专利名称：冷轧钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及适合作为拉深成形和DI成形用材料的冷轧钢板及其制造方法。本发明特别是涉及主要适合用于电池罐(电池壳用钢片(板))等各向异性小的冷轧钢板及其制造方法。
背景技术：
IF钢(无间隙原子钢，interstitial free steel)中由于不存在固溶的C和N(solute C and N)，因而基本上无时效性，具有优良的冲压成形性(press formability)。因此，作为电池罐用钢板等拉深成形和DI成形用材料广泛使用。
例如，电池罐通过对钢板组合进行深拉深加工(deep drawing)和减薄拉深加工(ironing)而形成。具体而言，通过下述方法形成形成拉深杯后进行减薄拉深加工的DI成形、形成拉深杯后根据需要进行减薄拉深加工的张拉成形、进行数阶段拉深成形后实施减薄拉深加工的多步拉深成形等。
这样制造的电池罐中，如果加工后罐圆周方向的罐高不齐，则将不齐的部位切掉时，会产生大量的材料屑，成品率降低，因此，要求抑制罐高不齐、即抑制飞边的产生。作为表示冷轧钢板等钢板的深拉深性的指标有r值(兰克福特值，Lankford value)，而众所周知上述飞边的高度与表示r值的面内各向异性(planar anisotropy of r-value)的指标Δr有良好的相关性。具体而言，Δr接近0时，飞边高度降低。在此， Δr＝(r0+r90-2×r45)/2 另外，r0表示轧制方向的r值，r45表示与轧制方向成45°方向的r值，r90表示与轧制方向成90°方向的r值。Δr在-0.10～0.10范围内时可以称为各向异性小的钢板。
作为适于这种深拉深加工的钢板的制造方法，一直以来已经实用化的是IF钢的利用连续退火的制造。例如，日本特开昭61-64852号公报等公开了至少含有作为选项的Nb的添加、适于深拉深加工的各向异性小的冷轧钢板。另外，日本专利特开平5-287449号公报、特开2002-212673号公报、特开平3-97813号公报、特开昭63-310924号公报等提出了至少还含有作为选项的B的添加的冷轧钢板。
发明内容
但是，本发明人的研究结果表明，在Nb-IF钢(以通过Nb来固定固溶C等为特征的IF钢)中添加B而得到的材料，由于成分的平衡而显现出热脆性(脆化)(hot shortness)，铸造中钢坯有时产生裂纹。于是，这种情况下，需要在钢坯冷却后对缺陷进行部分火焰清理(scarfing)的工序，因此存在制造效率降低的问题。
鉴于上述情况，本发明的目的在于，提供连续铸造时钢坯不产生裂纹、表面性状优良、且适于深拉深加工的各向异性小的冷轧钢板及其制造方法。
着眼于对热延展性和各向异性两者均有影响的成分元素，通过以使热延展性优良且各向异性小的方式控制作为该成分元素Mn、S、N、B，完成了本发明。
本发明基于上述见解而完成，其主旨如下所述。
为了实现该目的，本发明的钢板的特征在于，以质量％计，含有C≤0.0030％、Si≤0.02％、Mn0.15～0.19％、P≤0.020％、S≤0.015％、N≤0.0040％、Al0.020～0.070％、Nb1.00≤Nb/C(原子当量比)≤5.0、B1ppm≤B-(11/14)N≤15ppm(式中B和N为各元素的含量)，余量由Fe和不可避免的杂质构成，r值的面内各向异性Δr为-0.10≤Δr≤0.10。本发明的钢板优选板厚为0.25mm以上、0.50mm以下。
另外，本发明的钢板通过将具有上述组成的钢坯(slab)在1050℃～1300℃的温度内保持均热(soaked)后，在Ar3相变点以上的结束温度下进行热轧，接着以70～87％的轧制率进行冷轧，然后，在再结晶温度～830℃的退火温度下利用连续退火生产线进行退火而制造。
另外，钢坯的保持均热可以通过将未冷却的钢坯直接插入加热炉中来进行(直接加热)，也可以通过再加热(reheating)来进行。另外，可以在热轧后、冷轧之前进行酸洗。另外，也可以在退火后进行表面光轧(temper rolling)。
本发明的钢板能够用于作为电池部件的电池罐。具体而言，可以对本发明的钢板进行深拉深加工(包括并用减薄拉深加工等其它加工的情况)，成形为电池罐，供于电池的制造。
图1是表示热延展性研究中使用的拉伸试验片的形状和尺寸的图。
图2是以B含量分类表示Δr(纵轴)随冷轧率(横轴，单位％)的变化的图。
具体实施例方式 下面，具体说明本发明。
[发明的主旨] 首先，对完成本发明的经过进行说明。
如前所述，在Nb-IF钢中添加B而得到的材料，由于成分的平衡而显现出热脆性(脆化)(hot shortness)，铸造中钢坯有时产生裂纹。作为产生这种钢坯裂纹的因素，可以列举铸模的形状、铸造温度、粉末的粘度等，但在本发明这样在Nb-IF钢中添加B的成分体系的材料中，由在铸造中的高温(900℃～1100℃)下析出的碳化物、氮化物、硫化物所引起的晶界脆化而导致的钢坯热延展性的劣化是主要的支配性因素。
即，通过将与高温范围内晶界脆化有关的氮化物、硫化物量设定得少，能够尽可能地抑制热延展性的劣化，从而避免钢坯裂纹。
热延展性的优劣可以通过高温拉伸试验中的断面收缩率(％)(reduction of area)的高低来判断。于是，本发明人使用断面收缩率详细地研究了钢坯裂纹的产生情况。用于测定断面收缩率的拉伸试验片的形状和尺寸示于图1。试验片为直径10mm、总长95mm(除去两端的M10螺纹部则为75mm)的圆柱形，中央部具有直径8mm、长15mm的试验部。减去直径的角部的半径R为5mm。
研究结果发现，950℃下的高温拉伸试验中的断面收缩率如果为40％以上，则不会产生钢坯裂纹。另外还发现，为了避免这种铸造裂纹，如前所述，重要的是避免由碳化物、氮化物、硫化物所引起的晶界脆化而导致的钢坯热延展性的劣化，本发明的成分体系中，特别重要的是限制BN和MnS的量。
另一方面，对于各向异性，冷轧率有很大影响，为了得到Δr为-0.10～0.10的各向异性小的钢板，要求非常严密地控制轧制率。即，IF钢中r值和Δr主要受到退火后再结晶晶粒的结晶取向分布(再结晶集合组织)的影响，而再结晶晶粒的取向分布受到冷轧时钢板中形成的冷轧集合组织的很大影响。因而冷轧集合组织当然受到冷轧率的很大影响。因此，通常Δr随冷轧率而敏感地变化。
但是，如果考虑设备负荷、制造效率等，那么为了在规定范围内得到Δr而进行严密的轧制率控制是不现实的。因此，希望减小冷轧率对各向异性的影响。研究结果可知，固溶B的存在对各向异性非常有效。即发现，通过根据钢中的N量控制B添加量而使固溶B存在，能够减小冷轧率的影响，从而容易地制造各向异性小的钢板。
如上所述，为了得到各向异性小的钢板，需要添加B。但是，另一方面，为了防止钢坯裂纹，需要尽可能抑制BN的析出。对该问题的解决方法进行了各种研究，结果，本发明钢通过下述方法成功地满足了这种相反的要求。
即，如上所述，BN、MnS以及它们的复合析出物在连续铸造中在钢中的晶界上析出是钢坯裂纹的主要原因。因此，首先要尽可能抑制MnS的析出。与此同时，对于BN的析出，通过将N量的上限设定为0.0040％，使形成BN的B量最多为0.0031％以下，从而抑制高温脆化，形成能够确保固溶B的成分体系。
[钢板的组成] 即，本发明的钢板含有C≤0.0030％(质量％，下同)、Si≤0.02％、Mn0.15～0.19％、P≤0.020％、S≤0.015％、N≤0.0040％、Al0.020～0.070％、Nb1.00≤Nb/C(原子当量比)≤5.0、B1ppm≤B-(11/14)N≤15ppm(式中B和N为各元素的含量)，余量由Fe和不可避免的杂质构成。下面，对本发明钢板的化学成分的限定理由进行说明。
C0.0030％以下 C量少时质地软而拉伸性优良，对冲压加工性有利。
另外，如果固溶C以碳化物的形式析出，则不发生由固溶C引起的应变时效硬化，深拉深性也得到改善，但过量含有C时，难以通过添加Nb使其以碳化物的形式全部析出。其结果是，出现固溶C引起的硬质化和延展性的劣化。由此，钢中的C含量设定为0.0030％以下。另外，工业上能够降低到的C的下限值为约0.0001％。
Si0.02％以下 Si是不可避免地含有的杂质元素，含量超过0.02％时，导致硬质化和镀敷性的劣化，因此，钢中的Si含量限制为0.02％以下。另外，工业上能够降低到的Si的下限值为约0.001％。
Mn0.15％以上、0.19％以下 Mn是对防止S引起的热轧中的热脆性有效的元素，因此需要含有0.15％以上。但是，如前所述，在Nb-IF钢中添加B而成的本发明钢中存在钢坯裂纹的问题，超过0.19％而添加Mn时，连续铸造中MnS过量析出而成为热脆性的因素，导致钢坯裂纹。另外，没有以MnS形式析出的过量的Mn形成固溶Mn而使钢强度增大，并使延展性降低。另外，由于固溶Mn的存在再结晶温度也升高，退火的负荷增大。由此，钢中的Mn含量设定为0.15％以上、0.19％以下。
P0.020％以下 P是不可避免地含有的杂质元素。含量超过0.020％时，由于硬质化而使加工性变差，因此，钢中的P含量限制为0.020％以下。另外，工业上能够降低到的P的下限值为约0.001％。
S0.015％以下 S是不可避免地含有的杂质元素。其为产生热轧中热脆性的杂质成分，并且在连续铸造中以MnS形式析出时也成为热脆性的因素而导致钢坯裂纹，因此优选尽可能减少。由此，钢中的S含量设定为0.015％以下。另外，工业上能够降低到的S的下限值为约0.0001％。
N0.0040％以下 N是不可避免地含有的杂质元素。N量多时，连续铸造中AlN和BN析出而成为热脆性的因素，导致钢坯裂纹。另外，使影响各向异性的冷轧率依赖性的固溶B量发生变化，从而使各向异性增大。
因此，本发明中，N是重要的条件，需要降低N量，但可以容许到0.0040％。出于上述理由，钢中的N含量设定为0.0040％以下。优选为0.0030％以下。另外，工业上能够降低到的N的下限值为约0.0001％。
Al0.020％以上、0.070％以下 Al是制钢中脱氧所需要的成分，优选含有0.020％以上。另一方面，过量添加时夹杂物增加，容易产生表面缺陷。由此，钢中的Al含量设定为0.020％以上、上限设定为0.070％。
Nb1.00≤Nb/C(原子当量比)≤5.0 Nb通过使钢中的固溶C以碳化物的形式析出而抑制固溶C引起的深拉深性劣化，因此以相对于C含量为等量以上、即Nb/C(原子当量比)满足1.00以上的方式添加。另一方面，过量添加时使再结晶温度升高，因此，Nb/C(原子当量比)设定为5.0以下。由此，钢中的Nb含量在Nb/C(原子当量比)满足1.00以上、5.0以下的范围内添加。
另外，原子当量比通过下式计算。
Nb/C(原子当量比)＝{Nb含量(质量％)/93}/{C含量(质量％)/12} B1ppm≤B-(11/14)N≤15ppm B量的规定在本发明中是非常重要的条件。
在此，为了研究由B含量相对于N含量的比例而引起的面内各向异性的变化，进行了下述实验。
将含有C0.0018～0.0025％、Si≤0.01％、Mn0.19％、P0.008～0.010％、S0.009～0.011％、N0.0020～0.0025％、Al0.038～0.048％、Nb0.023～0.025％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢在1250℃的均热温度下保持均热后，在900℃的热轧结束温度下进行热轧。接着，改变冷轧率进行冷轧，然后进行退火。对得到的退火板测定Δr，研究由冷轧率引起的变化。得到的结果示于图2。
图2中，横轴为冷轧率(％)，其是通过冷轧率(％)＝100×{(冷轧前的板厚)-(冷轧后的板厚)}/(冷轧前的板厚)而求得的值。另外，纵轴为Δr(无单位)，是对得到的各钢板使用JIS Z 2201规定的13号B试验片，根据JIS Z 2241测定与轧制方向平行、成45°及成90°这三个方向的r值即r0、r45、r90并设定Δr＝(r0+r90-2×r45)/2而求得的值。另外，图中的标记分别表示B含量(质量％)和B-(11/14)N(质量ppm)的值为▲0.0019％、3ppm、○0.0024％、6ppm、△0.0026％、10ppm、●(黑色)0.0021％、1ppm、◆0.0009％、小于0ppm、●(灰色)0.0015％、小于0ppm的钢板的结果(对应于后述表1的钢编号1～6)。另外，B-(11/14)N中，B表示钢中的B含量(质量ppm)，N表示钢中的N含量(质量ppm)。
由图2可知，通过将B-(11/14)N的值设定为1ppm以上，即使冷轧率变化，Δr的变化也变得非常小，即，Δr的冷轧率依赖性变得非常小。
即，通过含有B-(11/14)N为1ppm以上的量的B，使B含量相对于N含量为等量以上进行添加，从而确保固溶B。结果，虽然具体机制尚不明确，但Δr的冷轧率依赖性变得非常小，从而能够将冷轧率的制造条件范围设定得宽。
另一方面，由图2可知，即使固溶B的量从1ppm开始增加，Δr的冷轧率依赖性也没有观察到显著的改善。固溶B过量存在时，使再结晶温度升高，因而需要将冷轧后的再结晶退火温度设定为高温，从制造成本的观点考虑不优选，因此B量限定为B-(11/14)N，为15ppm以下的量。另外，在钢成分的目标精度高的设备中，为了使再结晶温度更低，优选将B-(11/14)N设定为小于10ppm，更优选将B-(11/14)N设定为小于5ppm。根据本发明人的研究，当B-(11/14)N超过15ppm时，再结晶温度升高约130℃，而为15ppm以下时，升高量能够抑制到约100℃以下，小于10ppm时能够抑制到约70℃以下，小于5ppm时能够抑制到约40℃以下。
另外，上述以外的余量为Fe和不可避免的杂质。制造过程中有时作为杂质混入总量约0.5％以下的Sn、Pb、Cu、Mo、V、Zr、Ca、Sb、Te、As、Mg、Na、Ni、Cr、Ti、稀土元素(REM)等各种元素，这种杂质对本发明的效果并没有特别的影响。
[钢板的制造] 本发明的钢板中，设定Δr为-0.10以上、0.10以下，即以绝对值计为0.10以上。通过将Δr设定在该范围内，能够显著降低加工成电池罐等时的飞边高度。另外，钢板的Δr的控制通过前述钢板组成和后述的制造方法来实现。
另外，本发明的钢板优选板厚为0.25mm以上、0.50mm以下。以往，降低面内各向异性的努力主要在罐用钢板(板厚0.2mm以下)或汽车用等深拉深用冷轧钢板(板厚0.7mm以上)的领域内进行，在最适于电池罐的板厚0.25mm以上、0.50mm以下的范围中，对于优化Δr、特别是与冷轧率的关系的研究少。本发明特别是在这种板厚范围内最大限度地发挥效果。
[制造方法] 接着，对本发明的各向异性小的钢板的制造条件的限定理由进行说明。
对具有上述规定成分组成的钢进行熔炼，通过连续铸造制成钢坯，并进行热轧。
热轧中，可以将连续铸造成的钢坯直接或稍微加热后进行轧制(所谓的直接轧制(direct charge)或热装轧制(hot charge))，也可以将暂时冷却的钢坯再加热后进行轧制。
再加热时的加热温度设定为1050℃以上、1300℃以下。将冷却前的钢坯稍微加热时的加热温度也同样设定。对钢坯进行直接轧制时，优选在上述温度范围内开始轧制。
热轧结束温度设定为Ar3相变点以上。即，为了使轧制后的结晶粒径均匀，并且为了减少热轧板阶段的各向异性，热轧结束温度需要设定为Ar3相变点以上。
另外，上述加热中，在低于1050℃的加热温度下，难以将热轧结束温度设定为Ar3相变点以上。另外，超过1300℃时，钢坯表面上生成的氧化物量增多，容易产生由氧化物引起的表面缺陷，因此不优选。
接着，根据需要对热轧后的钢板进行酸洗，并以70％以上、87％以下的冷轧率进行冷轧。
酸洗是为了除去热轧后钢板的表面氧化皮而进行的一般的工序，使用硫酸或盐酸等酸进行即可。酸洗后进行冷轧。
冷轧率小于70％时，再结晶退火后的结晶粒径变得粗大，罐体加工时容易产生桔皮现象，因而不优选。另外，冷轧率超过87％时，Δr的绝对值增大，各向异性增大。由此，冷轧率设定为70％以上、87％以下。
接着，需要在再结晶温度以上利用连续退火生产线进行退火。退火温度低于再结晶温度时，钢板硬质化，并且难以进行均匀加工。另一方面，退火温度超过超过830℃时，由Nb固定的C再次固溶，深拉深性变差，另外结晶粒径变得粗大，还有容易产生桔皮现象的风险，因而不优选。因此，上限设定为830℃。
另外，板厚为约0.25mm～约0.50mm时，在通过能够进行高温退火的通常的深拉深钢板用连续退火炉时，由于过薄而有断裂的风险。因此，多使用适合罐用钢板的加热能力较低的连续退火炉。从该观点考虑，超过830℃的连续退火还伴有设备上的困难，因此不优选。
从上述任一观点考虑，退火温度的上限进一步优选设定为830℃以下。
另外，退火时间优选为约30秒～约120秒。
退火后，为了调节钢板形状和表面粗糙度，可以进行表面光轧。表面光轧的拉伸率(也称伸长率)没有特别指定，优选设定在通常进行的0.3％～2.0％的范围内。
[钢板的应用] 本发明的钢板通过以上进行制造，根据需要还可以进行镀Ni、镀Sn、镀Cr、或镀敷这些金属的合金。或者，可以在镀敷后进行扩散退火而采用扩散镀合金。另外，根据用途，也可以自由地赋予树脂包覆等其它表面被膜。本发明的钢板通常供给成形加工，可以在进行上述各种表面处理或树脂包覆等后实施成形加工。或者，也可以在成形加工后进行各种表面处理或树脂包覆等。
本发明的钢板特别适合应用于作为电池部件的电池罐，能够钢板成品率优良地制造电池罐。能够应用本发明钢板的电池(化学电池)的种类没有特别限制，例如，可以应用于干电池、二次电池(锂离子电池、镍氢电池、镍镉电池等)等。本发明的钢板能够特别优选应用于成形为直径约10mm～约30mm的圆柱形(或将其进一步成形为方柱形)的电池罐。
制造电池罐时，可以应用前述的DI成形等各种加工方法。制造电池时，在电池罐中装入/安装正极材料、负极材料、隔板、接线柱等其它必要的原材、部件。
实施例 实施例1 制作具有表1所示成分的钢坯。表1中，编号1～4为满足本发明规定的成分涉及的条件的钢材，编号5～8为偏离本发明规定的成分涉及的条件的钢材。
接着，对上述得到的钢坯考察热延展性。热延展性的考察是进行高温拉伸试验，其中，从得到的钢坯采取圆柱形的拉伸试验片，暂时升温至加热温度后，冷却至试验温度而进行拉伸试验。拉伸试验片的形状使用图1所示的形状。高温拉伸试验中，根据JIS Z 2241测定由下式定义的断裂后的断面收缩率(％)，当其值为40％以上时判定为合格。
断面收缩率(％)＝100×(原断面面积-拉深后最小断面面积)/原断面面积 此时的试验条件如下。
(高温拉伸试验条件) 加热温度(SRT)1420℃ 加热温度保持时间60秒 试验(拉伸)温度950℃ 试验温度保持时间60秒 应变速度2×10-3/秒 结果示于表2。
表1
*tr.低于分析下限(Si＜0.008％) 表2
接着，仅对热延展性判定为合格的钢坯进行热轧。热轧条件设定为均热温度1250℃、热轧结束温度900℃。另外，进行热轧的材料的Ar3相变温度均为880℃。在此，Ar3相变温度通过将Formaster试验中加热后的试验片在Ar3相变温度附近缓冷，研究发生热膨胀的温度而得到。
接着，将热轧板在表3所示的条件下冷轧，进行再结晶退火后，实施表面光轧。表面光轧的伸长率设定为0.5％。得到的钢板的板厚在0.20～0.70mm(冷轧率在本发明范围内的钢板的情况下为0.26～0.60mm)的范围内。
另外，表2中记载的再结晶温度通过考察维氏硬度和观察金属组织来进行研究。冷轧率低时再结晶温度低，因此，在各种温度下对各钢的再结晶温度最低的70％冷轧后的试验片进行45秒钟热处理后，在板厚断面的板厚1/2位置处以1.961N(200gf)的负载(试验力)进行维氏硬度测定(JIS Z 2244)。另外，各热处理温度以700℃为起点，间隔设定为10℃。通常，对冷轧板进行热处理时，随着再结晶的进行会出现硬度急剧降低的温度区间。本发明的研究中，考察硬度的急剧降低停止的温度，并且观察金属组织，将100％再结晶结束的最低温度作为再结晶温度。
接着，对通过上述而得到的冷轧钢板进行各向异性考察。各向异性的考察是对得到的各钢板，使用JIS Z 2201规定的13号B试验片，根据JIS Z 2241测定与轧制方向平行、成45°及成90°这三个方向的r值即r0、r45、r90，设定Δr＝(r0+r90-2×r45)/2，将Δr在±0.10范围内判定为合格。
结果一同记载于表3。
表3
由表3可以看出，本发明例的Δr在±0.10以内，Δr的冷轧率依赖性小，由制造条件的偏差引起的Δr的变化小，能够得到各向异性小的钢板。
另一方面，比较例的Δr为0.26～0.33或-0.13～-0.25，Δr的冷轧率依赖性大，由制造条件的偏差引起的Δr的变化大，因此可知在各向异性方面差。
另外，制造条件偏离适当范围时，产生下述问题发生桔皮现象、褶皱等，或变得硬质而特别难以进行减薄拉深加工等。另外，桔皮现象或褶皱的有无通过肉眼来判定。
实施例2 制作具有表4所示成分的钢坯，通过与实施例1同样的方法，考察热延展性和Ar3相变温度(记载于表5)。各钢的Ar3相变温度在720～860℃的范围内。
接着，仅对热延展性判定为合格的钢坯进行热轧。在表6所示的条件下进行冷轧、再结晶退火和表面光轧。表6所示以外的条件与实施例1同样设定。对再结晶温度也通过与实施例1同样的方法进行考察，并一同记载于表5。
表4
*tr.低于分析下限(Si＜0.008％) 表5
表6 由表6可知，只有在同时满足本发明的组成范围和冷轧率时，才能够不产生其它问题而得到Δr在±0.10以内的冷轧钢板。
产业上的利用可能性 根据本发明，通过将各向异性设定得小、并且将高温范围内的析出物量设定得少，能够得到尽可能抑制热延展性的劣化、避免钢坯裂纹、表面性状优良的钢板。如此一来本发明的钢板适于深拉深加工，因此，能够提供例如优良电池罐用途的钢板。另外，本发明钢板的用途没有特别限制，能够在家用电器用钢板、汽车用钢板等各种用途中，作为各向异性小和表面性状良好的钢板适当应用。
并且，由于本发明的钢板是Δr的冷轧率依赖性小、由制造条件的偏差引起的Δr的变化小、各向异性小的钢板，因此在上述各用途中，是工业上有用的材料。
权利要求
1.一种冷轧钢板，其以质量％计，含有C≤0.0030％、Si≤0.02％、Mn0.15～0.19％、P≤0.020％、S≤0.015％、N≤0.0040％、Al0.020～0.070％、Nb1.00≤Nb/C≤5.0、B1ppm≤B-(11/14)N≤15ppm，余量由Fe和不可避免的杂质构成，r值的面内各向异性Δr为-0.10≤Δr≤0.10，其中，Nb/C为原子当量比，式B-(11/14)N中，B和N为各元素的含量。
2.如权利要求1所述的冷轧钢板，其板厚为0.25mm以上、0.50mm以下。
3.一种冷轧钢板制造方法，其中，将具有权利要求1所述组成的钢坯在1050℃～1300℃的温度内保持均热后，在Ar3相变点以上的结束温度下进行热轧，接着以70～87％的轧制率进行冷轧，然后，在再结晶温度～830℃的退火温度下利用连续退火生产线进行退火。
4.一种电池，其具有权利要求1或2所述的钢板成形而得到的电池罐。
5.一种电池制造方法，其中，具有对权利要求1或2所述的钢板进行深拉深加工而成形为电池罐的工序。
全文摘要
本发明提供一种适用于电池罐的各向异性小的冷轧钢板，其含有C≤0.0030％、Si≤0.02％、Mn0.15～0.19％、P≤0.020％、S≤0.015％、N≤0.0040％、Al0.020～0.070％、Nb1.00≤Nb/C(原子当量比)≤5.0、B1ppm≤B-(11/14)N≤15ppm(式中B和N为各元素的含量)，余量由Fe和不可避免的杂质构成，r值的面内各向异性Δr为-0.10≤Δr≤0.10。该钢板的制造中，特别以70～87％的轧制率进行冷轧，然后，在再结晶温度～830℃的退火温度下利用连续退火生产线进行退火。
文档编号C21D9/46GK101563475SQ20068005672
公开日2009年10月21日 申请日期2006年12月20日 优先权日2006年12月20日
发明者峰地畅子, 杉原玲子, 井上正 申请人:杰富意钢铁株式会社