて少ない Ti量でも、 具体的には Ti含有量が 0. 020%を超えると、 上記したような熱閬圧延時あるいは焼鈍時に結 晶粒が粗大化してィャリング性を劣化させたり、 加工時の肌荒れを引き起こす という、 Tiの過剰添加による悪影響が現れやすい。 このため、 Nb量が 0. 005%以 上 0. 020%未満の場合、 Ti量の上限値は 0. 020%とする必要がある。
さらに、 このように Nb量が 0. 005%以上 0. 020%未満と比較的少ない場合、 Nb量 に応じて、 上記効果を得るための Ti含有量の下限値が以下のように異なる。
( a ) C/12- Nb/93≤0の場合、すなわち、 Nbを C量の当量以上含有する場合（低 Nb (NbC)系と呼ぶものとする）、上記した Tiの効果を得るための Ti量の下限値は、 0. 005%である。
( b ) C/12-Nb/93>0の場合、 すなわち、 Nb量が C量との当量に満たない場合、 Nbにより固定（析出）されない固溶 Cを、 Tiにより確実に固定する必要がある （低 Nb (NbC+C)系と呼ぶものとする）。 なお、 上記したように、 Tiは、 高温で、 まず TiNと.して析出し、 次いで固溶 Cを炭化物（TiC)として析出させると考えられる。 このため、 Ti量（当量）は、 C、 N量から、 Nbにより析出される量を差し引いた残 りの N量（当量）以上とする必要がある。 すなわち、 C/l2_Nb/93>0の場合の Ti 量の下限値は、 48 X { (C/12+N/14) - Nb/93}とする必要がある。 なお、 滅多に無い が、 48 X { (C/12+N/14) _Nb/93}が 0. 005 %より小さい値となる場合、 0. 005 %以上 Tiを添加することが好ましい。 . 以上をまとめると、 低 Nb (NbC)系の場合、 下記式（3)
0. 005≤Ti≤0. 020 · · · (3)
を、 また低 Nb (NbC+C)系の場合、 下記式（4)
48 X { (C/12+N/14) -Nb/93}≤Ti≤0. 020 · · · (4)
(各式中の元素記号は、 各元素の含有量（質量％)を表す） を、 それぞれ満足さ せることが必要である。 なお、 1¾ : 0.. 005%以上0.ひ20°/。未満 （低 Nb系） の場合は、 Ti量を上記の式（3)あ るいは式（4)を満足させると、 焼鈍時の再結晶温度をより低下でき、 700〜800°C の焼鈍温度でも本発明の目的を達成できる。 特に、 700〜750°Cの焼鈍温度でも 目的を達成できるので、 エネルギーコス トゃ生産性において有利で.ある。
B :冷間圧延前に固溶 B量を 0. 0003%以上とすることにより、 冷間圧延の圧下率 が 85%以下でも確実に- Δ ι-≤0. 20が得られる。 しかし、 この固溶 Β量が 0. 0010°/。を超えると再結晶温度が上昇するた'め、固溶 Β量の上限は 0. 0010°/。以下と する。 ここで、 固溶 B量は下記のようにして求めるものである。 すなわち、 固溶 Bは鋼中の固溶 Nと窒化物を祈'出するが、 固溶 Nは Bより も Tiと析出物を形成しゃ すい。 したがって、
( B ) 固溶 Nを析出固定できるだけの Tiが鋼中に存在する、 すなわち Nとの当 量以上に Tiが鋼中に存在する場合（N≤ (14/48) Tiの場合： （TiN)系と呼ぶものと する）は、 固溶 B量は鋼中の B量と等しい。 一方、
( A ) Tiが Nとの当量に満たない場合（N> (14/48) Tiの場合： （TiN+N)系と呼ぶ ものとする）は、 鋼中で Tiにより析出固定されない Nが Bど析出物を形成し、 その 分、 鋼中の B量に比べ固溶 B量は減少する。 したがつてこの減少分を差し引いた 残りが 0. 0003〜0. 0010%となる必要がある。
以上をまとめると、 鋼中の固溶 B量を 0. 0003〜0. 0010%とするためには上記 (TiN+N)系の場合、 下記式（1)
0. 0003≤B- (11/14) {N- (14/48) Ti }≤0. 0010 · · · (1) を、 また（TiN)系の場合、 下記式（2)
0. 0003≤B≤0. 0010 · · · (2)
. (各式中の元素記号は、 各元素の含有量（質量 °/。）を表す）.を、 それぞれ満足さ せる必要がある。 すなわち、 本発明は Cおよび Nの固定状態に応じて、
-高 Nb- (TiN+N)系 （（1)式適用）、 · ' • 高 Nb- (TiN)系 （（2)式適用）、
•低 Nb (NbC) - (TiN+N)系 ( (1)式おょぴ（3)式適用）、
'低 Nb (NbC) - (TiN)系 （（2)式および（3)式適用）、 および、
•低 Nb (NbC+C) - (TiN)系 ( (2)式および（4)式適用)
の 5つに分けて成分設計がなされ、 Nの固定状態に応じて、 固溶 Bを確保する ための Bの量が（1)式または（2)式により決定される。なお、低 Nb (Nb+C)系の場合、 前述のように Nを固定した上で Cを固定する余剰の Tiが必要であるため、 （TiN+N) 系との組合せは生じない。 残部は、 Feおよび不可避的不純物である。 製造過程で Sn、 Pb、 Cu, Mo, V, Zr， Ca， Sb， Te, As, Mg, Na, Ni , Cr, 希土類元素 （REM) 等の各種元素が不純物と して合計 0. 5%以下程度混入する場合がある'が、このよ うな不純物も本発明の効 果にとくに影響を及ぼすものではない。
( 2 ) 鋼板の特徴
' フェライ ト組織の平均結晶粒径が 12. 0 μ m以下 ：
本発明の鋼板は、ポリゴナルフェライ ト組織が主体であり （断面面積率で 80% 以上）、また該フェライ ト組織の平均結晶粒径は 12. 以下とする。すなわち、 乾電池缶用鋼板には、 加工時の肌荒れを抑制するために、 結晶粒径が微細であ ることが求められる。 具体的には、 フェライ ト組織の平均結晶粒径が 12. 0 /i m を超えると肌荒れが発生するので、 12. 0 m以下に限定する。 なお、 平均結晶粒径は、 JIS G 0552 (1998)に記載の切断法に準じて測定した 値を用いるものとし、 観察面はいわゆる L断面 （板厚方向を貫通し、 圧延方向 に沿った断面） とする。
• - 0. 20≤ Δ Γ≤0. 20 .
既に述ぺたように、 イヤリングを抑制するためには、 鋼板の A rの絶対値を 0 に近づける必要がある。 - 0. 20≤ A r≤0. 20であれば発生する耳は小さく、 ィャ リング性に優れているといえるので、 Δ rはこの範囲に限定した。
なお、 Δ rは、 下記式
厶 r■= ( r 0 + r 90— 2 X r 45) / 2
により求められる。 ここで、 r oは圧延方向の r値、 r 45は圧延方向から 45° 方向の r値、 r 90は圧延方向から 90° 方向の r値を示す。 なお、 上記の他、 本発明の鋼板はひずみ時効指数 AIが 4. 9MPa以下であること が好ましい。 AI≤4. 9MPaとすることは、 ス トレッチヤー · ス トレインの防止に 有効である。 . 上記フェライ ト組織およびその粒径、 Δ rおよび AIの値は、 前記した成分範 囲と後述の製造条件との組合せにより達成される。 なお、 本発明は冷延圧下率 70〜90%、 とくに 70〜85%とという従来 Δ rの変 動が激しい領域において、 安定して- 0. 20≤' Δ ι·≤0. 20を達成できるという、 従 来にない利点を有する。
( 3 ) 製造条件
本発明の冷延鋼板は、 例えば、 上記の成分組成を有する鋼片 （slab) を、 Ar3 変態点以上の圧延終了温度で熱間圧延し、 必要に応じ酸洗後、 圧下率 70〜90% で冷間圧延を施し、 次いで連続焼鈍ラインで 750〜800°Cあるいは 700〜800°Cの 焼鈍温度で焼鈍を行い、 必要に応じ調質圧延を施すことにより製造できる。 · 熱閬圧延の素材である鋼片は連続鎳造法で製造することが好ましく、 連続鎵 造後、 直接あるいは若干加熱してから熱間圧延してもよいし、 一旦冷却後再加 熱して熱間圧延することもできる。 苒加熱する場合の加熱温度は 1050〜1300°C の範囲とすることが好ましい。 再加熱時の加熱温度が 1050°C未満では、 設備に もよるが一般に次の熱間圧延の圧延終了温度を Ar3変靖点以上とすることが困 難になりやすく、 1300°Cを超えると、鋼片表面に生成する酸化物量が多くなり、 表面欠陥が.発生しやすぐなるためである。 熱間圧延の圧延終了温度は、 圧延後の結晶粒径を均一にしたり、 熱延後の面 内異方性を小さく したりするため、 A r 3変態点以上とする必要がある。 ここ で、 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 装置 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。 熱間圧延後の鋼板は、表面に形成されたスケールを除去した後、 70〜 90 %の圧 下率で冷間圧延される。 スケールの除去は一般に酸洗により行われる。 酸洗は 常法で行えばよい。
冷間圧延の圧下率は、 70%未満だと結晶粒径が粗大化し、加工時に肌荒れを引 き起こすため、 70 %以上とする必要がある。 圧下率の上限は、 上述のように製 造上の観点から、 85 %以下とすることが好ましく、 またこの範囲で良好な A r や結晶粒径を得られる点に本発明の特長がある。 しかしながら、 本発明鋼では 圧下率 90%までは- 0. 20≤ Δ Γ≤0. 20を確保することができるため、 圧下率の上 限は 90 %とする。 冷間圧延後の鋼板は、 連続焼鈍ラインで、 Nb量が 0. 020〜0. 030%の場合 （高 Nb 系） は 750〜800°Cの焼鈍温度で、 また、 Nb量が 0. 005%以上 0. 020%未満の場合 （低 Nb系） は 700~ 800°Cの焼鈍温度で焼鈍される。 焼鈍温度の下限を 750であるいは 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場 合があるためである。 また、 上限を 800T:としたのは、 これより高い温度では結 晶粒径が粗大化し、加工時に肌荒れを引き起こしやすくなるためである。なお、 焼鈍を連続焼鈍で行うのは、 髙生産性の製造が可能であるためである。 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 とが好ましい。
調質圧延の伸長率（伸び率）は、 上記目的を達成する範囲であれば任意である が、 通常行われる範囲である 0. 3〜2. 0%の範囲とすることが望ましい。 なお、 伸 ぴ率が過大となると鋼板が硬質化し伸びの劣化が現れ、 成形に不具合が生じる 可能性が高くなるため、 5 %を超える伸び率は避けることが望ましい。
〔鋼板の適用〕
以上により、 本発明の鋼板は製造されるが、 必要に応じて、 Niめっき、 Snめ つき、 Crめっき、 あるいはこれらの金属の合金めつきを施しても良い。 あるい は、 めっき後に拡散焼鈍を施して拡散合金めつきにしても良い。 また、 用途に 応じ、 樹脂被覆等、 その他の表面被膜を付与することも自由である。 本発明の 鋼板は成形加工に供されることが一般的であるが、 前記の各種表面処理や樹脂 被覆等を施した後、 成型加工を施しても良い。 あるいは、 成型加工した後、 各 種表面処理や樹脂被覆等を施しても良い。 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。 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 （リチウムィ オン電池、 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。 とくに直径 10〜30mm程度の円筒形に成形する （あるいはこれをさらに角筒 形に成形する） ものに、 本発明の鋼板はとくに好適に適用することができる。 電池缶を製造するにあたっては、 既に述べた、 D I成形等の種々の加工方法 が適用できる。 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〕
(害施例 1 )
表 1に示す成分組成の鋼 No. 1〜18を溶製し、連続鍚造法で鋼片（铸片）とした。 各組成について前述の式（1)〜（4)の値と分類を表 2に示す。 これらの鋼片を 1250°Cに加熱後、 これらの鋼の Ar3変態点 （最大） である 880°C以上の 900°Cで熱 間圧延を終了し、 酸洗後、 表 3に示す圧下率で冷間圧延し、 連続焼鈍ラインで 表 3に示す焼鈍温度で焼鈍を行い、 0. 5%の伸長率で調質圧延を施して鋼板 No. 1 〜33の試料を作製した。 そして、 得られた試料について、 次の方法で A r、 結晶 粒径、 AIの調查を行った。 ただし、 800°C以下あるいは設定温度で再結晶しなか つた試料については、 鋼板特性の評価は行なわなかった。
：得られた鋼板の試料から圧延方向に対して 0° 、 45° 、 90° 方向に JIS 13 号 Β引張試験片を採取し、 .JIS Ζ 2254にしたがって 0° 、 45° 、 90° 方向の r値で ある r0、 r45、 r90を測定し、 Δ r= (r0+r90 - 2r45) /2より求めた。
結晶粒径 ： 得られた鋼板の試科のフ ニライ ト組織の平均結晶粒径を JIS G 0552 (1998)に記载の切断法に準じて測定した。 上述したように、 乾電池缶に加 ェしても肌荒れが生じないために、 結晶粒径は 12. 0 m以下である必要がある。
AI :得られた鋼板の試料から圧延方向に対して 0° 方向に JIS 13号 B引張試験片 を採取し、 8. 0%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 AIを算出し、 AIが 4. 9MPa以下であれば、 耐ひずみ時効 性に優れているといえる。
AI= (恒温処理後の降伏荷重一恒温処理前.の降伏荷重）パ歪導入前の試験片平 行部の断面積） ' 結果を表 3に示す。 また、 冷間圧延時の圧下率と A rの関係を図 1に示す。 本 発明である鋼板 No. 7〜16、 18、 19、 22〜25、 27、 30、 33では、 A rが ± 0. 20以内 でィャリング性に優れており、結晶粒径が 12. 0 m以下で加工時に肌荒れが生じ ることもないことがわかる。 また、 本発明例のうち、 Nb : 0. 005%以上 0. 020%未満 の鋼板 Νο· 13~ 16、 22〜24、 30では、 700°C〜 750°C未満の焼鈍温度でも優れた特 性が得られることがわかる。 さらに、 鋼板 o. 21〜31の結果より、 Ti、 B等の適 正量は固定した範囲ではなく、 他の元素の含有量との関係を理解して制御する 必要があることがわかる。 なお、 いずれの発明例においても、 AIは 4. 9MPa以下 であり、 耐ひずみ時効性に優れていた。
なお、 例え Δ rが土 0. 20以内であっても、 結晶粒径が 12. 0 | mを超える No. 3， 6, 17, 14では絞り比 2. 0の条件で深絞り加工したところ、肌荒れが観察され た。 これに対し、 発明鋼ではいずれも同条件の深絞り加工で肌荒れは観察され なかった。
また、 No. 31は AIが 15. 5MPaとなりストレツチヤ一 ' ス トレインが加工 （前記 と同条件の深絞り） により発生したが、 発明鋼では AIは 4. 9MPa以下となり、 ス ト レツチヤー · ス ト レインも発生しなかった。 図.1には、 鋼板 No. 1〜4における、 冷間圧延時の圧下率 （横軸） と (縦軸） との関係の例を示す。 本発明の成分組成の冷延鋼板では、 冷間圧延時の圧下率 90%以下で A rを ± 0. 20の範囲内に制御できることがわかる。また、比較例（No. 1、 2)においては 85%から 70%へと圧下率を低減すると著しく Δ rが増大している が、 本発明鋼 （No. 3、 4) においてはこの領域において、 の'変動が抑制され ていることがわかる。 85 %を超え 90%へと圧下率が増加した場合の変動は本発 明鋼においても若干大きくなるが、 前述のように Δ rは ± 0. 20の範囲内を維持 している。
鋼 化学成分 (質量 ¾)
县 C Si n P S N Al Nb Ti B
† 0,0008 0.01 0.19 0.010 0.011 0.0017 0.051 0.013 0.032 0.0002
2 0.0009 0.01 0.20 0.010 0.012 0.0020 0.051 0.014 0.032 0.0009
3 0.0019 tr.* 0.21 0.008 0.010 0.0012 0.041 0.027 0.017 0.0006
4 0.0023 tr.* 0.22 0.009 0.011 0.0020 0.038 0.026 0.005 0.0014
5 0.0015 0.01 0.20 0.009 0.010 0.0034 0.040 0.015 0.010 0.0010
6 0.0017 0.01 0.14 0.009 0.003 0.0015 0.036 0.015 0.020 0.0003
7 0.0021 tr.* 0.15 0.010 0.006 0.0022 0.055 0.008 0.015 0.0004
8 0.0019 0.01 0.15 0.010 0.007 0.0035 0.030 0.01 1 0.014 0.0010
9 0.0016 0.01 0.15 0.010 0.010 0.0032 0.030 0.015 0.010 0.0004
10 0,0015 tr.* 0.17 0.008 0.01 1 0.0030 0.035 0.015 0.013 0.0004
11 0.0016 0.01 0.20 0.009 0.010 0.0027 0.051 0.012 0.008 0.0012
12 0.0016 0.01 0.15 0.009 0.003 0.0026 0.041 0.016 0.013 0.0012
13 0.0025 tr.=f= 0.19 0.010 0.010 0.0025 0.038 0.025 0.025 0.0008
14 0.0024 0.01 0.23 0.008 0.012 0.0025 0.040 0.014 0.021 0.0008
■ 15 0.0019 0.01 0.20 0.009 0.010 0.0015 0.036 0.016 0.006 0.0008
16 0.0025 tr.* 0.16 0.009 0.003 0.0015 0.055 0.014 0.006 0.0008
17 0.0020 0.01 0.27 0.008 0.01 1 0.0026 0.045 . 0.01+6 0.020 0.0008
18 0.0012 0.01 0.17 0.009 0.004 0.0014 0.042 0.007 0.010 0.0006
* tr.： 分析下限未満 (S iく 0. 008%) 2
鋼 B-C11/14) 48x(C/12
N- C/12-
1N- +N/14- 区分 備考 口 (14/48)Ti Nb/93
(14/48)Ti} Nb/93)
1 - 0.008 - -0.00007 - . 比較鋼 (低 Nb(NbGHTiN〉系）
2 -0.007 - -0.00008 - 比較鋼 (低 Nb (NbGHTiN)系）
3 -0.004 - ― 一 発明鋼 高 Nb- (TiN)系
4 0.0005 0.0010 - 一 発明鋼 高 Nb- (TiN+N)系
5 0.0005 0.0006 -0.00004 - 発明鋼 低 b (NbC)-(TiN+N)¾
6 一 0.004 一 -0.00002 一 発明鋼 低 Nb (NbGHTiN)系
7 - 0.002 - 0.00009 0.012 発明鋼 低 Nb (NbG+G)- (TiN)系
8 -0.0006 - 0.00004 0.014 発明 lij 低 Nb (NbC+C)-(TiN)系
9 0.0003 0.0002 -0.00003 一 比較鋼 (低 Nb (NbC)-(TiN+N)系）
10 -0.001 一 - 0.00004 一 発明鋼 低 Nb (NbG)- (TiN)系
1 1 0.0004 0.0009 -0.00003 - 発明鋼 低 Nb(NbGHTiN+N)系
12 -0.001 一 -0.00004 - 比較鋼 (低 Nb (NbCHTiN)系）
13 - 0.005 一 一 一 発明鋼 高 Nb-(TiN)系
14 -0.004 一 0.00005 0.011 比較鋼 低 Nb (NbG+G)- (TiN)系
15 -0.0003 一 - 0.00001 一 低 Nb(NbG)- (ΤίΝ)系
16 -0.0003 - - 0.00006 0.011 比較鋼 低 Nb(NbG+GHTiN)系
17 -0.0024 一 -0.00004 一 i¾ Mn
比較鋼
低 Nb (NbCHTiN)系
18 • -0.002 一 0.00002 0.006 発明鋼 低 Nb (NbC+C)-(TiN)系 表 3
鋼板 鋼 冷間圧延の 焼鈍温度 結晶粒径（
ΔΓ 備考 区分
No. No. 圧延率（54) (。C) m)
1 1 70 780 0.71 17.0 比較例
2 1 80 780 0.65 16.5 比較例
3 1 90 780 0.03 15.0 比較例
4 2 70 810 0.69 14.8 比較例
5 2 80 810 0.35 14.0 比較例
6 2 90 810 -0.08 13.0 比較例
7 3 70 780 0.08 11.0 発明例
8 3 80 780 0.20 10.9 発明例
9 3 90 780 -0.20 10.0 発明例
10 4 70 800 0.17 11.6 発明例
11 4 80 800 0.16 9.0 発明例
12 4 90 800 -0.12 9.0 発明例'
13 5 85 730 0.18 11.0 発明例
14 6 . 80 750 0.15 11.5 発明例
15 7 85 720 0.12 11.0 発明例
16 8 80 720 0.15 10.5 発明例
17 6 65 750 0.18 12.2 比較例
18 6 70 750 0.15 11.5 発明例
19 6 90 750 -0.15 11.0 発明例
20 6 92 750 -0.22 10.5 比較例
21 9 80 750 0.25 11.5 比較例
22 10 85 750 0.15 11.0 発明例
23 11 70 740 0.18 11.0 発明例
24 11 85 740 0.18 10.0 発明例
25 11 90 740 - 0.15 9.8 発明例
26 12 80 800 - - 800°C以下で再
比較例 結日ョせ" "9
27 13 80 750 0.10 9.8 発明例
28 13 80 730 一 - 再結晶せず 比較例
29 14 80 750 0.15 12.3 比較例
30 15 80 740 0.10 11.0 発明例 加工時にストレッチ
31 16 80 750 0.15 11.2 比較例 ヤ- 'ストレイン発生
32 17 80 800 - - 800°C以下で再
比較例 ΒΗΗΙΞ:
33 18 80 740 0.15 11.5 発明例 産業上の利用の可能性
本発明により、 冷間圧延の圧下率が 85%以下でも、確実にフェライ ト組織の平 均結晶粒径が 12. 0 /Z m以下で、- 0. 20≤ Δ Γ≤0. 20が得られるィャリング性に優れ た冷延鋼板を製造できるようになった。本発明の冷延鋼板は、また、 ΑΙが 4. 9MPa 以下で耐ひずみ時効性に優れている。

Claims

請求の範囲 質量％で、
C:0.0040%以下、 Si:0.02%以下、
Mn:0.14~0.25% P:0.020%以下、
S:0.015%以下、 N:0.0040%以下
A1:0.020— 0.070%
Nb:0.020— 0.030%、
Ti:0.005〜0.030%、
および下記の式（1)あるいは式（2)を満足する Bを含み、
残部が Feおよび不可避的不純物からなり、
フ ライ ト組織の平均結晶粒径が 12.0/ m以下で、
r値の面内異方性 Arが- 0.20≤ Δ r≤ 0.20である冷延鋼板；
(A) N- (14/48)Ti>0の場合、
0.0003≤B-(11/14) {N-(l4/48)Ti}≤0.0010 · · · (1)
(B) N- (14/48)Ti≤0の場合、
0.0003≤B≤0.0010 · · · (2)
ただし、 式（1)、 （2)中の元素記号は、 各元素の含有量（質量。 /。）を表す。
2. 質量 °/。で、
C: 0.0040%以下、 Si :0.02%以下、
Mn:0.14〜0.25%、 P:0.020%以下、
S:0.015%以下、 N:0.0040%以下、
Al:0.020〜0.070%、
Nb:0.005%以上 0.020%未満、 ' 下記の式（3)あるいは式（4)を満足する Ti、 および
下記の式（1)あるいは式（2)を満足する Bを含み、
残部が Feおよび不可避的不純物からなり、
フェライ ト組織の平均結晶粒径が 12· 0 /X m以下で、
r値の面内異方性 Arが- 0.20≤ Δ r≤ 0.20である冷延鋼板；
(A) N- (14/48)Ti〉0の場合、
0.0003≤B-(11/14) {N-(14/48)Ti}≤0.0010 · · ■ (!) (B) N- (14/48) Ti≤0の場合、
0. 0003≤B≤0. 0010 · · · (2)
(a) C/12- Nb/93≤0の場合、
0. 005≤Ti≤ 0. 020 · · · (3)
(b) C/12- Nb/93>0の場合、
48 X { (C/12+N/14) -Nb/93}≤ Ti≤ 0. 020 ■ · ■ (4)
ただし、 式（1)〜（4)中の元素記号は、 各元素の含有量（質量％)を表す。
3 . 請求項 1に記載の成分組成を有する鋼片を、
A r 3変態点以上の圧延終了温度で熱間圧延し、
圧下率 70〜90%で冷間圧延を施し、 '
次いで連続焼鈍ラインで 750〜800°Cの焼鈍温度で焼鈍を行う、
フェライ ト組織の平均結晶粒径が 12. 0 μ m以下で、- 0. 20 Δ r≤ 0. 20である冷 延鋼板の製造方法。
4 . 請求項 2に記載の成分組成を有する鋼片を、
A r 3変態点以上の圧延終了温度で熱間圧延し、
圧下率 70〜90%で冷間圧延を施し、
次いで連続焼鈍ラインで 700〜800°Cの焼鈍温度で焼鈍を行う、
フェライ ト組織の平均結晶粒径が i2. m以下で、 -0. 20≤ Δ ι·≤0. 20である冷 延鋼板の製造方法。
5 . 請求項 1または 2に記載の鋼板を成形してなる電池缶を有する電池。
6 . 請求項 1または 2に記載の鋼板に深絞り加工を施して電池'缶に成形する 工程を有する、 電池の製造方法。
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