本发明涉及一种可用于二次电池的电池壳体用罐等的冷轧钢板及其制造方法，更详细地，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：
：：用于一次电池的电池壳体的圆形钢(steel)罐需要具备根本性的耐腐蚀性以承受作为电池内容物添加的碱性特性，因此在钢板上镀覆镍(ni)或铜(cu)。近年来，电池壳体用材料不仅用于一次电池中，而且还广泛用作诸如手机的移动设备、电动工具、储能装置及电动车辆领域等执行充电和放电的二次电池用电池壳体材料。如上所述，随着使用钢板的电池壳体用材料的使用环境的多样化，对改善电池壳体的特性及提高寿命的需求不断增加。并且，正在积极促进如下技术的研发，即，进一步减小壳体主体部的厚度以增加填充物的容量并提高电池能力，同时确保安全性。最近，随着利用钢铁的电池壳体的应用从移动设备领域扩展到车辆领域，对改善确保壳体安全性的特性，尤其是对高温物理性质的需求不断增加。在电动车辆或混合动力车辆领域中，以往电池壳体单元(cell)材料使用不锈钢或铝等，然而从节省成本和提高生产性方面考虑，正积极研讨并推进采用利用钢铁的圆形电池壳体单元。对于作为电池壳体的新应用的车辆用电池而言，从使用环境来看，电池会暴露在瞬间达到几百度(℃)的高温中，因此从操作安全性方面考虑，需要先确保能够应用于高温环境中的耐热特性。可通过多种方法评价耐热特性，例如，引领电动车辆市场的制造商会采用如下方法，即，将电池装入电池壳体单元中后快速加热至600℃左右的温度，并检查电池单元的断裂特性，从而评价电池的安全性。每个制造商的评价方法均不同，但是为满足上述要求的材料制造商的努力是聚集的。此外，电动车辆行驶时，如果电池壳体部分因局部温度上升而劣化并发生变形，则会影响车辆行驶，因此，为防止上述情况，需同时严格管理在高温中的应变特性。从上述观点来看，抗凹陷性也可被誉为重要的管理因素。凹陷(sag)性是指暴露在高温中的部件或材料受反复的热历史而材料劣化，从而产生材料或部件下陷(sagging)的现象。在高温下产生部件下陷现象时，难以保持成型部的形状，并且热应力集中在特定部位时，耐高温性降低，壳体变形，或者严重时壳体部分会发生断裂，并且可演变为壳体连续断裂，因此为了通过确保加工品的形状冻结性而确保部件的稳定性，需要满足部件在管理温度下，如用于电池壳体时，通常在600℃下的高温强度为110mpa以上，材料的下陷为3mm以下。此外，为了抑制加工缺陷，需要在保持高温时防止由钢中的固溶元素等引起的动态应变时效现象。过去，作为耐热用途，主要使用了不锈钢钢板，然而不锈钢钢板由于添加大量的铬(cr)和镍(ni)等昂贵的合金元素，制造成本较高，而且在高温中使用不锈钢钢板时，晶界的铬与碳(c)结合，在晶界以碳化铬形态析出而在形成的cr耗尽层(chromiumdepletedzone)中发生晶界腐蚀，从而导致耐腐蚀性降低。另外，用于电动车辆的电池壳体是由几千个相同的电池单元加工品层叠的形态安装在有限的空间中的结构。并且，每个圆形壳体成型时需要经过拉延和拉伸等多个步骤的加工工艺，因此除高温特性以外，常温下的加工性也是重要的管理因素。即，用作碱性锰电池或锂电池的电池壳体等材料的钢板通过冲压成型加工为圆筒形，其中制作成罐的下部和主体部分加工为一体形的两件(piece)形态的圆形罐。在这种情况下，通常经过以下两种工艺，即，将0.4mm以下的圆板材料冲压(punching)成圆形毛坯(blank)的同时深拉(deepdrawing)成型为圆筒形的工艺以及将所述拉延材料通过多个引伸模具，减小厚度并增加罐的高度的引伸(ironing)加工工艺。如上所述，对于两件式电池壳体用材料而言，在壳体制造工艺中，壳体主体(body)部经过引伸加工后能够使其厚度薄于圆板材料，由此可知，最终壳体主体部的厚度比圆板厚度薄约20-40％。作为如上所述的制造圆筒形电池壳体的现有技术，可例举专利文献1中公开的技术等。另外，专利文献2中公开了利用中低碳钢并通过二次轧制来提高材料强度以提高电池罐的密封性的技术方案。但是，上述方案也无法解决电动车辆用电池壳体等所需的在高温下，即600℃下确保充分的强度及产生动态应变时效的根本性问题，并且，从圆板的制造工艺方面来看，需要额外进行二次轧制工艺，会增加制造成本。[现有技术文献](专利文献1)日本公开专利公报特公h07-099686号(专利文献2)日本公开专利公报特开h11-189841号技术实现要素：(一)要解决的技术问题本发明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及其制造方法。本发明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超薄的冷轧钢板的方法。(二)技术方案本发明的一个实施方式提供一种高温特性和常温加工性优异的冷轧钢板，以重量％计，所述钢板包含：碳(c)：0.0005～0.003％、锰(mn)：0.20～0.50％、铝(al)：0.01～0.10％、磷(p)：0.003～0.020％、氮(n)：0.0005～0.004％、硫(s)：0.015％以下、铌(nb)：0.005～0.040％、铬(cr)：0.10～0.50％、钨(w)：0.02～0.07％及余量的fe和其他不可避免的杂质，所述c、nb和w满足以下关系式1，以面积％计，所述钢板的微细组织包括95％以上的多边形铁素体和5％以下的针状铁素体，并且，所述钢板包括平均尺寸为0.005～0.10μm的(nb,w)c系析出物，[关系式1]0.00025≤(2×nb/93)×(w/184)/(c/12)≤0.0015，其中，所述c、nb和w表示重量％。本发明的另一个实施方式提供一种高温特性和常温加工性优异的冷轧钢板的制造方法，包括以下步骤：对钢坯进行加热，以重量％计，所述钢坯包含：碳(c)：0.0005～0.003％、锰(mn)：0.20～0.50％、铝(al)：0.01～0.10％、磷(p)：0.003～0.020％、氮(n)：0.0005～0.004％、硫(s)：0.015％以下、铌(nb)：0.005～0.040％、铬(cr)：0.10～0.50％、钨(w)：0.02～0.07％及余量的fe和其他不可避免的杂质，所述c、nb和w满足以下关系式1；在900～950℃下对加热的所述钢坯进行热精轧，以获得热轧钢板；在560～680℃下对所述热轧钢板进行收卷；对收卷的所述热轧钢板进行冷轧，以获得冷轧钢板；在730～850℃下对所述冷轧钢板进行均热处理；以及以30～80℃/秒的冷却速度对均热处理的所述冷轧钢板进行冷却，[关系式1]0.00025≤(2×nb/93)×(w/184)/(c/12)≤0.0015，其中，所述c、nb和w表示重量％。(三)有益效果根据本发明的一方面，可以制造一种产品安全性高且具有高耐热特性的加工用冷轧钢板，其在引伸加工工艺和深拉加工工艺等多种加工工艺中也能够具有优异的常温加工性，在高温下不发生动态应变时效现象，并且高温强度和高温应变特性优异，因此能够确保在高温下使用的产品形状冻结性。根据本发明的另一方面，相比不锈钢钢板，能够以低成本制造高温特性和常温加工性优异的冷轧钢板。附图说明图1是表示将根据本发明实施例的发明例2在600℃温度下保持15分钟后进行高温拉伸试验的结果的图表。图2是表示将根据本发明实施例的比较例6在600℃温度下保持15分钟后进行高温拉伸试验的结果的图表。最佳实施方式本发明人为了获得满足引伸性、弯曲性、深拉性等多种常温加工特性、耐时效性、耐腐蚀性的同时，满足在600℃下具有110mpa以上的高温强度和0.05mm以下的下陷行为等的高温特性的钢板而进行了反复的研究和实验，从而完成了本发明。本发明的主要概念如下。1)适当控制合金成分和组成范围，从而能够确保优异的常温加工性和高温特性。2)适当控制碳(c)相对于铌(nb)和钨(w)的有效原子比，形成0.005～0.10μm的微细(nb、w)c系复合析出物，从而能够控制高温下的强度和应变行为，并确保常温下的耐时效性和加工性。3)控制钢板的微细组织，从而能够确保优异的常温加工性和优异的高温强度及高温特性。4)适当控制冷轧钢板的热处理条件，从而能够确保钢板的适当的微细组织。5)根据需要，在钢板表面形成镀层和/或合金化镀层，从而能够确保优异的耐腐蚀性。尤其，例如，能够确保对电池内容物的碱性成分具有优异的耐腐蚀性。下面，对本发明进行详细说明。首先，对本发明的合金组成进行说明。下面说明的合金组成的含量表示重量％。碳(c)：0.0005～0.003％碳(c)是为提高钢板的强度而添加的元素，在本发明中主要通过与nb、w反应而被消耗，以形成铌和钨碳化物系析出物。随着c的添加量的增加，强度增加，然而加工性降低，因此，c含量的上限优选控制为0.003％。但是，当c含量小于0.0005％时，无法顺利析出充分的(nb,w)系复合碳化物，无法抑制在高温下的晶粒生长，从而无法确保所期望的高温强度，而且在由晶粒生长而成型时会诱发橘皮(orangepeel)等加工缺陷，因此，c含量优选控制在0.0005～0.003％。更优选地，所述c含量具有0.0010～0.0028％的范围。锰(mn)：0.20～0.50％锰(mn)是代表性的奥氏体稳定化元素，而且是固溶强化元素，其增加钢的强度，使s以mns形态析出，从而是防止板坯的热龟裂的元素，为了获得上述效果，需要添加0.20％以上的锰。另一方面，在添加大量的mn时，延展性降低，发生中心偏析，而且会降低钢板的耐腐蚀性和ni镀覆时的镀覆附着性，因而锰含量的上限优选控制在0.50％。因此，所述mn含量优选具有0.20～0.50％的范围。更优选地，所述mn含量具有0.21～0.45％的范围。铝(al)：0.01～0.10％铝(al)是为了使钢水脱氧而添加的元素，为了与钢中的固溶氮结合而改善时效特性，需要添加0.01％以上的铝。但是，当铝含量超过0.10％时，al的效果饱和，钢中的夹杂物的量增加，从而会诱发表面缺陷并降低成型性，因此al的含量优选具有0.01～0.10％的范围。更优选地，所述al的含量具有0.015～0.080％的范围。磷(p)：0.003～0.020％磷(p)相对便宜，并且是提高钢的强度和耐腐蚀性的元素，为了确保上述特性，优选包含0.003％以上的磷，但是，当p含量超过0.020％时，晶界发生偏析，诱发晶界脆化，使加工性变差，而且镀覆操作时附着性变差，因此，p含量优选控制在0.003～0.020％。氮(n)：0.0005～0.004％氮(n)以固溶状态存在于钢内部，并且是强化材质的有效元素，当包含小于0.0005％的氮时，无法获得充分的刚性，析出物形成部位减少，当氮含量超过0.004％时，由于固溶元素过多而引起应变时效，从而会引起材质硬化并使成型性变差，因此，n含量优选控制在0.0005～0.0040％。更优选地，所述n含量具有0.0010～0.0039％的范围。硫(s)：0.015％以下硫(s)与钢中的fe结合而形成起到腐蚀起点作用的非金属夹杂物，并且会引发红热脆性(redshortness)。因此，优选地，尽可能降低硫含量，s含量限制为0.015％以下。另一方面，为了有效确保如上所述的效果，更优选地，s含量控制在0.010％以下。铌(nb)：0.005～0.040％铌(nb)是确保钢板加工性和高温晶粒微细化方面的有效元素，在本发明中，铌优先与固溶于钢中的c结合而形成nbc和(nb,w)c系碳化物，从而确保常温下的耐时效性和成型性，此外通过该微细析出物而提供抑制在高温下的晶粒生长的效果。为了获得如上所述的效果，优选包含0.005％以上的nb，当nb含量超过0.040％时，会降低热操作性，而且由于再结晶温度急剧上升，会显著降低超薄材料的热处理操作性，因此，优选将nb含量控制在0.005～0.040％。更优选地，所述nb含量具有0.008～0.035％的范围。铬(cr)：0.10～0.50％铬(cr)是提高钢的耐腐蚀性并且有利于确保高温物理性质的元素，为了提高作为电池壳体用材料的适用性，需要添加0.10％以上的铬。另一方面，当铬含量超过0.50％时，会延迟再结晶，使钢板的通过性变差，而且由于昂贵的铬的使用量增加，会增加制造成本，因此，优选将cr的添加量控制在0.10～0.50％。更优选地，所述cr含量具有0.13～0.45％的范围。钨(w)：0.02～0.07％钨(w)是为提高高温物理性质和耐腐蚀性而添加的元素，为了确保如上所述的效果，需要添加0.02％以上的w，但是，当w含量超过0.07％时，会降低轧制性，而且由于昂贵的钨的使用量增加，会增加制造成本。因此，优选将w含量控制在0.02～0.07％。更优选地，所述w含量具有0.023～0.065％的范围。另外，优选地，所述合金成分中的c、nb和w满足前述组成范围，同时满足以下关系式1。以下关系式1涉及nb和w相对于c的有效原子比。对于铌(nb)和钨(w)而言，单独进行管理固然重要，但是控制nb和w相对于c的有效原子比，即，使(2×nb/93)×(w/184)/(c/12)满足规定范围同样重要，由此可以控制(nb,w)系复合碳化物的析出条件，从而能够确保耐时效性和加工性等常温特性，同时确保在高温下的强度、凹陷性、应变行为等高温特性。当(2×nb/93)×(w/184)/(c/12)小于0.00025时，钢中的固溶元素量增加，常温耐时效性和加工性变差，并且由于(nb,w)c系复合析出物的析出量减少，因此无法确保高温强度并抑制在高温下的动态应变时效现象。另一方面，当(2×nb/93)×(w/184)/(c/12)超过0.0015时，成本上升，且材料的再结晶温度急剧上升，热处理时板通过性变差，而且表面特性变差，从而降低镀覆工艺的操作性，因此(2×nb/93)×(w/184)/(c/12)优选满足0.00025～0.0015的范围。更有选地，所述(2×nb/93)×(w/184)/(c/12)满足0.00026～0.00145的范围。[关系式1]0.00025≤(2×nb/93)×(w/184)/(c/12)≤0.0015(其中，所述c、nb和w表示重量％。)本发明的其余成分为铁(fe)。然而，在普通的制造过程中，会不可避免地从原料或周围环境中混入预料之外的杂质，因此无法排除杂质。所述杂质对于制造过程中的普通技术人员来说是公知的，因此，在本发明中不对其所有内容进行说明。此外，除了前述的合金组成之外，本发明的冷轧钢板可根据需要进一步包括额外的合金元素，即使本发明中没有对这种合金元素进行说明，也不能理解为超出本发明的范围。以面积％计，本发明的冷轧钢板的微细组织优选包含95％以上的多边形铁素体和5％以下的针状铁素体。当所述多边形铁素体的分率小于95面积％时，难以确保高温特性，尤其难以确保高温强度，当针状铁素体的分率超过5％时，由于材质硬化导致常温加工性变差，从而无法顺利制造具有适当形状的电池壳体用圆形管。并且，本发明的冷轧钢板优选包含平均尺寸为0.005～0.10μm的(nb,w)c系析出物。当所述析出物的平均尺寸小于0.005μm时，从抑制晶粒生长方面来说是优选的，但是会提高再结晶温度，使超薄材料的退火通过性明显变差，另一方面，当析出物的平均尺寸超过0.10μm时，高温操作时抑制晶粒的异常生长的效果降低，从而无法确保期望的高温物理性质。因此，所述析出物的平均尺寸优选具有0.005～0.10μm的范围。更有选地，所述析出物的平均尺寸具有0.008～0.09μm的范围。另一方面，本发明的冷轧钢板优选在至少一面上包括合金化镀层。此时，所述镀层可以包括单层或多层的镀层、单层或多层的合金化镀层，或者镀层与合金化镀层的多层结构。对所述镀层或合金化镀层种类不作特别限定，只要能够确保耐腐蚀性即可，将单层或多层的镀层和/或将通过对该镀层进行热扩散而获得的合金化镀层形成在钢板的至少一面较为有利，优选形成在钢板的两面。另一方面，在本发明中，所述合金化镀层可以是fe-ni合金化镀层，此时，所述fe-ni合金化镀层的合金化率优选为5～25面积％。例如，本发明的冷轧钢板适用于电池壳体用钢板时，在钢板的两面可以包括fe-ni合金化镀层。通过形成所述fe-ni合金化镀层，能够确保对电池内容物的碱性成分具有优异的耐腐蚀性。所述fe-ni合金化镀层的合金化层分率与材料的耐腐蚀性和表面硬度密切相关，因此需要确保适当的合金化层分率。在所述fe-ni合金化镀层的合金化率小于5％的范围内，由于合金化率低导致镀覆材料的表面材质硬化，从而可能会发生降低加工模具的寿命的问题。当合金化率超过25％时，从提高模具寿命方面来看是有利的，但是可能会发生表面层耐腐蚀性降低的现象。因此，所述fe-ni合金化镀层的合金化率优选具有5～25％的范围。更有选地，所述fe-ni合金化镀层的合金化率具有6～23％的范围。其中，合金化率是指在整个ni镀层中由在fe与ni的界面生成的feni2构成的fe与ni的复合层的分率，fe-ni合金化镀层具有比fe硬但比纯ni软的特性。如前所述，本发明的冷轧钢板的厚度可以是0.1～0.5mm，更优选地，可以具有0.16～0.4mm的厚度。并且，本发明的冷轧钢板可满足引伸性、弯曲性、深拉性等多种常温加工特性、耐时效性、耐腐蚀性，同时满足在600℃下具有110mpa以上的高温强度和0.05mm以下的下陷行为等高温特性。下面，对本发明的冷轧钢板的制造方法进行说明。首先，对具有前述合金组成的钢坯进行加热。对所述钢坯的加热温度不作特别限定，优选地，可在1180～1280℃下执行。当所述钢坯的加热温度小于1180℃时，会诱发热轧时因温度低下而引起的材质不均匀的问题，当所述钢坯的加热温度超过1280℃时，表面氧化皮(scale)层增加，在后续操作时会诱发表面缺陷。接着，在900～950℃下对所述加热的板坯进行热精轧，由此获得热轧钢板。当精轧温度小于900℃时，在相对低温区域结束热轧，从而产生最终形成的晶粒的混粒化，使加工性和轧制性降低，当精轧温度超过950℃时，无法在整个厚度上实现均匀的轧制，晶粒微细化不充分，由晶粒粗大化引起的冲击韧性降低，表面氧化皮增加，从而会诱发表面缺陷，因此，所述热精轧温度优选具有900～950℃的范围。接着，在560～680℃下对所述热轧钢板进行收卷。上述收卷是在输出辊道(rot，run-outtable)中冷却至所需条件后执行。另一方面，当所述收卷温度小于560℃时，热轧材料的材质硬化，增加在下一个工序即冷轧步骤中的轧制负荷，从而导致轧制操作性降低，并且在宽度方向上的温度不均匀性加深，低温析出物的析出状态发生变化，从而导致材质偏差和加工性低下。另一方面，当收卷温度高于680℃时，产品的晶粒生长，从而会降低高温处理时的高温特性，而且会降低材料的耐腐蚀性，因此，上述收卷温度优选控制在560～680℃。更优选地，所述收卷温度具有570～670℃的范围。对收卷的所述热轧钢板进行冷轧，以获得冷轧钢板。所述冷轧时的压下率优选为80～95％。为了确保材料的强度和厚度，所述冷轧时的压下率优选为80％以上。然而，当所述压下率超过95％时，会产生由轧制机的辊(roll)相接引起的设备问题，所述冷轧时的压下率优选具有80～95％的范围，更优选地，具有85～90％是较为有利的。在730～850℃下对所述冷轧钢板进行均热处理。当所述均热处理温度小于730℃时，再结晶的晶粒的分率低，强度高，相反延展性降低，并且无法确保用于制造电池壳体的加工性。另一方面，在超过850℃的温度下进行均热处理时，再结晶结束，在确保针状铁素体组织的相变驱动力方面来说是有利的，但是会诱发因热处理而引起的热屈曲(heatbuckle)等缺陷，并且会降低钢板的退火通过性，因此，所述均热温度优选具有730～850℃的范围。更优选地，所述均热温度具有735～840℃的范围。以30～80℃/秒的冷却速度对所述均热处理的冷轧钢板进行冷却。当所述冷却速度小于30℃/秒时，热处理后能够获得的针状铁素体晶粒的分率降低，在高温下难以抑制晶粒生长，因此难以确保期望的高温特性，另一方面，当冷却速度超过80℃/秒时，由于强度增加会引起常温加工性低下，并且因在宽度方向上的冷却不均匀会引起形状不良和材质偏差，因此，所述冷却速度优选具有30～80℃/秒的范围。更优选地，所述冷却速度具有35～75℃/秒的范围。所述冷却时的冷却终止温度优选为450～350℃。当所述冷却终止温度小于350℃时，难以控制材料形状，并且会增加冷却设备的负荷，从而可能会降低材料的操作性，当所述冷却终止温度超过450℃时，增加钢中的固溶元素的量，由此可能会降低高温耐时效性，因此，所述冷却终止温度优选为450～350℃。更优选地，所述冷却终止温度具有445～340℃的范围。结束所述冷却步骤后，还可以包括在所述冷轧钢板的表面形成镀层的步骤。并且，本发明还可以进一步包括，对镀覆的所述冷轧钢板进行合金化热处理后获得形成有合金化镀层的冷轧钢板的步骤。例如，用于形成镀层的镀覆方法可以采用热浸镀方法和电镀方法，其中优选采用电镀方法。优选在650～750℃下执行所述合金化热处理。当所述合金化热处理温度小于650℃时，无法确保期望的合金化分率，因此会使电池壳体等的加工性变差，当合金化热处理温度超过750℃时，在确保镀层的合金化分率的方面来说是有利的，但是镀覆材料的表面晶粒异常生长，因而会使加工性和耐腐蚀性变差。因此，所述合金化热处理温度优选具有650～750℃的范围。所述合金化热处理优选实施3秒以内的段时间。更优选地，所述合金化热处理温度具有660～740℃的范围。另一方面，所述镀层可以是ni镀层，所述合金化镀层可以是fe-ni合金化镀层，所述fe-ni合金化镀层可通过对ni镀层进行热处理的方法等而获得。此时，所述ni镀层的厚度优选为1～5μm。当所述ni镀层的厚度小于1μm时，难以确保耐腐蚀性，当所述ni镀层的厚度超过5μm时，虽然有利于确保耐腐蚀性，但由于昂贵的ni使用量增加，会增加成本，并且较厚地形成硬ni层，因此，加工时可能会引起加工不良。更优选地，所述ni镀层的厚度具有1～4μm的范围。具体实施方式下面，通过实施例对本发明进行更详细说明。然而，以下实施例仅用于例示并更详细地说明本发明，本发明的保护范围并不限定于此。这是因为本发明的保护范围是由权利要求书中记载的事项和由此合理推导的事项而确定。(实施例)以1230℃对具有以下表1的合金组成的钢坯进行加热后，以下表2中的条件对所述钢坯进行热轧、收卷、均热、冷却，由此制造厚度为0.30mm的冷轧钢板。评价如上制造的冷轧钢板的常温和高温下的特性，并将结果表示在表3中。并且，对冷轧钢板进行ni镀覆后，还利用以下表2的合金化处理温度进行合金化处理，从而在所述冷轧钢板的表面形成fe-ni合金化镀层。在以下表3中记载的特性中，高温时效(aging)特性是在600℃下保持15分钟后进行高温拉伸试验时，若发生动态应变时效，则表示为“发生”，若没有发生动态应变时效，则表示为“未发生”，本发明中追求的目标是达到“未发生”。并且，抗凹陷性试验是利用热处理设备将全长为250mm、宽度为30mm的材料在600℃下加热100小时后，测量钢板的下陷，所述下陷水平小于3mm时，判定为良好("○")，下陷水平为3mm以上时，判定为不良("×")。此外，通过在600℃下的高温拉伸试验获得的高温强度小于110mpa时，判定为不良("×")，而高温强度为110mpa以上时，判定为良好("○")。加工性试验是在表示拉延模直径相对于材料毛坯直径的比值的拉延比为1.85的条件下，实施常温拉延加工后，制耳产生率为2.5％以上或产生加工裂纹(crack)时，表示为不良("×")，制耳产生率小于2.5％且未产生加工裂纹时，表示为良好("○")。其中，制耳产生率是通过拉延加工的杯口(cup)的{(平均凸点高度)-(平均凹点高度)}/[0.5×{(平均凸点高度)+(平均凹点高度)}]×100的数学式求得。另一方面，镀覆的加工品的耐腐蚀性评价是通过盐雾试验(saltspraytest，sst)实施，若在12小时内产生红锈，则表示为不良("×")，若产生红锈的时间点超过12小时，则示为良好("○")。[表1][表2][表3]从所述表1至表3可知，满足本发明提出的合金组成和制造条件的发明例1至发明例6，由于其满足微细组织、析出物平均尺寸、合金化率等，因此在评价高温下的物理性质时，没有发生动态应变时效行为，而且高温强度满足110mpa以上，下陷性也小于3mm，抗凹陷性良好。并且，在常温加工试验中，由拉延引起的制耳产生率小于2.5％，同时还没有产生加工龟裂现象，因此常温加工性同样优异。并且，进行盐雾试验时经过12小时也没有产生红锈，因此在耐腐蚀性方面也取得了良好的结果。另一方面，可以确认比较例1至比较例5虽然是满足本发明的合金组成的发明钢，但是其制造条件中的部分条件脱离本发明的范围，因此出现了没有满足本发明提出的微细组织分率、析出物的平均尺寸或合金化率，或者在热处理工艺中没有完成再结晶等问题，从而无法具备优异的高温特性，或者常温下的加工特性和耐时效性较差。并且，满足本发明的制造条件但不满足本发明的合金组成的比较例6至比较例10，由于其不满足微细组织分率、析出物的平均尺寸或合金化率，因此出现了本发明期望的常温特性和高温特性表现不良。其中，比较例6中，制耳(ear)产生率为2.35％，并且在拉延加工时没有产生加工断裂，加工性良好，但是合金化率较低，无法确保耐腐蚀性，并且在600℃下的高温特性整体上表现不良，因此认为这是由于nb、w等成分的添加量低于本发明提出的范围而减小了(nb,w)c系复合析出物的形成效果。并且，比较例8至比较例10中，钢中的固溶元素量较多，常温加工性差，而且也没有获得期望的高温特性，从而难以同时满足常温加工性和高温特性。图1是表示将发明例2在600℃下保持15分钟后进行高温拉伸试验的结果的图表。通过图1可知，发明例2示出了在高温拉伸试验时随着应变增加而表现出均匀的应力变化，即，没有产生动态应变时效。图2是表示将比较例6在600℃下保持15分钟后进行高温拉伸试验的结果的图表。通过图2可知，在比较例2的应力-应变曲线中，随着应变增加，出现了应力反复增加和减小的锯齿形状的应力变动行为。这种应变行为是钢的动态应变时效现象引起的，通过上述行为发生急剧的热冲击时，增加局部的应变，因此会导致构造物断裂。当前第1页12当前第1页12