加工性优异的冷轧钢板及其制造方法与流程

本发明涉及一种冷轧钢板及其制造方法，所述冷轧钢板用于电动汽车的电池壳用圆筒罐等中，更详细而言，涉及一种高温特性和常温加工性优异的冷轧钢板及其制造方法。

背景技术：

就用于一次电池的电池壳的圆形罐而言，为了承受作为电池内容物加入的碱性特性，根本上需要耐蚀性，因此通常对钢板实施镍(ni)镀覆等。

近来，电池罐用材料不仅用于一次电池，而且作为包含诸如手机的移动用设备、电动工具用设备的电动汽车领域等的二次电池用电池壳材料广泛使用。

如上所述，随着电池壳用材料的使用环境的多样化，用于改善电池壳的特性及提高电池壳的寿命的需求日益增加。并且，正推进开发的技术为，为了通过增加填充剂的容量来提高电池能力而使壳主体部更加变薄同时确保稳定性的技术。

近年来，随着利用钢铁的电池壳的适用用途扩大到汽车产业，对于确保罐的稳定性的特性改善，尤其对于高温特性的需求也日益增加。在节省成本及提高生产性方面考虑，正在努力进行的工作为将圆形罐形状的钢板适用于电动汽车或混合动力汽车领域中的使用现有的不锈钢或铝等材料的电池壳用电池单元(cell)。即，这些电池壳产品会在使用环境中瞬间暴露于数百度(℃)的高温下，因此需要在根本上确保在高温条件下能够承受的耐热特性。

可以通过多种方法来评价耐热特性，例如，电动汽车制造商中使用以下方法，即将电池填充于电池壳后加热至600℃左右的温度并对电池单元的稳定行进行评价的方法，因此一定温度下的耐热特性成为重要的管理因素。

并且，汽车行驶时因局部温度上升而电池单元部分劣化，从而可对汽车行驶带来影响，因此为了防止这种现象，还需要对高温下的变形特性进行严格管理。在这种观点上，耐下垂性也被认为重要的管理因素。下垂性是指因反复暴露于高温的材料的材质变化所引起的下垂现象(sagging)的特性。如果发生这种现象，则难以保持成型部的形象，当热应力集中于特性部位时，高温耐力下降，导致产品形象变形，或者，严重时会发生断裂，因此为了通过确保加工品的形状冻结性来确保配件的稳定性，就电动汽车的电池壳用途的情况而言，在配件的管理温度600℃下的高温强度需要满足110mpa以上，材料下垂需要满足0.05mm以下，还需要抑制高温下固溶元素等所带来的动态变形实效现象。

过去主要使用了不锈钢板作为耐热用途，但是不锈钢板中添加了大量的cr、ni等高价的合金元素，因此不仅制造费用高，而且适用于高温时，晶界的cr与c结合而以铬-碳化物的形式析出于晶界，从而在生成的cr枯萎区(chromiumdepletedzone)部位发生晶界腐蚀，使耐蚀性降低。

另外，就使用于汽车的电池壳而言，相同的加工品以层叠的形式放置在限定的空间中，成型时需要进行拉拔及拉伸加工等多段加工工序，因此除了所述高温特性以外，常温下的加工性也是重要的管理因素。即，碱性锰干电池或锂电池的电池壳等的材料由2-块(piece)圆形罐制成，其中通过冲压成型加工成圆筒形的所谓的罐的下部和主体部分加工成一体型。这种情况下需要经过以下工序，即，将0.3mm左右的材料冲压(punching)成圆形原坯(blank)，同时深拉成型为圆筒形的工序，以及将所述深拉的材料经过多个引伸(ironing)用摸具而使厚度变薄并使罐的高度变高的引伸加工工序。如此地，对于2-块电池壳用材料，在制造工序中可通过引伸加工能够使得壳主体(body)部的厚度比原板更薄，通过此工序最终壳主体的厚度比原板变薄20～40％。例如，制造如上所述的电池罐的现有技术有专利文献1中公开的技术。

并且，专利文献2中公开了利用中低碳钢通过两次轧制来提高材料的强度，从而提高电池罐的密封性的方案。

然而，通过该方案也无法解决有关电动汽车用电池壳等所需的在高温即600℃下确保强度及抑制动态变形时效的问题，并且从原板的制造工序方面考虑也存在增加两次轧制工序而额外增加制造成本的问题。

(现有技术文献)

(专利文献1)日本公开专利公报特开昭58-176861

(专利文献2)日本公开专利公报日本特开平11-189841

技术实现要素：

要解决的技术问题

本发明的优选的一方面的目的在于，提供一种高温特性和常温加工性优异的冷轧钢板。

本发明的优选的另一方面的目的在于，提供一种以低成本制造高温特性和常温加工性优异的冷轧钢板的方法。

技术方案

根据本发明的优选的一方面，提供一种加工性优异的冷轧钢板，以重量％计，所述冷轧钢板包含：c:0.0005～0.003％、mn:0.30～0.70％、al:0.02～0.10％、p:0.003～0.020％、n:0.002～0.006％、s:0.015％以下(包括0％)、v:0.01～0.05％、b:0.0005～0.0035％、w:0.04～0.10％、余量的铁(fe)和其他不可避免的杂质，并且用下述关系式(1)表示的对于所述v和b的c和n的有效原子比为0.00009～0.00069，

[关系式1]

(v*1.2b)/(c+n)

(其中，原子比＝(v重量％/51)*1.2(b重量％/11)/{(c重量％/12)+(n重量％/14)})；

以面积％计，微细组织包含95％以上的多边形铁素体和5％以下(0％除外)的针状铁素体，并且包含0.01～0.10μm大小的(v,b)(c,n)析出物。

所述冷轧钢板可以包含镀层。

所述冷轧钢板可以包含fe-ni合金化镀层，优选可以包含以面积％计为5～25％的fe-ni合金化镀层。

根据本发明的优选的另一方面，提供一种加工性优异的冷轧钢板的制造方法，其包括以下步骤：板坯加热步骤，对钢坯进行加热，以重量％计，所述钢坯包含：c:0.0005～0.003％、mn:0.30～0.70％、al:0.02～0.10％、p:0.003～0.020％、n:0.002～0.006％、s:0.015％以下(包括0％)、v:0.01～0.05％、b:0.0005～0.0035％、w:0.04～0.10％,、余量的铁(fe)和其他不可避免的杂质，并且用下述关系式(1)表示的对于所述v和b的c和n的原子比为0.00009～0.00069，

[关系式1]

(v*1.2b)/(c+n)

(其中，原子比＝(v重量％/51)*1.2(b重量％/11)/{(c重量％/12)+(n重量％/14)})；

热轧步骤，在900～950℃的精轧温度条件下对加热的板坯进行热轧而获得热轧钢板；

收卷步骤，在560～680℃下对所述热轧钢板进行收卷；

冷轧步骤，对所述热轧钢板进行冷轧而获得冷轧钢板；以及

热处理步骤，对所述冷轧钢板加热至680～780℃的温度，然后以40～70℃/秒的冷却速度进行冷却。

所述冷轧钢板的制造方法可以进一步包括镀覆步骤，在所述冷却步骤中冷却的冷轧钢板上形成镀层。

所述冷轧钢板的制造方法可以进一步包括：镀覆步骤，在所述冷却步骤中冷却的冷轧钢板上形成镀层；以及合金化热处理步骤，对镀层进行合金化处理而获得合金化镀层。

所述冷轧钢板的制造方法可以进一步包括：ni镀覆步骤，在所述冷却步骤中冷却的冷轧钢板上形成ni镀层；以及合金化热处理步骤，对ni镀层进行合金化处理而获得fe-ni合金化镀层。

优选通过实施所述ni镀层的合金化处理步骤以方式，以形成以面积％计为5～25％的fe-ni合金化镀层。

发明效果

根据本发明优选的方面，与不锈钢板相比，能够以低成本制造，并且在诸如引伸(ironing)及深拉(deepdrawing)的多种加工工序中具有优异的常温加工性，在高温下不发生动态变形时效现象，而且高温强度和高温变形特性突出，从而能够确保高温下使用的产品的形状冻结性，因此能够制造产品稳定性高且具有高耐热特性的加工用冷轧钢板。

附图说明

图1表示600℃下对发明材料2及比较材料6进行高温拉伸时的变形-应力曲线，(a)表示发明材料2，(b)表示比较材料6。

最佳实施方式

以下，对本发明的冷轧钢板进行详细说明。

本发明的发明人为了以低成本获得满足引伸性、弯曲性、深拉性等多种常温加工特性、抗老化性能以及耐蚀性，并且在600℃下同时满足110mpa以上的高温强度及3mm以下的下垂特性等高温特性的钢板，反复进行了研究和实验，并完成了本发明。

本发明的主要概念如下。

1)通过适当控制钢成分及成分范围，能够确保优异的常温特性和高温特性。

2)通过适当控制对于v和b的c和n的有效原子比，形成微细的(v,b)(c,n)系复合析出物，从而能够控制高温下的强度和变形行为，并且能够确保常温下的抗老化性能和加工性。

3)通过控制钢板的微细组织不仅能够确保优异的常温特性，而且能够确保优异的高温强度和高温特性。

4)通过适当控制冷轧钢板的热处理条件，能够确保钢板的适当的微细组织。

5)根据需要而在钢板表面上形成镀层或/和合金化镀层，由此能够确保优异的耐蚀性。尤其，例如，相对于电池内容物的碱性成分能够确保优异的耐蚀性。

以下，对根据本发明的一方面的冷轧钢板进行说明。

以重量％计，根据本发明的一方面的冷轧钢板包含：c:0.0005～0.003％、mn:0.30～0.70％、al:0.02～0.10％,、p:0.003～0.020％、n:0.002～0.006％、s:0.015％以下(包括0％)、v:0.01～0.05％、b:0.0005～0.0035％、w:0.04～0.10％、余量的铁(fe)和其他不可避免的杂质；并且用下述关系式(1)表示的对于所述v和b的c和n的有效原子比为0.00009～0.00069；

[关系式1]

(v*1.2b)/(c+n)

(其中，原子比＝(v重量％/51)*1.2(b重量％/11)/{(c重量％/12)+(n重量％/14)})，

以面积％计，微细组织包含95％以上的多边形铁素体及5％以下(0％除外)的针状铁素体；并且包含0.01～0.10μm大小的(v,b)(c,n)析出物。

首先，对本发明的成分及成分范围的限定理由进行说明。(以下，将重量％简单标记为％)

碳(c):0.0005～0.003％

碳(c)是为了提高钢板的强度而添加的元素，其在本发明中主要通过与形成碳化钒系析出物的v的反应而被消耗。随着c的添加量的增加，拉伸强度及屈服强度增加，但添加过多的c时，会导致加工性下降，因此其上限优选为0.003％。但是，如果c的添加量小于0.0005％，则无法充分获得充分的(v,b)(c,n)系的复合析出物所带来的高温下的强化效果，并且晶粒大小增大，成型时可能会诱发诸如橘皮皱(orangepeel)的加工缺陷，因此c的含量限定为0.0005～0.003％。优选地，碳(c)含量可以为0.0007～0.0027％。

锰(mn)：0.3～0.7％

锰(mn)不仅是代表性的奥氏体稳定化元素，而且是固溶强化元素，并且是通过提高钢的强度并将s析出为mns形状来防止板坯的热龟裂的元素。为了得到这种效果需要添加0.30％以上的mn。另一方面，如果大量添加mn，会降低延展性并发生中心偏析，而且成为钢板的耐蚀性及ni镀覆时的镀覆黏附性下降的原因，因此其上限限定为0.70％。优选地，锰(mn)的含量可以为0.35～0.65％。

铝(al):0.02～0.10％

铝(al)是为了钢水的脱酸而添加的元素。为了通过其与钢中的固溶氮结合来改善老化特性，需要含有0.02％以上的al。

然而，如果添加0.1％以上的al，则al的效果饱和，并且钢中的夹杂物的量增加，成为诱发表面缺陷及降低成型性的原因，因此al的含量限定为0.02～0.10％。优选地，铝(al)的含量可以为0.025～0.085％。

磷(p):0.003～0.020％

磷(p)为提高钢的强度及耐蚀性的元素，为了确保这些特性优选含有0.003％以上的磷(p)，但是当其含量超过0.020％时，不仅发生晶界偏析所带来的晶界脆化及加工性降低，而且镀覆ni等时黏附性变差，因此p的含量限定为0.003～0.020％。

氮(n):0.002～0.006％

氮(n)为以固溶状态存在于钢内部且对材质强化有效的元素，如果n含量小于0.002％，则无法获得充分的刚性，并且析出物形成位点会减少，如果n含量超过0.006％，则因过多的固溶元素而成为时效的原因，从而产生硬化而成为成型性恶化的主要原因，因此n的含量限定为0.002～0.006％。优选地，氮(n)的含量可以为0.0020～0.0050％。

硫(s):0.015％以下(包含0％)

硫(s)与钢中的fe结合而形成起到腐蚀起始点的作用的非金属夹杂物，并且成为红热脆性(redshortness)的原因，优选地，尽可能减少s含量，因此，s的含量限定为0.015％以下。但是，为了确切确保所述效果，优选管理为0.012％以下。

钒(v):0.01～0.05％

钒(v)为对增加钢板强度和晶粒微细化有效的元素，其在本发明中与钢中的固溶c和n结合形成v(c,n)系复合析出物，从而改善时效性和成型性，并且，通过这些微细析出物的析出来抑制高温下的铁素体晶粒的生长，从而提供晶粒的微细化效果。为了获得如上所述的效果，优选含有0.01％以上的v，但是如果v含量超过0.05％，则材质硬化，热处理工序的操作性下降，并且使钢板的表面特性劣化，因此优选将v的含量限定为0.01～0.05％。优选地，钒(v)的含量可以为0.015～0.050％。

硼(b):0.0005～0.0035％

硼(b)为提高淬透性的元素，是以固溶状态存在于钢时通过抑制高温下的晶粒生长而改善高温特性的元素。为了确保如上所述的效果，需要添加0.0005％以上的b，但是如果添加0.0035％以上的b，则延迟再结晶，从而会使钢板通板性变差，加工性恶化，因此b的添加量限定为0.0005～0.0035％。优选地，b的含量可以为0.0008～0.0030％。

钨(w):0.04～0.10％

钨(w)是以提高高温物理性质及耐蚀性作为目的而添加的元素。为了确保如上所述的效果，需要0.04％以上的w，但是w的含量超过0.10％时会恶化轧制性等操作性，因此，w含量限定为0.04～0.10％。优选地，钨(w)的含量可以为0.040～0.095％。

(v*1.2b)/(c+n)的有效原子比:0.00009～0.00069

就v和b而言，虽然单独管理也很重要，但是通过将对于c和n的v和b的有效原子比(v*1.2b)/(c+n)保持在规定范围内来控制(v,b)(c,n)系复合析出物的析出条件，从而同时确保常温抗老化性能、加工性、高温强度及高温变形行为也是非常重要。

当(v*1.2b)/(c+n)有效原子比小于0.00009时，钢中的固溶元素量增加，导致常温抗老化性能及加工性劣化，并且由于(v,b)(c,n)系复合析出物的析出量少，因此可能会无法抑制高温强度、高温下的动态变形时效现象。另一方面，如果有效原子比值超过0.00069，则因微细析出物而再结晶温度上升，钢板通板性变差，并且可能会使表面特性劣化，降低后工序的操作性，因此，(v*1.2b)/(c+n)的有效原子比值限定为0.00009～0.00069。优选地，(v*1.2b)/(c+n)的有效原子比值可以为0.00010～0.00065。

根据本发明的一方面的冷轧钢板包含如上所述的成分的同时还包含余量fe及其他不可避免的杂质。根据需要，可以进一步添加合金元素以提高本冷轧钢板的特性，并且不能解释为添加了本发明的实施例中没有公提出的合金元素而排除在本发明的范围之外。

以面积％计，根据本发明的一方面的冷轧钢板的微细组织包含:95％以上的多边形铁素体及5％以下(0％除外)的针状铁素体。

以面积％计，当所述多边形铁素体的分数小于95％时，难以确保高温特性尤其高温强度，当针状铁素体分数超过5％时，因材质硬化而常温加工性变差，从而在制造具有适当的形状的拉拔材料方面存在问题，因此需要管理适当的相分数。

根据本发明的一方面的冷轧钢板包含0.01～0.10μm大小的(v,b)(c,n)析出物。

当所述析出物的大小小于0.01μm时，在抑制晶粒生长方面来说是优选的，但是会使再结晶温度上升，导致钢板通板性劣化。另一方面，当析出物的大小超过0.10μm而粗大析出时，存在无法确保高温物理性质的问题，因此析出物的大小限定为0.01～0.10μm范围。

所述冷轧钢板可以包含单层或复层的镀层、单层或复层的合金化镀层或镀层与合金化镀层的复层。

就所述镀层及合金化镀层而言，只要能够确保耐蚀性，对其种类没有特别限制，优选将单层或复层的镀层和/或对该镀层进行热扩散而获得的合金化镀层形成于钢板的两面。

优选地，所述冷轧钢板可以包含fe-ni合金化镀层，更优选地，以面积％计，可以包含5～25％的fe-ni合金化镀层。

例如，适用于电池壳用钢板时，钢板的两面可以包含fe-ni合金化镀层，优选地，以面积％计，可以包含5～25％的fe-ni合金化镀层。这种情况下，能够确保对于电池内容物的碱性成分的优异的耐蚀性。形成在所述两面的fe-ni合金化镀层是通过对ni镀层进行合金化处理来获得，此时，两面的ni镀层的厚度分别优选为1～5μm。

以下，对根据本发明的优选的另一方面的加工性优异的冷轧钢板的制造方法进行说明。

根据本发明的另一方面的冷轧钢板的制造方法包括:板坯加热步骤，对钢坯进行加热，以重量％计，所述钢坯包含：c:0.0005～0.003％、mn:0.30～0.70％、al:0.02～0.10％、p:0.003～0.020％、n:0.002～0.006％、s:0.015％以下(包括0％)、v:0.01～0.05％、b:0.0005～0.0035％、w:0.04～0.10％、余量的铁(fe)和其他不可避免的杂质；并且用下述关系式(1)表示的对于所述v和b的c和n的有效原子比为0.00009～0.00069，

[关系式1]

(v*1.2b)/(c+n)

(其中，原子比＝(v重量％/51)*1.2(b重量％/11)/{(c重量％/12)+(n重量％/14)})；

热轧步骤，在900～950℃的精轧温度条件下对加热的板坯进行热轧而获得热轧钢板；

收卷步骤，在560～680℃下对所述热轧钢板进行收卷；

冷轧步骤，对所述热轧钢板进行冷轧而获得冷轧钢板；以及

热处理步骤，用680～780℃的温度对所述冷轧钢板进行加热后，以40～70℃/秒的冷却速度进行冷却。

板坯加热步骤

对如上所述的成分组成的钢坯进行热轧前进行加热。

对于钢坯的加热温度没有特别限定，例如，钢坯加热温度优选为1180～1280℃。

热轧步骤

在热轧步骤中，对在板坯加热步骤中加热的板坯进行热轧，以获得热轧钢板。

热轧时的精轧温度优选为900～950℃。

如果精轧温度小于900℃，则热轧在相对低温区域中结束，从而最终形成的晶粒发生混粒化，导致加工性及轧制性下降，如果精轧温度超过950℃，则厚度整体上没有实现均匀的热轧而晶粒微细化不充分，从而存在晶粒粗大化所带来的冲击韧性下降的问题，因此精轧温度优选限制为900～950℃。

收卷步骤

在输出辊道等中冷却热轧步骤中获得的热轧钢板后进行收卷。收卷时的收卷温度优选为560～680℃。

如果收卷温度小于560℃，则热轧材料的材质稍微硬化，导致在下一个工序的冷轧步骤中轧制负荷变大，难以确保轧制性，并且在宽度方向上发生严重的温度不均匀，低温析出物的析出样态改变，因此可能会成为材质偏差及加工性下降的原因。另一方面，如果在超过680℃的温度进行收卷，则最终产品的晶粒粗大化，可能会恶化高温强度及耐蚀性，因此，收卷温度优选限制为560～680℃。

冷轧步骤

在冷轧步骤中，对所述热轧钢板以目标厚度进行冷轧，以获得冷轧钢板。冷轧前可以对热轧钢板进行酸洗。

冷轧时的压下率优选为80％以上，更优选的压下率为85％以上。

冷轧后的冷轧钢板的厚度优选为0.1～0.4mm，更优选地，冷轧钢板的厚度为0.16～0.4mm。

热处理步骤

在热处理步骤中，以680～780℃的温度对冷轧钢板进行加热后，以40～70℃/秒的冷却速度进行冷却。

当均热温度小于680℃时，再结晶的晶粒的分数低而强度高，另外延展性降低，从而无法确保加工性。另一方面，如果以超过780℃的温度进行均热处理，则再结晶结束，且有利于确保针状铁素体组织的相变驱动力，但是会诱发对于极薄材料等的高温处理所带来的诸如热瓢曲(heatbuckle)的缺陷，从而成为降低钢板通板性的原因，因此均热温度优选管理为680～780℃。

以40～70℃/秒的冷却速度冷却所述加热的钢板。

如果以小于40℃/秒的冷却速度对钢板进行冷却，则可确保的针状铁素体晶粒的分数变低，在高温下发生晶粒生长，因此难以确保高温强度和高温特性。另一方面，当冷却速度超过70℃/秒时，发生强度提高所带来的加工性劣化和宽度方向上的冷却不均匀所带来的形状及材质偏差，因此冷却速度优选限定为40～70℃/秒。

冷却时的冷却终止温度优选为450～350℃。

当所述所述冷却终止温度小于350℃时，存在难以控制材料形状的问题，因此会降低后续的工序的操作性，当冷却终止温度超过450℃时，由于抑制了固溶碳的析出，因此使高温抗老化性能变差。

通过根据本发明的另一方面的冷轧钢板的制造方法制造的冷轧钢板可以包含0.01～0.10μm大小的(v,b)(c,n)析出物。

当所述析出物的大小小于0.01μm时，在抑制晶粒生长的方面是优选的，但是会提高再结晶温度，使钢板通板性劣化。另一方面，当析出物大小超过0.10μm的粗大析出时，无法确保高温物理性质。

镀覆步骤及合金化热处理步骤

所述冷轧钢板的制造方法可以进一步包括镀覆步骤，所述镀覆步骤为在所述冷却步骤中冷却的冷轧钢板上形成镀层。

所述冷轧钢板的制造方法可以进一步包括：镀覆步骤，在所述冷却步骤中冷却的冷轧钢板上形成镀层；以及合金化热处理步骤，对镀层进行合金化处理以获得合金化镀层。

对所述镀覆步骤和合金化热处理步骤不作特别限定。

例如，用于形成镀层的镀覆方法有热浸镀覆法和电镀法等，其中优选使用电镀法。

所述冷轧钢板的制造方法可以进一步包括：ni镀覆步骤，在所述冷却步骤中冷却的冷轧钢板上形成ni镀层；以及合金化热处理步骤，对ni镀层进行合金化处理，以获得fe-ni合金化镀层。

优选通过实施所述ni镀层的合金化处理步骤，以形成以面积％计为5～25％的fe-ni合金化镀层。

fe-ni合金化镀层的合金化层的分数与材料的耐蚀性和表面硬度具有密切的关系，因此需要确保适当的合金化层分数。

当fe-ni合金化镀层的合金化层的分数小于5％时，合金化度低，镀覆材料的表面材质硬化，从而成为使加工模具的寿命劣化的原因。另一方面，当fe-ni合金化镀层的合金化层的分数超过25％时，有利于提高模具寿命，但是存在使表面层的耐蚀性劣化的问题，因此适当的合金化率优选限定为5～25％。

所述ni镀层的合金化处理步骤优选在650～750℃的温度范围实施。

例如，所述合金化热处理可以实施3秒以下的短时间。

当合金化热处理温度小于650℃时，无法确保所需的合金化分数，因此使电池壳等的加工性变差，当合金化热处理温度超过750℃时，有利于确保镀层的合金化分数，但是镀覆材料的表面晶粒生长异常，从而成为使加工性和耐蚀性劣化的原因，因此电镀材料的合金化热处理温度优选限定为650～750℃。

例如，对于通过多段拉拔制得的电池壳用圆形管，有冲压成型后实施ni镀覆的后镀覆法和对ni镀覆钢板进行冲压成型的先镀覆法等两种镀覆法，本发明能够适用两种处理方法中的任一种镀覆法，并且能够发挥相同的效果。

具体实施方式

以下，通过实施例对本发明进行更具体的说明。

[实施例]

在下述表2的工序条件下，对以下述表1中的组成溶解而制造的发明钢(1-4)和比较钢(1-5)进行操作，以制造镀覆钢板[发明材料(1-7)和比较材料(1-10)]，然后对制得的所述各钢板材料进行常温及高温下的特性评价，并将其结果表示在下述表3中。此时，最终钢板的厚度为0.30mm。其中，实施ni镀覆后，在下述表2的合金化处理温度下进行了合金化处理。

下面表3中记载的特性中的高温老化(aging)特性是在600℃下维持15分钟后实施高温拉伸试验时，发生动态变形时效的标记为发生高温老化，没有发生动态变形时效的标记为未发生高温老化。

另外，图1示出在600℃下实施高温拉伸试验时没有发生动态变形时效的发明材料2[图1的(a)]及发生动态变形时效的比较材料6[图1的(b)]的高温拉伸试验一览表。图1中，发明材料2在高温下的拉伸试验中随着变形的增加显示出均匀的应力变化。相反，诸如比较材料6在应力-变形曲线中随着变形的增加显示出锯齿形状的应力变动行为，这种现象是由动态变形时效引起的，如果发生这种现象，则热冲击时根据局部的变形增加发生断裂现象。

并且，耐下垂性试验:是利用热处理设备在600℃下对全长250mm、宽度30mm的材料进行100小时的加热后测量钢板的下垂，如果其下垂程度小于3mm，则判定为良好(o)，如果为3mm以上，则判定为不良(x)。

并且，在600℃下实施高温拉伸试验，如果高温强度小于110mpa，则判定为不良(x)，如果为110mpa以上，则判定为良好(o)。加工性试验中，在拉拔比(材料原坯直径/拉拔模直径)为1.85的条件下进行常温拉拔加工时的耳形(ear)发生率为2.5％以上或发生加工龟裂(crack)时判定为不良(x)。

另外，对于电镀的加工品的耐蚀性评价是通过盐雾试验(saltspraytest，sst)进行了评价，如果12小时以内发生红锈，则标记为不良(x)，如果没有发生红锈，则标记为良好(o)。

表1

其中，原子比＝(v重量％/51)*1.2(b重量％/11)/{(c重量％/12)+(n重量％/14)}。

表2

表3

(所述表3中，p.f表示多边形铁素体，p.f以外的微细组织为针状铁素体。)

如所述表3所示，满足本发明的范围的发明材料(1-4)通过适当控制(v,b)(c,n)系复合析出物的大小等，在高温下的材质评价中没有发生动态变形时效，高温强度为110mpa以上，耐下垂性良好。

并且，在壳加工步骤的常温加工试验中，由拉拔引起的耳形发生率小于3％，并且没有发生加工缺陷，从而能够知道常温加工性优异。

并且，加工品的盐雾试验中，所述发明材料(1-4)满足合金化度5～25％的水平，因此进行盐雾试验时，即使经过12小时也没有发生红锈，从而能够确保目标耐蚀性。

另一方面，可以知道，即使是所述表1的钢成分等满足本发明的范围的发明钢，但是所述表2的工序条件中一部分超出本发明的范围的比较材料(1-5)的大部分析出物大小出现差异，或者没有进行再结晶，因此不具备优异的高温特性，且加工性和抗老化性能出现不良的情况也较多。

并且，可以知道，虽然所述表2的工序条件满足本发明的范围，但是所述表1的钢成分v、b、w等超出本发明的范围的比较材料(6-10)，其析出物大小及镀层的合金化分数超出本发明的范围，常温及高温特性出现不良的情况较多。

其中，就比较材料(6)而言，ear发生率为2.24％，并且拉拔加工时没有发生加工断裂，加工性良好，但是合金化率低，无法确保耐蚀性，在600℃下的高温特性整体上不良，这是由于v、w等成分添加量低于本发明钢的组成范围，因此(v,b)(c,n)系复合析出物的形成效果降低。另外，比较材料(7-10)的钢中固溶元素量多，导致常温加工性不良，而且高温特性也无法确保目标值，因此难以同时满足常温加工性和高温特性。

归根到底，通过优化钢的成分条件和制造工序的条件而形成适当大小的(v,b)(c,n)系复合析出物，并且在合金化工序中确保合金层分数，从而能够利用其以低成本制造同时满足耐蚀性和加工性的加工用高耐热冷轧钢板。

所述实施方式是一个示例，本发明并不限定于此。具有与本发明的权利要求书中记载的技术思想实质相同的构成并达到相同效果的任何技术均包含在本发明的技术范围中。