(57)【特許請求の範囲】
【請求項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。
【請求項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。
【請求項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。
【請求項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。
【請求項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。
【請求項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。
【請求項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。
【請求項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。
【請求項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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
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。
【背景技術】
【０００２】
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。【０００３】
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。【０００４】
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。【０００５】
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。【０００６】
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。【０００７】
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。【０００８】
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。【０００９】
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。【００１０】
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  【００１１】
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。【００１２】
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。【００１３】
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。【００１４】
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。【００１５】
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。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１６】
【特許文献１】日本国特許第３５１６８１３号公報
【特許文献２】日本国特許第３９９６７５４号広報
【特許文献３】日本国特許第４３７４１２６号公報
【特許文献４】日本国特許第５３５９７０９号公報
【特許文献５】日本国特開平６−２１０４号公報
【特許文献６】日本国特開２０１４−４７３５９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１７】
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。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
（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。【００１９】
（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。【００２０】
（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。【００２１】
（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。【００２２】
（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。【００２３】
（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。【００２４】
（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。【００２５】
（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。【００２６】
（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。
【発明の効果】
【００２７】
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。
【図面の簡単な説明】
【００２８】
【図１】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。
【発明を実施するための形態】
【００２９】
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。
【００３０】
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。
【００３１】
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。
【００３２】
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。
【００３３】
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。
【００３４】
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。
【００３５】
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。
【００３６】
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。
【００３７】
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。
【００３８】
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。
【００３９】
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。
【００４０】
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。
【００４１】
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。
【００４２】
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。
【００４３】
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。
【００４４】
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。
【００４５】
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。
【００４６】
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。
【００４７】
［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。
【００４８】
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。
【００４９】
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。
【００５０】
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。
【００５１】
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。
【００５２】
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。
【００５３】
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。
【００５４】
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。
【００５５】
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。
【００５６】
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。
【００５７】
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。
【００５８】
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。
【００５９】
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。
【００６０】
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。
【００６１】
［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。
【００６２】
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。
【００６３】
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。
【００６４】
［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。
【００６５】
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。
【００６６】
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。
【００６７】
［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。
【００６８】
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。
【００６９】
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。
【００７０】
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。
【００７１】
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。
【００７２】
［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。
【００７３】
［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。
【００７４】
［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。
【００７５】
［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。
【００７６】
［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。
【００７７】
［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。
【００７８】
［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。
【００７９】
［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。
【００８０】
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。
【００８１】
［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。
【００８２】
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。
【００８３】
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。
【００８４】
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。
【実施例】
【００８５】
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。【００８６】
［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。【００８７】
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。【００８８】
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。【００８９】
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。【００９０】
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。【００９１】
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。【００９２】
［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。【００９３】
［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。【００９４】
［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。【００９５】
【表１】
0006428986.tif 000002
【００９６】
【表２−１】
0006428986.tif 000003
【００９７】
【表２−２】
0006428986.tif 000004
【００９８】
【表３】
0006428986.tif 000005
【００９９】
【表４−１】
0006428986.tif 000006
【０１００】
【表４−２】
0006428986.tif 000007
【０１０１】
［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。【０１０２】
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。【０１０３】
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。【０１０４】
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。【０１０５】
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。【０１０６】
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。【０１０７】
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。【０１０８】
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。【０１０９】
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。【０１１０】
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。【０１１１】
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。【０１１２】
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。【０１１３】
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。【０１１４】
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。【０１１５】
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。【０１１６】
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。【０１１７】
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。【０１１８】
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。【０１１９】
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。【０１２０】
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。【０１２１】
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。【０１２２】
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。【０１２３】
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。【０１２４】
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。【０１２５】
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。【０１２６】
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。【０１２７】
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。【０１２８】
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。【０１２９】
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。【０１３０】
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。【０１３１】
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。【０１３２】
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。【０１３３】
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。【０１３４】
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。【０１３５】
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。【０１３６】
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。
【産業上の利用可能性】
【０１３７】
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。
【要約】
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。【図１】
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