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WO2024209721A1 - 鋼板 - Google Patents

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Publication number
WO2024209721A1
WO2024209721A1 PCT/JP2023/038987 JP2023038987W WO2024209721A1 WO 2024209721 A1 WO2024209721 A1 WO 2024209721A1 JP 2023038987 W JP2023038987 W JP 2023038987W WO 2024209721 A1 WO2024209721 A1 WO 2024209721A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
content
room temperature
mpa
plating layer
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
PCT/JP2023/038987
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
正春 岡
和夫 匹田
裕太 大六野
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Priority to JP2024506875A priority Critical patent/JP7502712B1/ja
Priority to CN202380034953.7A priority patent/CN119095994A/zh
Publication of WO2024209721A1 publication Critical patent/WO2024209721A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Pending legal-status Critical Current

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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets

Definitions

  • This disclosure relates to steel sheets, and more specifically, to steel sheets that are used as materials for battery cans and are subject to press processing in the manufacturing process of battery cans.
  • Steel sheets are used as the material for battery cans used in secondary batteries such as lithium-ion batteries.
  • Steel sheets for battery can applications are usually formed with a Ni plating layer or Ni diffusion plating layer, and then pressed into the shape of a battery can.
  • the steel sheet on which the above-mentioned plating layer is formed is subjected to multi-stage drawing and DI (Drawing and Ironing) processing to form it into the shape of a battery can.
  • DI Drawing and Ironing
  • Press formability refers to the property of being able to form the steel sheet while suppressing the occurrence of defects such as cracks during press processing, such as drawing or DI processing.
  • Surface roughness resistance refers to the suppression of surface roughness of the steel sheet after press processing.
  • the steel sheets used as the material for battery cans and subject to press processing have their microstructure, grain size, and mechanical properties at room temperature (yield strength, tensile strength, and total elongation) adjusted to improve the strength, press formability, and surface roughness resistance of the battery cans after can formation.
  • Patent Document 1 the steel plate disclosed in Patent No. 3516813 (Patent Document 1) contains, by mass%, C: 0.0030% or less, Si: 0.05% or less, Mn: 0.5% or less, P: 0.03% or less, S: 0.020% or less, sol. Al: 0.01-0.100%, N: 0.0070% or less, Ti: 0.01-0.050%, Nb: 0.008-0.030%, B: 0.0002-0.0007%, with the balance being Fe and unavoidable elements.
  • This steel plate further has a grain size number of 10.0 or more.
  • Patent Document 2 contains, by mass%, C: 0.0035-0.0080%, Si: 0.35% or less, Mn: 1.0% or less, P: 0.030% or less, S: 0.025% or less, sol. Al: 0.003-0.100%, N: 0.0100% or less, Nb: 0.040% or less, and (3-6) x C%, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • the grain size number of the recrystallized grains in this steel sheet is set to 11.0-13.0.
  • Patent Documents 1 and 2 have improved resistance to roughening by adjusting the grain size number.
  • the steel sheet disclosed in WO 2016/080344 contains, in mass%, C: over 0.150 to 0.250%, Sol. Al: 0.005 to 0.100%, B: 0.0005 to 0.02%, Si: 0.50% or less, Mn: 0.70% or less, P: 0.070% or less, S: 0.05% or less, N: 0.0080% or less, Nb: 0.003% or less, Ti: 0.003% or less, with the balance being Fe and impurities.
  • This steel sheet further has a yield strength of 310 to 370 MPa after aging treatment and a total elongation of 24 to 30%.
  • the steel sheet disclosed in International Publication No. 2016/060248 contains, as chemical components, in mass%, C: over 0.150 to 0.260%, Sol. Al: 0.005 to 0.100%, B: 0.0005 to 0.02%, Si: 0.50% or less, Mn: 0.70% or less, P: 0.070% or less, S: 0.05% or less, N: 0.0080% or less, Nb: 0.003% or less, Ti: 0.003% or less, with the balance being Fe and impurities.
  • This steel sheet contains ferrite and spheroidal cementite as a microstructure, has a yield strength after aging treatment of 360 to 430 MPa, and a total elongation of 25 to 32%.
  • Patent Documents 3 and 4 improve the strength of the battery can after can manufacturing by adjusting the yield strength, and improve the press formability of the steel sheet by adjusting the microstructure and total elongation.
  • abnormal heat generation may occur inside the battery due to an internal short circuit or overcharging. If abnormal heat generation occurs, the temperature of the battery can will reach a high temperature of about 200 to 300°C. In this specification, "high temperature” means 200 to 300°C. Even if such abnormal heat generation occurs in the battery can, it is preferable that the strength of the battery can be maintained. Therefore, high-temperature strength at 200 to 300°C is also required for the steel plate used as the material for the battery can and which is to be subjected to press processing.
  • Patent Documents 1 to 4 do not consider the high-temperature strength of steel sheets for battery can applications.
  • the objective of this disclosure is to provide a steel plate with excellent high-temperature strength.
  • the steel plate of the present disclosure is The chemical composition, in mass%, is C: 0.040-0.070%, Si: more than 0 to 0.10%, Mn: 0.20-0.40%, P: more than 0 to 0.030%, S: more than 0 to 0.030%, sol.
  • ferrite is a main phase, and the grain size number of the ferrite is 11.0 or more;
  • the plate thickness is 0.15 to 1.00 mm,
  • the yield strength at room temperature is 220 to 500 MPa, the tensile strength at room temperature is 330 to 550 MPa, and the total elongation at room temperature is 20.0% or more,
  • the aging index AI is 50.0 MPa or more,
  • the ratio of the tensile strength at 300° C. to the tensile strength at room temperature is 0.90 or more.
  • the steel plate disclosed herein has excellent high-temperature strength.
  • the inventors first investigated means for improving the strength, press formability, and surface roughness resistance of battery cans after can-making in steel sheets that are suitable as materials for battery cans and are subject to press processing.
  • Patent Documents 1 to 4 the chemical composition, microstructure, crystal grain size, and mechanical properties at room temperature (yield strength, total elongation, etc.) of steel sheets affect the strength, press formability, and surface roughness resistance of battery cans after can-making. Therefore, the inventors investigated the chemical composition, microstructure, and crystal grain size of steel sheets.
  • a battery can having a chemical composition of, in mass%, C: 0.040-0.070%, Si: more than 0-0.10%, Mn: 0.20-0.40%, P: more than 0-0.030%, S: more than 0-0.030%, sol.
  • the alloy has an average particle size of 11.5 to 12.5mm, and a balance of 12.5mm.
  • the alloy has an average particle size of 11.5mm.
  • the alloy has an average particle size of 12.5mm.
  • the alloy has an average particle size of 12.5mm.
  • the alloy has an average particle size of 12.5mm.
  • the alloy has an average particle size of 12.5mm.
  • the alloy has an average particle size of 12.5mm.
  • the alloy has an average particle size of 12.5mm.
  • the alloy has an average particle size of 12.5mm.
  • the alloy has an average particle size of 12.5mm.
  • the steel sheet has a tensile strength of 0.0 or more, a plate thickness of 0.15 to 1.00 mm, a yield strength at room temperature of 220 to 500 MPa, a tensile strength at room temperature of 330 to 550 MPa, and a total elongation at room temperature of 20.0% or more, it is suitable as a material for battery cans, and the steel sheet to be subjected to press processing can provide sufficient strength, sufficient press formability, and sufficient resistance to surface roughening in the battery can after can formation.
  • the inventors further investigated means for increasing the high-temperature strength of steel plates that satisfy the above-mentioned chemical composition, microstructure, grain size number, and plate thickness.
  • the inventors focused on the amount of dissolved C and N in the steel sheet.
  • the dissolved C and N in the steel sheet reduce press formability. Therefore, for steel sheets to be subjected to press working, the steel sheets are annealed before press working, and then overaging treatment is carried out, etc., to reduce the amount of dissolved C and N.
  • the inventors decided to intentionally leave dissolved C and N in the steel sheet in order to increase high-temperature strength.
  • the temperature range in which strength is required for battery cans is approximately 200 to 300°C. If dissolved C and N are present in the steel sheet in this high-temperature range, dynamic strain aging will occur. In other words, in the high-temperature range mentioned above, dissolved C and N will diffuse appropriately and become fixed to dislocations in the steel sheet. Therefore, dissolved C and N are thought to contribute to improving high-temperature strength at 200 to 300°C.
  • the inventors therefore attempted to ensure high strength in the high temperature range of 200 to 300°C by intentionally ensuring a certain amount of dissolved C and N in the steel plate.
  • AI aging index
  • the amount of dissolved C and N in the steel plate correlates with the aging index AI. Specifically, the greater the amount of dissolved C and N in the steel plate, the higher the aging index AI. Therefore, it is possible to estimate the amount of dissolved C and N in the steel plate based on the aging index AI.
  • the inventors therefore attempted to further adjust the aging index AI in steel plates that satisfy the above-mentioned chemical composition, microstructure, grain size number, plate thickness, and mechanical properties at room temperature. As a result, they found that if the aging index AI is 50.0 MPa or more, the above-mentioned mechanical properties at room temperature can be maintained in steel plates with the above-mentioned chemical composition, microstructure, grain size number, and plate thickness, and further, high-temperature strength at 200 to 300°C can be increased.
  • the ratio of tensile strength at 300°C to tensile strength at room temperature can be made 0.90 or more.
  • the steel plate of this embodiment was completed based on the above technical concept and has the following configuration.
  • the steel plate of the first configuration is The chemical composition, in mass%, is C: 0.040-0.070%, Si: more than 0 to 0.10%, Mn: 0.20-0.40%, P: more than 0 to 0.030%, S: more than 0 to 0.030%, sol.
  • ferrite is a main phase, and the grain size number of the ferrite is 11.0 or more;
  • the plate thickness is 0.15 to 1.00 mm,
  • the yield strength at room temperature is 220 to 500 MPa, the tensile strength at room temperature is 330 to 550 MPa, and the total elongation at room temperature is 20.0% or more,
  • the aging index AI is 50.0 MPa or more,
  • the ratio of the tensile strength at 300° C. to the tensile strength at room temperature is 0.90 or more.
  • the steel plate of the second configuration is A steel sheet of a first configuration, further comprising: A plating layer is formed on the surface, The plating layer is The layer is made of at least one material selected from the group consisting of a Ni plating layer and a Ni diffusion plating layer.
  • the steel plate of the third configuration is A steel plate having a first or second configuration,
  • the above chemical composition is Ti: 0.001 to 0.010%, Nb: 0.001 to 0.010%, Cu: 0.1 to 0.5%, Ni: 0.1 to 0.5%, Cr: 0.1 to 0.3%; and Sn: 0.01 to 0.05%.
  • the steel plate of the fourth configuration is A steel plate having any one of the first to third configurations,
  • the remainder of the microstructure is
  • the alloy comprises one or more selected from the group consisting of pearlite, cementite, bainite, and martensite.
  • the steel plate of this embodiment will be described below. Note that the steel plate of this embodiment also includes steel strips. Furthermore, “%” for elements means mass % unless otherwise specified.
  • the steel plate of this embodiment satisfies the following characteristics.
  • the chemical composition is, in mass%, C: 0.040-0.070%, Si: more than 0-0.10%, Mn: 0.20-0.40%, P: more than 0-0.030%, S: more than 0-0.030%, Sol. Al: 0.005-0.100%, N: more than 0%-0.0150%, B: 0.0001-0.0030%, Ti: 0-0.010%, Nb: 0-0.010%, Cu: 0-0.5%, Ni: 0-0.5%, Cr: 0-0.3%, and Sn: 0-0.05%, with the balance being Fe and impurities.
  • ferrite In the microstructure, ferrite is the main phase, and the grain size number is 11.0 or more.
  • the plate thickness is 0.15 to 1.00 mm.
  • the yield strength at room temperature is 220 to 500 MPa, the tensile strength at room temperature is 330 to 550 MPa, and the total elongation at room temperature is 20.0% or more.
  • the aging index AI is 50.0 MPa or more, and the ratio of the tensile strength at 300° C. to the tensile strength at room temperature is 0.90 or more.
  • C also combines with other alloying elements to form carbides, which refines the grain size of the steel. This refinement of the grain size improves the resistance of the steel sheet to surface roughening during press working such as drawing. If the C content is less than 0.040%, the above effects cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the C content exceeds 0.070%, the press formability decreases. Therefore, the C content is 0.040 to 0.070%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.043%, more preferably 0.045%, and further preferably 0.050%.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.068%, more preferably 0.065%, and further preferably 0.060%.
  • the preferred range of the C content is, for example, 0.043 to 0.060%, more preferably 0.045 to 0.065%, and even more preferably 0.050 to 0.060%.
  • Si more than 0 to 0.10%
  • Silicon (Si) deoxidizes steel during the steelmaking process in the manufacturing process of steel sheets.
  • Si content exceeds 0.10%
  • the adhesion of the coating to the steel sheet decreases.
  • the adhesion of the paint to the steel plate decreases. Therefore, the Si content is more than 0 to 0.10%.
  • the Si content is preferably as low as possible.
  • the preferable lower limit of the Si content is 0.01%. More preferably, it is 0.02%, and further preferably, it is 0.03%.
  • the upper limit of the Si content is preferably 0.09%, more preferably 0.08%, and further preferably 0.07%.
  • the Si content is preferably in the range of, for example, 0.01 to 0.09%, more preferably 0.02 to 0.08%, and even more preferably 0.03 to 0.07%.
  • Mn 0.20-0.40%
  • Mn Manganese
  • Mn increases the strength of steel sheets at room temperature through solid solution strengthening. Mn also combines with S in steel to form MnS. The formation of MnS fixes S, which improves the thermal stability of the steel sheet. If the Mn content is less than 0.20%, the above effects cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the Mn content exceeds 0.40%, the strength of the steel sheet at room temperature is excessively increased due to solid solution strengthening of Mn, resulting in a deterioration in press formability of the steel sheet. Therefore, the Mn content is 0.20 to 0.40%.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 0.21%, more preferably 0.23%, and further preferably 0.25%.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 0.38%, more preferably 0.36%, and further preferably 0.35%.
  • the Mn content is preferably in the range of, for example, 0.21 to 0.38%, more preferably 0.23 to 0.36%, and further preferably 0.25 to 0.35%.
  • Phosphorus (P) increases the strength of steel sheets at room temperature through solid solution strengthening. However, if the P content exceeds 0.030%, P will segregate excessively at grain boundaries. As a result, the toughness and Press formability is reduced. Therefore, the P content is more than 0 to 0.030%.
  • the P content is preferably as low as possible. However, if the P content is reduced too much, the manufacturing cost increases. Therefore, in consideration of normal industrial production, the preferable lower limit of the P content is 0.001%. %, more preferably 0.002%, and even more preferably 0.003%.
  • the upper limit of the P content is preferably 0.025%, more preferably 0.022%, and further preferably 0.020%.
  • the P content is preferably in the range of 0.001 to 0.025%, more preferably 0.002 to 0.022%, and further preferably 0.003 to 0.020%, for example.
  • S More than 0 to 0.030% Sulfur (S) reduces the hot workability, toughness and ductility of steel. If the S content exceeds 0.030%, the hot workability, toughness and ductility of steel are significantly reduced. Therefore, the S content is more than 0 to 0.030%.
  • the S content is preferably as low as possible. However, if the S content is reduced too much, the manufacturing cost increases. Therefore, in consideration of normal industrial production, the preferable lower limit of the S content is 0.001%. %, more preferably 0.002%, and even more preferably 0.003%.
  • the upper limit of the S content is preferably 0.025%, more preferably 0.022%, and further preferably 0.020%.
  • the preferred range of the S content is, for example, 0.001 to 0.025%, more preferably 0.002 to 0.022%, and even more preferably 0.003 to 0.020%.
  • sol. Al 0.005-0.100%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel during the steelmaking process in the manufacturing process of steel plates. Furthermore, Al combines with N in the steel to form AlN. AlN refines the grains. The refinement of Al improves the resistance to surface roughening of the steel sheet during press working such as drawing. If the sol. Al content is less than 0.005%, the above effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the sol. Al content exceeds 0.100%, AlN is excessively generated, which reduces the toughness of the steel plate. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.100%.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.007%, more preferably 0.010%, and further preferably 0.012%.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.070%, more preferably 0.050%, still more preferably 0.040%, still more preferably 0.035%, and still more preferably 0.030%. %, and more preferably 0.025%.
  • the preferred range of the Al content is, for example, 0.007 to 0.070%, more preferably 0.007 to 0.050%, even more preferably 0.010 to 0.040%, and even more preferably
  • the content is preferably 0.010 to 0.035%, more preferably 0.012 to 0.030%, and even more preferably 0.012 to 0.025%.
  • the sol. Al content means the content of acid-soluble (sol. Al).
  • the acid-insoluble Al (insol. Al) is, for example, alumina (Al 2 O 3 ).
  • N More than 0% to 0.0150% Nitrogen (N), like C, exists in the steel as solid solution N and exhibits dynamic strain aging in the high temperature range of 200 to 300°C, which is the heat generation temperature when a battery can is short-circuited. Nitrogen also forms nitrides such as AlN to refine crystal grains, thereby improving the surface roughening resistance of the steel sheet during press working such as drawing. However, if the N content exceeds 0.0150%, excessive nitrides are formed, which reduces the toughness of the steel plate. Therefore, the N content is more than 0 to 0.0150%.
  • the lower limit of the N content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0010%, still more preferably 0.0015%, still more preferably 0.0020%, and still more preferably 0.0025%. %, more preferably 0.0035%, and even more preferably 0.0050%.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.0145%, more preferably 0.0140%, even more preferably 0.0130%, even more preferably 0.0120%, and even more preferably 0.0110%. %, more preferably 0.0100%, and even more preferably 0.0080%.
  • the N content is preferably in the range of, for example, 0.0001 to 0.0145%, more preferably 0.0010 to 0.0140%, even more preferably 0.0015 to 0.0130%, and even more preferably 0.0020 to 0.0120%, more preferably 0.0025 to 0.0110%, more preferably 0.0035 to 0.0100%, and even more preferably 0.0050 to 0.0080%. It is.
  • B 0.0001-0.0030% Boron (B) segregates at grain boundaries and inhibits the segregation of P and S at grain boundaries, thereby improving the press formability, hot workability and toughness of the steel sheet. If it is less than 0.001%, the above effects cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the B content exceeds 0.0030%, B will segregate excessively at grain boundaries or carbides of B will precipitate. In this case, the segregation or precipitation of B will cause the heat resistance of the steel sheet to deteriorate. The workability and toughness decrease. Therefore, the B content is 0.0001 to 0.0030%.
  • the lower limit of the B content is preferably 0.0003%, more preferably 0.0005%, still more preferably 0.0007%, still more preferably 0.0010%, and still more preferably 0.0015%. %.
  • the upper limit of the B content is preferably 0.0028%, more preferably 0.0026%, still more preferably 0.0024%, still more preferably 0.0022%, and still more preferably 0.0020%. %.
  • the preferred range of the B content is, for example, 0.0003 to 0.0028%, more preferably 0.0005 to 0.0026%, even more preferably 0.0007 to 0.0024%, and even more preferably
  • the content is 0.0010 to 0.0022%, and more preferably 0.0015 to 0.0020%.
  • the remainder of the chemical composition of the steel plate of this embodiment is composed of Fe and impurities.
  • impurities refer to substances that are mixed in from raw materials such as ore and scrap, or from the manufacturing environment, during industrial production of the steel plate, and are acceptable to the extent that they do not adversely affect the steel plate of this embodiment.
  • the steel plate of this embodiment further contains, instead of a part of Fe, Ti: 0 to 0.010%, Nb: 0 to 0.010%, Cu: 0 to 0.5%, Ni: 0 to 0.5%, Cr: 0 to 0.3%; and Sn: 0 to 0.05%.
  • Ti 0 to 0.010%
  • Nb 0 to 0.010%
  • Cu 0 to 0.5%
  • Ni 0 to 0.5%
  • Cr 0 to 0.3%
  • Sn 0 to 0.05%
  • the chemical composition of the steel sheet of this embodiment may contain one or more elements selected from the group consisting of Ti and Nb instead of a part of Fe. Both Ti and Nb form carbonitrides to refine crystal grains. As a result, the surface roughening resistance of the steel sheet during press working such as drawing is improved.
  • carbonitride is a general term including carbide, nitride, and carbonitride.
  • Titanium (Ti) is an optional element and may not be contained, that is, the Ti content may be 0%.
  • Ti When contained, that is, when the Ti content is more than 0%, Ti combines with C and/or N in the steel to form Ti carbonitrides. Ti carbonitrides refine grains. As a result, the steel sheet is more resistant to surface roughening during press working such as drawing. Even if the steel sheet contains even a small amount of Ti, the above effect can be obtained to a certain extent. However, if the Ti content exceeds 0.010%, Ti carbonitrides are formed in excess.
  • the Ti content is 0 to 0.010%.
  • the lower limit of the Ti content is preferably 0.001%, and more preferably 0.002%.
  • the upper limit of the Ti content is preferably 0.009%, and more preferably 0.008%.
  • a preferred range of the Ti content is, for example, 0.001 to 0.009%, and more preferably, 0.002 to 0.008%.
  • Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained. In other words, the Nb content may be 0%.
  • Nb is contained, that is, when the Nb content is more than 0%, Nb combines with C and/or N in the steel to form Nb carbonitrides. Nb carbonitrides refine grains. As a result, the resistance to surface roughening of the steel sheet during press working such as drawing is improved. Even if even a small amount of Nb is contained, the above effect can be obtained to a certain extent. However, if the Nb content exceeds 0.010%, Nb carbonitrides are excessively formed.
  • the Nb content is 0 to 0.010%.
  • the lower limit of the Nb content is preferably 0.001%, and more preferably 0.002%.
  • the upper limit of the Nb content is preferably 0.009%, and more preferably 0.008%.
  • the Nb content is preferably in the range of 0.001 to 0.009%, for example, and more preferably in the range of 0.002 to 0.008%.
  • the chemical composition of the steel sheet of the present embodiment may contain at least one element selected from the group consisting of Cu, Ni, Cr, and Sn instead of a portion of Fe. Any of these elements may be contained in scrap when scrap is used as the raw material for the steel sheet. These elements are so-called tramp elements.
  • Cu 0 to 0.5% Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. That is, the Cu content may be 0%. In the steel sheet of the present embodiment, Cu is a tramp element. When Cu is contained, that is, when the Cu content exceeds 0%, if the Cu content exceeds 0.5%, the press formability of the steel sheet decreases. Therefore, the Cu content is 0 to 0.5%.
  • the Cu content is preferably as low as possible. However, if the Cu content is excessively reduced, the manufacturing cost increases. Therefore, in consideration of normal industrial production, the preferable lower limit of the Cu content is 0.1%.
  • the upper limit of the Cu content is preferably 0.4%, and more preferably 0.3%.
  • the Cu content is preferably in the range of, for example, 0.1 to 0.4%, and more preferably, 0.1 to 0.3%.
  • Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. That is, the Ni content may be 0%. In the steel sheet of the present embodiment, Ni is a tramp element. When Ni is contained, that is, when the Ni content exceeds 0%, if the Ni content exceeds 0.5%, the press formability of the steel sheet decreases. Therefore, the Ni content is 0 to 0.5%.
  • the Ni content is preferably as low as possible. However, if the Ni content is excessively reduced, the manufacturing cost increases. Therefore, in consideration of normal industrial production, the preferable lower limit of the Ni content is 0.1%.
  • the upper limit of the Ni content is preferably 0.4%, and more preferably 0.3%.
  • the Ni content is preferably in the range of, for example, 0.1 to 0.4%, and more preferably, 0.1 to 0.3%.
  • Chromium (Cr) is an optional element and may not be contained. That is, the Cr content may be 0%. In the steel sheet of the present embodiment, Cr is a tramp element. When Cr is contained, that is, when the Cr content exceeds 0%, if the Cr content exceeds 0.3%, the press formability of the steel sheet decreases. Therefore, the Cr content is 0 to 0.3%.
  • the Cr content is preferably as low as possible. However, if the Cr content is excessively reduced, the manufacturing cost increases. Therefore, in consideration of normal industrial production, the preferred lower limit of the Cr content is 0.1%.
  • the preferred upper limit of the Cr content is 0.2%.
  • the Cr content is preferably in the range of, for example, 0.1 to 0.3%, and more preferably, 0.1 to 0.2%.
  • Tin (Sn) is an optional element and may not be contained. That is, the Sn content may be 0%. In the steel sheet of the present embodiment, Sn is a tramp element.
  • Sn is contained, that is, when the Sn content exceeds 0%, if the Sn content exceeds 0.05%, Sn is excessively segregated at the grain boundaries. In this case, the following problems occur due to the segregation of Sn: However, the hot workability and toughness of the steel plate are deteriorated. Therefore, the Sn content is 0 to 0.05%.
  • the Sn content is preferably as low as possible. However, if the Sn content is excessively reduced, the manufacturing cost increases.
  • the preferable lower limit of the Sn content is 0.01%. It is.
  • the upper limit of the Sn content is preferably 0.04%, and more preferably 0.03%.
  • the preferred range of the Sn content is, for example, 0.01 to 0.04%, and more preferably 0.01 to 0.03%.
  • ferrite is the main phase, and the grain size number is 11.0 or more.
  • ferrite is the main phase.
  • ferrite being the main phase means that the area ratio of ferrite in the microstructure is 90% or more. If the main phase of the microstructure is ferrite, excellent press formability can be obtained.
  • the remainder other than ferrite is made up of one or more selected from the group consisting of pearlite, cementite, bainite, and martensite.
  • the remainder of the microstructure is made up of one or more selected from the group consisting of pearlite and cementite.
  • the preferred lower limit of the area ratio of ferrite in the microstructure is 92%, more preferably 95%, even more preferably 97%, and most preferably 100%.
  • the method for identifying each structure in the microstructure (ferrite, pearlite, cementite, bainite, and martensite) and the method for measuring the area ratio of ferrite are as follows.
  • a test piece is taken from the center of the width of the steel plate, with the cross section parallel to the rolling direction and parallel to the plate thickness direction as the observation surface.
  • the observation surface is mirror-polished. After mirror polishing, the observation field is a depth position of 4/th of the plate thickness from the surface of the steel plate in the plate thickness direction.
  • the observation field is etched with a nital etching solution to reveal the microstructure.
  • each structure can be distinguished by the structure morphology, carbide precipitation state, and dislocation density.
  • a structure having a lamellar structure can be identified as pearlite.
  • a phase without a substructure within the grains can be identified as ferrite.
  • a granular, bright phase can be identified as cementite.
  • a structure having a lath-like structure can be identified as bainite and martensite.
  • the ferrite in the observation field is identified, and the total area of ferrite is calculated.
  • the area ratio (%) of ferrite is calculated based on the total area of ferrite in the five observation fields and the total area of the five observation fields.
  • the grain size number of ferrite is 11.0 or more. If the crystal grains of ferrite, which is the main phase in the microstructure, are coarse, the surface roughening resistance of the steel sheet during press working such as drawing is reduced. Furthermore, if the crystal grains of ferrite are coarse, the in-plane anisotropy ⁇ r increases, and earring properties may be reduced. In the steel sheet of this embodiment, the grain size number of ferrite is 11.0 or more, and the ferrite grains are sufficiently fine. Therefore, the steel sheet has excellent surface roughening resistance during press working such as drawing. Furthermore, the in-plane anisotropy ⁇ r of the steel sheet after press working is small, and excellent earring properties are obtained.
  • the grain size number of ferrite in the steel plate of this embodiment is determined by the following method.
  • a test piece is taken from the center of the width of the steel plate, with the cross section parallel to the rolling direction and parallel to the plate thickness direction as the observation surface.
  • the observation surface is mirror-polished.
  • the observation field is set to a depth of 4/thickness from the surface of the steel plate in the thickness direction of the plate on the observation surface after mirror polishing.
  • the observation field is etched with a nital etching solution to reveal the microstructure.
  • the observation field after etching is observed with an optical microscope at 400x magnification.
  • the size of the observation field is set to 300 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m.
  • the grain size number of ferrite is measured, focusing only on the ferrite in the observation field. At this time, the grain size number is measured using a comparison method in accordance with 7.2 of the same standard. The arithmetic average value of the grain size numbers obtained in the five observation fields is taken as the grain size number of ferrite.
  • the thickness of the steel plate in this embodiment is 0.15 to 1.00 mm. If the plate thickness is less than 0.15 mm, it becomes necessary to reduce the plate thickness of the hot-rolled steel plate produced in the hot rolling process in the manufacturing process of the steel plate satisfying the feature 1. In this case, it becomes difficult to adjust the finish rolling temperature FT (°C) and the cooling rate in the hot rolling process. As a result, the steel plate cannot obtain a sufficient aging index AI. On the other hand, if the plate thickness exceeds 1.00 mm, in a steel plate satisfying characteristic 1, sufficient press formability cannot be obtained. Therefore, the thickness of the steel plate in this embodiment is 0.15 to 1.00 mm.
  • the lower limit of the plate thickness is preferably 0.20 mm, more preferably 0.25 mm, and further preferably 0.30 mm.
  • the upper limit of the plate thickness is preferably 0.90 mm, more preferably 0.80 mm, and further preferably 0.70 mm.
  • the plate thickness is preferably in the range of, for example, 0.20 to 0.90 mm, more preferably 0.25 to 0.80 mm, and even more preferably 0.30 to 0.70 mm.
  • Plate thickness can be measured using a laser thickness gauge (laser triangulation distance meter).
  • the steel sheet has a yield strength of 220 to 500 MPa at room temperature, a tensile strength of 330 to 550 MPa at room temperature, and a total elongation of 20.0% or more at room temperature.
  • room temperature means 25° C.
  • yield strength and tensile strength at room temperature When a steel sheet is used as a material for, for example, a battery can, the battery can produced is required to have a certain degree of strength. If the steel sheet has a yield strength of 220 MPa or more at room temperature and a tensile strength of 330 MPa or more at room temperature, sufficient strength required for battery can applications can be obtained.
  • the yield strength and tensile strength of the steel sheet at room temperature are too high, sufficient press formability cannot be obtained. If the yield strength of the steel sheet at room temperature is 500 MPa or less and the tensile strength is 550 MPa or less, excellent press formability can be obtained.
  • the yield strength of the steel plate at room temperature is 220 to 500 MPa, and the tensile strength of the steel plate at room temperature is 330 to 550 MPa.
  • the lower limit of the yield strength of the steel plate at room temperature is preferably 250 MPa, more preferably 270 MPa, and further preferably 300 MPa.
  • the upper limit of the yield strength of the steel plate at room temperature is preferably 480 MPa, more preferably 460 MPa, still more preferably 440 MPa, and still more preferably 420 MPa.
  • the yield strength of the steel plate at room temperature is preferably in the range of, for example, 250 to 480 MPa, more preferably 270 to 460 MPa, even more preferably 300 to 440 MPa, and still more preferably 300 to 420 MPa.
  • the lower limit of the tensile strength of the steel sheet at room temperature is preferably 350 MPa, more preferably 360 MPa, and further preferably 370 MPa.
  • the upper limit of the tensile strength of the steel sheet at room temperature is preferably 530 MPa, more preferably 510 MPa, and further preferably 490 MPa.
  • the tensile strength of the steel plate at room temperature is preferably in the range of, for example, 350 to 530 MPa, more preferably 360 to 510 MPa, and even more preferably 370 to 490 MPa.
  • the steel sheet of the present embodiment is used as a material for a battery can, excellent press formability is required. If the total elongation of the steel sheet at room temperature is less than 20.0%, sufficient press formability cannot be obtained. Therefore, the total elongation of the steel sheet at room temperature is 20.0% or more.
  • the lower limit of the total elongation of the steel sheet at room temperature is preferably 21.0%, more preferably 24.0%, and even more preferably 28.0%.
  • the upper limit of the total elongation of the steel sheet at room temperature is not particularly limited.
  • the upper limit of the total elongation of the steel sheet at room temperature is, for example, 50.0%, for example, 45.0%, for example, 40.0%.
  • the preferred range of the total elongation of the steel sheet at room temperature is, for example, 21.0 to 50.0%, more preferably 24.0 to 45.0%, and even more preferably 28.0 to 40.0%.
  • the yield strength, tensile strength, and total elongation at room temperature are determined by the following method.
  • a JIS No. 5 tensile test piece is taken from the steel plate in accordance with JIS Z 2241 (2011).
  • the parallel part of the tensile test piece is parallel to the rolling direction of the steel plate.
  • the collected tensile test specimen is used to carry out a tensile test at room temperature in air to obtain a stress-strain curve. From the obtained stress-strain curve, the yield strength (MPa) at room temperature, the tensile strength (MPa) at room temperature, and the total elongation (%) at room temperature are obtained.
  • the 0.2% proof stress obtained from the stress-strain curve is defined as the yield strength.
  • the steel plate of this embodiment further has an aging index AI of 50.0 MPa or more, and a ratio of the tensile strength at 300° C. to the tensile strength at room temperature of 0.90 or more.
  • the aging index AI is 50.0 MPa or more, sufficient amounts of solute C and N are present in the steel sheet in a steel sheet that satisfies Features 1 to 4. Therefore, excellent high-temperature strength is obtained.
  • the lower limit of the aging index AI is preferably 52.0 MPa, more preferably 55.0 MPa, still more preferably 60.0 MPa, and still more preferably 65.0 MPa.
  • the upper limit of the aging index AI is not particularly limited.
  • the upper limit of the aging index AI is, for example, 100.0 MPa, for example, 95.0 MPa, for example, 90.0 MPa.
  • a preferred range of the aging index AI is, for example, 52.0 to 100.0 MPa, more preferably 55.0 to 95.0 MPa, still more preferably 60.0 to 90.0 MPa, and still more preferably 65.0 to 90.0 MPa.
  • the aging index AI is determined by the following method.
  • a JIS No. 5 tensile test piece is taken from the steel plate.
  • the parallel part of the tensile test piece is parallel to the rolling direction of the steel plate.
  • the original cross-sectional area A (mm) of the parallel part of the taken tensile test piece is obtained.
  • a tensile test is carried out on the collected tensile test specimen using a tensile tester in accordance with JIS Z 2241 (2011), and a prestrain of 10% is applied to the tensile test specimen.
  • the load F1 (kgf) at the time when a prestrain of 10% occurs in the tensile test is determined.
  • the tensile test specimens to which a 10% prestrain was applied were subjected to accelerated aging treatment at 100° C. for 1 hour.
  • a tensile test is performed on the tensile test piece after the accelerated aging treatment at room temperature (25° C.) in air in accordance with JIS Z 2241 (2011) to determine the yield load F2 (kgf).
  • the aging index AI (MPa) is calculated using the obtained original parallel portion cross-sectional area A, the load F1, and the yield load F2 according to formula (1).
  • AI (F2-F1)/A (1)
  • the value obtained by rounding off the value obtained by formula (1) to one decimal place is defined as the aging index AI (MPa).
  • the ratio of the tensile strength at 300°C to the tensile strength at room temperature is 0.90 or more.
  • the tensile strength at room temperature is defined as TS RT
  • the tensile strength at 300°C is defined as TS 300.
  • the high temperature tensile strength ratio R TS which is the ratio of the tensile strength at 300°C TS 300 to the tensile strength at room temperature TS RT , can be defined by formula (2).
  • R TS TS 300 / TS RT (2)
  • the high temperature tensile strength ratio RTS is 0.90 or more, a sufficiently high tensile strength is obtained even at a high temperature of 300° C. Therefore, in a battery can manufactured using the steel sheet of this embodiment as a material, even if heat is generated due to a short circuit, the battery can maintain a sufficient strength.
  • the steel sheet of this embodiment satisfies Features 1 to 4, and further, by setting the aging index AI to 50.0 MPa or more, the high temperature tensile strength ratio RTS can be made 0.90 or more.
  • the lower limit of the high temperature tensile strength ratio RTS is preferably 0.93, more preferably 0.95, still more preferably 0.97, and still more preferably 1.00.
  • the upper limit of the high temperature tensile strength ratio RTS is not particularly limited. When the steel plate satisfies Features 1 to 4, the upper limit of the high temperature tensile strength ratio RTS is, for example, 1.30, more preferably 1.25, and further preferably 1.15.
  • the high temperature tensile strength ratio RTS is preferably in the range of, for example, 0.93 to 1.30, more preferably 0.95 to 1.25, still more preferably 0.97 to 1.15, and still more preferably 1.00 to 1.15.
  • the high temperature tensile strength ratio RTS is determined by the following method.
  • the tensile strength TS RT of the steel plate at room temperature is obtained by a method conforming to the above-mentioned (Method for measuring mechanical properties at room temperature).
  • a JIS No. 5 tensile test specimen is taken from the steel plate whose tensile strength at room temperature (TS RT) has been determined in accordance with JIS G 0567 (2012).
  • the parallel part of the tensile test specimen is parallel to the rolling direction of the steel plate.
  • a tensile test is carried out on the collected tensile test specimens at 300°C in air to obtain a stress-strain curve. From the obtained stress-strain curve, the tensile strength TS 300 (MPa) at 300° C. is determined. Using the obtained tensile strengths TS RT and tensile strengths TS 300 , the high-temperature tensile strength ratio R TS is calculated based on the formula (2).
  • the steel plate of this embodiment satisfies Features 1 to 4. Therefore, when press working such as drawing is performed in the manufacturing process of the battery can, the steel plate of this embodiment has excellent press formability and excellent resistance to roughening.
  • the steel plate of this embodiment satisfies Features 1 to 4, and further satisfies Feature 5. Therefore, the steel plate of this embodiment has excellent high-temperature strength.
  • the steel plate of this embodiment has excellent high-temperature strength.
  • the steel sheet of the present embodiment may further include a plating layer formed on the surface thereof.
  • the plating layer is one or more layers selected from the group consisting of a Ni plating layer and a Ni diffusion plating layer.
  • the Ni plating layer is a plating layer with a Ni content of 90% or more by mass.
  • the chemical composition of the Ni plating layer other than Ni is not particularly limited.
  • the Ni plating layer may contain Co and/or W.
  • the plating layer is a Ni plating layer.
  • a test piece including a plating layer is taken from a steel sheet on which a plating layer is formed.
  • An elemental analysis is performed on the plating layer using an X-ray fluorescence analyzer.
  • a calibration curve is prepared in advance using a standard sample of the plating layer with a known Ni content. The Ni content (mass%) in the plating layer is determined based on this calibration curve. If the obtained Ni content is 90% or more by mass%, the plating layer is determined to be a Ni plating layer.
  • the Ni diffusion plating layer is formed by carrying out a well-known alloying heat treatment on the steel sheet on which the Ni plating layer is formed.
  • the Ni plating layer is formed by a well-known electroplating process or electroless plating process.
  • the Ni diffusion plating layer includes an Fe—Ni alloy layer.
  • the Ni diffusion plating layer may include a Ni plating layer and an Fe—Ni alloy layer formed between the Ni plating layer and the steel sheet surface.
  • the Ni diffusion plating layer may also be a plating layer made of an Fe—Ni alloy layer.
  • the Fe—Ni alloy layer is formed by diffusing Fe in the steel sheet into the Ni plating layer by alloying heat treatment, and diffusing Ni in the Ni plating layer into the steel sheet.
  • the preferred Fe concentration at the outermost surface of the Ni diffusion plating layer is 3% or more by mass.
  • the outermost surface of the Ni diffusion plating layer means, for example, a position at a depth of 0.006 ⁇ m from the surface of the Ni diffusion plating layer, obtained based on the Ar sputtering time by glow discharge spectroscopy (GDS) described below.
  • GDS glow discharge spectroscopy
  • the Fe concentration in the outermost surface is 3% or more, seizure between the steel sheet and a die is suppressed when the steel sheet having the Ni diffusion plating layer formed thereon is press-formed, resulting in improved press formability.
  • a more preferable lower limit of the Fe concentration in the surface layer is 10%, and a more preferable lower limit is 15% or more.
  • the upper limit of the Fe concentration in the surface layer is preferably 80%, more preferably 70%, and even more preferably 60%.
  • the following method can be used to determine whether a plating layer is a Ni diffusion plating layer.
  • a test piece including a plating layer is taken from a steel sheet on which a plating layer is formed.
  • a depth direction element distribution is performed on the plating layer of the test piece by glow discharge spectroscopy (GDS) to measure the Ni concentration and Fe concentration in the depth direction from the surface of the plating layer.
  • GDS glow discharge spectroscopy
  • a high frequency glow discharge optical emission surface analyzer is used for the measurement.
  • the GDS measurement conditions are as follows. H.V.: Fe 785V, Ni 630V Anode diameter: ⁇ 4 mm Gas: Ar Gas pressure: 600 Pa Output: 35W
  • the high frequency glow discharge optical emission surface analysis device used is, for example, a model number GD-Profiler 2 manufactured by Horiba, Ltd.
  • Measurement data where the depth converted from the Ar sputtering time is less than 0.006 ⁇ m (6 nm) may contain noise due to reasons such as an unstable signal.
  • measurement data where the depth converted from the Ar sputtering time is less than 0.006 ⁇ m (6 nm) may not necessarily be an accurate measurement of the plating layer. Therefore, in this GDS measurement, only data where the depth converted from the Ar sputtering time is 0.006 ⁇ m or more is used.
  • the position where the depth converted from the Ar sputtering time is 0.006 ⁇ m is considered to be the outermost surface of the plating layer (depth 0 ⁇ m).
  • the plating layer is a Ni diffusion plating layer. For example, if the Fe concentration increases from the outermost surface in the depth direction and the Ni concentration decreases from the outermost surface in the depth direction, that is, if the Fe concentration shows a positive gradient and Ni shows a negative gradient in the plating layer in the depth direction from the outermost surface, the plating layer is determined to be a Ni diffusion plating layer.
  • Step 1 Steelmaking process (Step 2) Hot rolling process (Step 3) Cold rolling process (Step 4) Annealing process (Step 5) Coating layer forming process
  • Step 5 Coating layer forming process
  • the coating layer forming process in step 5 is an optional process. In other words, the coating layer forming process may or may not be performed.
  • molten steel satisfying Feature 1 is produced.
  • the produced molten steel is used to produce a material (slab) by a casting method.
  • the molten steel is used to produce a slab by a well-known continuous casting method.
  • Step 2 Hot rolling step In the hot rolling process, the slab is hot rolled to produce a hot rolled steel sheet.
  • the hot rolling process can be carried out using known equipment.
  • the hot rolling process includes a rough rolling process in which the slab is rough rolled to produce a rough bar (intermediate steel plate), and a finish rolling process in which the rough bar is finish rolled to produce a hot rolled steel sheet.
  • the slab is first heated.
  • the heated slab is then rolled using a rough rolling mill to produce a rough bar.
  • the slab heating temperature T0 is set to 1180-1250°C. If the slab heating temperature T0 is 1180°C or higher, the finish rolling temperature FT described below can be ensured. Furthermore, if the slab heating temperature T0 is 1250°C or lower, the occurrence of cracks such as edge cracks in the steel plate during the hot rolling process can be suppressed.
  • the rough bar is further rolled (finish rolling) using a finishing rolling mill to produce hot-rolled steel plate.
  • the finish rolling temperature FT is set to 890-930°C. If the finish rolling temperature FT is 890°C or higher, the recovery and recrystallization of austenite is promoted. Therefore, the recrystallized austenite transforms into ferrite. As a result, the in-plane anisotropy ⁇ r of the steel plate can be suppressed. If the finish rolling temperature FT is 930°C or lower, the coarsening of crystal grains can be suppressed.
  • the hot-rolled steel sheet is cooled in a cooling zone (run-out table: ROT) and then wound into a coil at a coiling temperature CT of 560 to 600°C.
  • a cooling zone run-out table: ROT
  • the coiling temperature CT is 560°C or higher, the formation of bainite is suppressed in the microstructure of the steel sheet. In this case, ferrite is likely to be the main phase in the microstructure of the steel sheet after the annealing process described below. Furthermore, the in-plane anisotropy ⁇ r can be suppressed.
  • the coiling temperature CT is 600°C or lower, the excessive formation of carbonitrides during coiling can be suppressed. Therefore, the amount of solute C and the amount of solute N in the steel sheet can be secured.
  • the aging index AI of the manufactured steel sheet is 50.0 MPa or higher.
  • Step 3 Cold rolling step
  • the cold rolling process the hot rolled steel sheet is pickled and then cold rolled to produce a cold rolled steel sheet.
  • the cold rolling process can be performed using known equipment.
  • the temperature during cold rolling is, for example, room temperature to 200°C.
  • the cold rolling ratio (cold rolling rate) RR in the cold rolling process is preferably 87 to 91%. If the cold rolling rate RR is 87 to 91%, the in-plane anisotropy ⁇ r can be suppressed in a steel sheet having a chemical composition that satisfies Feature 1, provided that other manufacturing conditions are also satisfied.
  • annealing is performed on the cold-rolled steel sheet.
  • continuous annealing is performed as the annealing.
  • the annealing process can be performed using known equipment.
  • the annealing temperature T1 is 720 to 820°C. If the annealing temperature T1 is 720°C or higher, the unrecrystallized structure can be sufficiently reduced. Therefore, in the microstructure of the steel sheet after production, ferrite becomes the main phase. On the other hand, if the annealing temperature T1 is 820°C or lower, the coarsening of recrystallized grains can be sufficiently suppressed. Therefore, in the microstructure of the steel sheet after production, the grain size number of ferrite becomes 11.0 or more.
  • the holding time t1 at the annealing temperature T1 is, for example, 20 to 60 seconds.
  • the steel sheet after the holding time t1 at the annealing temperature T1 is further cooled in two stages as follows.
  • First stage cooling The average cooling rate CR T1-650 in the first temperature range in which the steel sheet temperature is from the annealing temperature T1 to 650° C. is set to 8° C./sec or less.
  • Second stage cooling The average cooling rate CR 650-250 in the second temperature range in which the steel plate temperature is from 650° C. to 250° C. is set to 15 to 30° C./sec.
  • the first and second stage cooling will be described below.
  • the first temperature region (the temperature region in which the steel sheet temperature is from the annealing temperature T1 to 650°C) is a temperature region in which a phase transformation can occur in the microstructure of the steel sheet satisfying the characteristic 1.
  • the average cooling rate CR T1-650 exceeds 8°C/sec, structures other than ferrite (e.g., hard structures such as bainite and martensite) tend to form. In this case, the area ratio of ferrite in the microstructure of the produced steel sheet becomes less than 90%, and ferrite does not become the main phase.
  • ferrite e.g., hard structures such as bainite and martensite
  • the average cooling rate CR T1-650 is 8° C./sec or less, the formation of structures other than ferrite can be sufficiently suppressed, and therefore, in the microstructure of the produced steel sheet, the ferrite area ratio becomes 90% or more, and ferrite becomes the main phase.
  • the second temperature region (The steel sheet temperature region from 650° C. to 250° C.) is a temperature region in which phase transformation and precipitation of precipitates can occur.
  • the average cooling rate CR 650-250 is less than 15° C./sec, carbonitrides are excessively generated. In this case, sufficient amounts of solute C and solute N cannot be secured in the steel sheet after production. As a result, the aging index AI of the steel sheet after production becomes less than 50.0 MPa.
  • the cooling rate in the second temperature range is appropriate.
  • the aging index AI of the manufactured steel sheet becomes 50.0 MPa or more.
  • the average cooling rate CR T1-650 and the average cooling rate CR 650-250 are determined by the following method.
  • a plurality of thermometers are arranged along the conveying path. These thermometers measure the temperature of the steel sheet at each point when it is passed through the continuous annealing furnace. Based on the temperature measurement results at each point and the passing time of the steel sheet between each point, the average cooling rate CR T1-650 (°C/sec) in the first temperature range and the average cooling rate CR 650-250 (°C/sec) in the second temperature range are determined.
  • the plating layer forming step is an optional step and may not be performed. When a steel sheet having a Ni plating layer or a Ni diffusion plating layer is produced, the plating layer forming step is performed.
  • the Ni plating layer formation process is carried out after the annealing process.
  • the steel sheet after the annealing process is immersed in a Ni plating bath to carry out electrolytic plating or electroless plating.
  • the Ni plating bath may be any well-known Ni plating bath.
  • the Ni plating bath may be selected from the group consisting of a Watts bath, a sulfuric acid bath, a sulfamic acid bath, a Wood's bath, a boron fluoride bath, a chloride bath, and a citric acid bath.
  • the thickness (or deposition amount) of the Ni plating layer formed on the surface of the steel sheet is not particularly limited.
  • the thickness of the Ni plating layer is, for example, 0.3 to 5.0 ⁇ m.
  • the Ni deposition amount of the Ni plating layer is, for example, 2.7 to 44.5 g/ m2 .
  • the coating weight of the plating layer can be determined by elemental analysis using the above-mentioned X-ray fluorescence analyzer. Specifically, a test piece including the plating layer is taken from a steel sheet on which the plating layer is formed. Elemental analysis is performed on the surface of the plating layer using the X-ray fluorescence analyzer. A calibration curve is prepared in advance using a standard sample of the plating layer with a known Ni coating weight. The Ni coating weight (g/m 2 ) of the plating layer is determined based on this calibration curve. The thickness ( ⁇ m) of the plating layer can also be determined based on the Ni coating weight.
  • a Ni diffusion plating layer is formed on the surface of a steel sheet
  • a Ni plating layer formation process is carried out before the annealing process. Specifically, the steel sheet after the cold rolling process and before the annealing process is immersed in a Ni plating bath to carry out electrolytic plating or electroless plating. Through the above processes, a Ni plating layer is formed.
  • the above-mentioned annealing process is carried out on the steel sheet on which the Ni plating layer has been formed. During the annealing process, Fe in the steel sheet diffuses into the Ni plating layer, and Ni from the Ni plating layer diffuses into the steel sheet. As a result, a Ni diffusion plating layer containing an Fe-Ni alloy layer is formed.
  • a temper rolling (skin pass rolling) step may be performed after the annealing step.
  • the temper rolling step is an optional step and may not be performed.
  • temper rolling is performed on the steel sheet after the annealing process.
  • the reduction ratio of temper rolling is, for example, 0.5 to 5.0%. If the reduction ratio is 0.5% or more, the yield point elongation can be sufficiently suppressed in the manufactured steel sheet. In this case, it is possible to suppress the occurrence of stretcher strain when press working (drawing) is performed. If the reduction ratio is 5.0% or less, sufficient total elongation is obtained. Therefore, sufficient press formability is obtained in the manufactured steel sheet.
  • the steel plate of this embodiment can be manufactured using the above manufacturing method.
  • slabs of each steel number were produced.
  • the produced slabs were hot rolled (rough rolling and finish rolling) to produce hot-rolled steel sheets.
  • the slab heating temperature T0 (°C), finish rolling temperature FT (°C), and coiling temperature CT (°C) in the hot rolling process were as shown in Table 2.
  • the cold rolling rate RR (%) in the cold rolling process was as shown in Table 2.
  • the cold rolled steel sheet of test number 11 had a thickness of 0.20 mm.
  • the cold rolled steel sheet of test number 12 had a thickness of 0.80 mm.
  • the cold rolled steel sheets of test numbers other than test numbers 11 and 12 had a thickness of 0.30 mm.
  • a plating layer forming step was carried out on the cold-rolled steel sheet to form a Ni plating layer on the front and back surfaces of the cold-rolled steel sheet. Specifically, electric Ni plating was carried out under known conditions. In all test numbers, the Ni adhesion amount of the Ni plating layer was 13.0 g/ m2 per side. The adhesion amount of the Ni plating layer was determined by elemental analysis using an X-ray fluorescence analyzer as described above.
  • the steel sheet having the Ni-plated layer formed thereon was subjected to an annealing process.
  • the annealing temperature T1, annealing time t1, average cooling rate CR T1-650 (°C/sec), and average cooling rate CR 650-250 (°C/sec) in the annealing process were as shown in Table 2.
  • the steel sheets after the annealing process were subjected to a temper rolling process.
  • the reduction rate in temper rolling was 1.2% for all test numbers.
  • Steel plates with each test number were manufactured using the above process. Each steel plate with each test number had a Ni diffusion plating layer on both sides.
  • the thickness of the steel plate with test number 11 (thickness of the steel plate excluding the Ni diffusion plating layer) was 0.20 mm.
  • the thickness of the steel plate with test number 12 was 0.80 mm.
  • the thickness of the steel plates with test numbers other than test numbers 11 and 12 was 0.30 mm.
  • Test 1 Microstructure observation test (Test 2) Ferrite grain size number measurement test (Test 3) Room temperature mechanical property evaluation test (Test 4) Aging index AI measurement test (Test 5) High temperature tensile strength ratio RTS measurement test Each test will be described below.
  • F+B means that the total area ratio of ferrite and bainite was 90% or more, but both the area ratio of ferrite and the area ratio of bainite were less than 90%.
  • the area ratio of ferrite was larger than the area ratio of bainite.
  • test number 13 the C content was too low. Therefore, the grain size number of the ferrite was too low. Furthermore, the aging index AI was too low. Therefore, the tensile strength at room temperature TSRT and the high temperature tensile strength ratio RTS were low, and sufficient high temperature strength was not obtained.
  • test number 14 the C content was too high. Therefore, the tensile strength at room temperature TSRT was too high. Therefore, the total elongation at room temperature ELRT was low, and sufficient press formability was not obtained.
  • test number 15 the N content was too high, so the tensile strength at room temperature TSRT was too high, and the total elongation at room temperature ELRT was low, so sufficient press formability was not obtained.
  • test number 16 the Ti content was too high. Therefore, the aging index AI was too low. Therefore, the high temperature tensile strength ratio RTS was low and sufficient high temperature strength was not obtained. Furthermore, due to the excessive formation of Ti carbonitrides, the total elongation at room temperature ELRT was low and sufficient press formability was not obtained.
  • test number 17 the Nb content was too high. Therefore, the aging index AI was too low. Therefore, the high temperature tensile strength ratio RTS was low and sufficient high temperature strength was not obtained. Furthermore, due to the excessive generation of Nb carbonitrides, the total elongation at room temperature ELRT was low and sufficient press formability was not obtained.

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Abstract

高温強度に優れる鋼板を提供する。本開示の鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０４０～０．０７０％、Ｓｉ：０超～０．１０％、Ｍｎ：０．２０～０．４０％、Ｐ：０超～０．０３０％、Ｓ：０超～０．０３０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｎ：０％超～０．０１５０％、Ｂ：０．０００１～０．００３０％、Ｔｉ：０～０．０１０％、Ｎｂ：０～０．０１０％、Ｃｕ：０～０．５％、Ｎｉ：０～０．５％、Ｃｒ：０～０．３％、及び、Ｓｎ：０～０．０５％、を含有し、フェライトが主相であり、結晶粒度番号が１１．０以上であり、板厚が０．１５～１．００ｍｍであり、室温での降伏強度が２２０～５００ＭＰａであり、引張強度が３３０～５５０ＭＰａであり、全伸びが２０．０％以上であり、時効指数ＡＩが５０．０ＭＰａ以上であり、室温での引張強さに対する、３００℃での引張強さの比が０．９０以上である。

Description

鋼板
　本開示は、鋼板に関し、さらに詳しくは、電池缶の素材として用いられ、電池缶の製造工程において、プレス加工の対象となる鋼板に関する。
　リチウムイオン電池に代表される二次電池等に用いられる電池缶の素材として、鋼板が用いられる。電池缶用途の鋼板は通常、Ｎｉめっき層又はＮｉ拡散めっき層が形成された後、プレス加工により電池缶の形状に成形される。具体的には、上述のめっき層が形成された鋼板に対して、多段の絞り加工及びＤＩ（Ｄｒａｗｉｎｇ　ａｎｄ　Ｉｒｏｎｉｎｇ：絞りしごき）加工を実施して、電池缶の形状に成形する。
　このような電池缶の素材として用いられ、プレス加工の対象となる鋼板では、製缶後の室温での強度、プレス成形性及び耐肌荒れ性が求められる。プレス成形性とは、絞り加工又はＤＩ加工に代表されるプレス加工時に鋼板に割れ等の欠陥の発生を抑制しつつ成形できる特性を意味する。耐肌荒れ性とは、プレス加工後の鋼板の表面肌荒れが抑制されることを意味する。
　電池缶の素材として用いられ、プレス加工の対象となる鋼板では、ミクロ組織、結晶粒のサイズ、及び、室温での機械的特性（降伏強度、引張強さ及び全伸び）を調整することにより、製缶後の電池缶の強度、プレス成形性及び耐肌荒れ性を高めている。
　例えば、特許第３５１６８１３号（特許文献１）に開示された鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００３０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～０．１００％、Ｎ：０．００７０％以下、Ｔｉ：０．０１～０．０５０％、Ｎｂ：０．００８～０．０３０％、Ｂ：０．０００２～０．０００７％、を含有し、残部がＦｅ及び不可避元素からなる。この鋼板ではさらに、結晶粒度番号を１０．０以上とする。
　また、特許第５３５９７０９号（特許文献２）に開示された鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００３５～０．００８０％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３～０．１００％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０．０４０％以下で且つ（３～６）×Ｃ％、を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。この鋼板ではさらに、再結晶粒の結晶粒度番号を１１．０～１３．０とする。
　特許文献１及び特許文献２に開示された鋼板では、結晶粒度番号を調整することにより、耐肌荒れ性を高めている。
　国際公開第２０１６／０８０３４４号（特許文献３）に開示された鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１５０超～０．２５０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０２％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．７０％以下、Ｐ：０．０７０％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｎｂ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．００３％以下、を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。この鋼板ではさらに、時効処理後の降伏強度が３１０～３７０ＭＰａであり、全伸びが２４～３０％である。
　また、国際公開第２０１６／０６０２４８号（特許文献４）に開示された鋼板は、化学成分として、質量％で、Ｃ：０．１５０超～０．２６０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０２％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．７０％以下、Ｐ：０．０７０％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｎｂ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．００３％以下、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。この鋼板では、ミクロ組織として、フェライトと、球状セメンタイトとを含み、時効処理後の降伏強度が３６０～４３０ＭＰａであり、全伸びが２５～３２％である。
　特許文献３及び特許文献４に開示された鋼板では、降伏強度を調整することにより製缶後の電池缶の強度を高め、ミクロ組織及び全伸びを調整することにより、鋼板のプレス成形性を高めている。
特許第３５１６８１３号公報 特許第５３５９７０９号公報 国際公開第２０１６／０８０３４４号 国際公開第２０１６／０６０２４８号
　ところで、電気自動車などに搭載されるリチウムイオン電池では、内部短絡又は過充電により電池内で異常発熱が発生する場合があり得る。仮に、異常発熱が発生した場合、電池缶の温度は２００～３００℃程度の高温となる。本明細書において、「高温」とは、２００～３００℃を意味する。電池缶にこのような異常発熱が発生した場合であっても、電池缶の強度は維持できる方が好ましい。したがって、電池缶の素材として用いられ、プレス加工の対象となる鋼板では、２００～３００℃での高温強度も求められる。
　通常、高温での鋼板の強度は、室温での鋼板の強度よりも顕著に低下する。特許文献１～特許文献４では、電池缶用途の鋼板の高温強度に関する検討がされていない。
　本開示の目的は、優れた高温強度を有する鋼板を提供することである。
　本開示の鋼板は、
　化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０４０～０．０７０％、
　Ｓｉ：０超～０．１０％、
　Ｍｎ：０．２０～０．４０％、
　Ｐ：０超～０．０３０％、
　Ｓ：０超～０．０３０％、
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％、
　Ｎ：０％超～０．０１５０％、
　Ｂ：０．０００１～０．００３０％、
　Ｔｉ：０～０．０１０％、
　Ｎｂ：０～０．０１０％、
　Ｃｕ：０～０．５％、
　Ｎｉ：０～０．５％、
　Ｃｒ：０～０．３％、及び、
　Ｓｎ：０～０．０５％、
　を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
　ミクロ組織において、フェライトが主相であり、上記フェライトの結晶粒度番号が１１．０以上であり、
　板厚が０．１５～１．００ｍｍであり、
　室温での降伏強度が２２０～５００ＭＰａであり、上記室温での引張強さが３３０～５５０ＭＰａであり、上記室温での全伸びが２０．０％以上であり、
　時効指数ＡＩが５０．０ＭＰａ以上であり、
　前記室温での引張強さに対する、３００℃での引張強さの比が０．９０以上である。
　本開示の鋼板は、優れた高温強度を有する。
　本発明者らは、初めに、電池缶の素材として適しており、プレス加工の対象となる鋼板において、製缶後の電池缶の強度、プレス成形性及び耐肌荒れ性を高める手段を検討した。特許文献１～特許文献４にも提案されているとおり、鋼板の化学組成、ミクロ組織、結晶粒のサイズ、及び、室温の機械的特性（降伏強度、全伸び等）は、製缶後の電池缶の強度、プレス成形性及び耐肌荒れ性に影響する。そこで、本発明者らは、鋼板の化学組成、ミクロ組織、結晶粒のサイズについて検討を行った。その結果、本発明者らは、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０４０～０．０７０％、Ｓｉ：０超～０．１０％、Ｍｎ：０．２０～０．４０％、Ｐ：０超～０．０３０％、Ｓ：０超～０．０３０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｎ：０％超～０．０１５０％、Ｂ：０．０００１～０．００３０％、Ｔｉ：０～０．０１０％、Ｎｂ：０～０．０１０％、Ｃｕ：０～０．５％、Ｎｉ：０～０．５％、Ｃｒ：０～０．３％、及び、Ｓｎ：０～０．０５％、を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、ミクロ組織において、フェライトが主相であり、フェライトの結晶粒度番号が１１．０以上であり、板厚が０．１５～１．００ｍｍであり、室温での降伏強度が２２０～５００ＭＰａであり、室温での引張強さが３３０～５５０ＭＰａであり、室温での全伸びが２０．０％以上であれば、電池缶の素材として適しており、プレス加工の対象となる鋼板において、製缶後の電池缶での十分な強度と、十分なプレス成形性及び十分な耐肌荒れ性が得られることを見出した。
　本発明者らはさらに、上述の化学組成、ミクロ組織、結晶粒度番号及び板厚を満たす鋼板において、高温強度を高める手段について検討を行った。
　ここで、本発明者らは鋼板中の固溶Ｃ量及び固溶Ｎ量に注目した。鋼板中の固溶Ｃ及び固溶Ｎはプレス成形性を低下する。そのため、プレス加工の対象となる鋼板では、プレス加工前の鋼板に対して焼鈍を実施し、その後さらに過時効処理を実施する等して、固溶Ｃ量及び固溶Ｎ量を低減している。
　しかしながら、本発明者らは、高温強度を高めるために、敢えて鋼板中の固溶Ｃ量及び固溶Ｎ量を残存させることを考えた。電池缶において強度が要求される温度域は、上述のとおり２００～３００℃程度である。このような高温域において鋼板中に固溶Ｃ及び固溶Ｎが存在すれば、動的ひずみ時効が生じる。つまり、上述の高温域では、固溶Ｃ及び固溶Ｎが適度に拡散して、鋼板中の転位に固着する。そのため、固溶Ｃ及び固溶Ｎは２００～３００℃での高温強度の向上に寄与すると考えられる。
　そこで、本発明者らは、鋼板中に敢えて固溶Ｃ量及び固溶Ｎ量をある程度確保することにより、２００～３００℃の高温域で高い強度を確保することを試みた。ここで、鋼板中の固溶Ｃ量及び固溶Ｎ量を定量分析することは極めて困難である。そこで、本発明者らは、鋼板中の固溶Ｃ量及び固溶Ｎ量を示す指標として、時効指数ＡＩ（Ａｇｉｎｇ　Ｉｎｄｅｘ）に注目した。鋼板の固溶Ｃ量及び固溶Ｎ量は、時効指数ＡＩと相関する。具体的には、鋼板中の固溶Ｃ量及び固溶Ｎ量が多いほど、時効指数ＡＩは高くなる。したがって、時効指数ＡＩに基づいて、鋼板中の固溶Ｃ量及び固溶Ｎ量を推量することは可能である。
　そこで、本発明者らは、上述の化学組成、ミクロ組織、結晶粒度番号、板厚及び室温での機械的特性を満たす鋼板においてさらに、時効指数ＡＩの調整を試みた。その結果、時効指数ＡＩが５０．０ＭＰａ以上であれば、上述の化学組成、ミクロ組織、結晶粒度番号及び板厚の鋼板において、上述の室温での機械的特性を維持することができ、さらに、２００～３００℃での高温強度を高めることができることを見出した。具体的には、化学組成、ミクロ組織、結晶粒度番号、板厚及び室温での機械的特性を満たす鋼板において時効指数ＡＩを５０．０ＭＰａ以上にすることにより、室温での引張強さに対する、３００℃での引張強さの比を０．９０以上とすることができることを見出した。
　本実施形態の鋼板は以上の技術思想により完成したものであり、次の構成を有する。
　第１の構成の鋼板は、
　化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０４０～０．０７０％、
　Ｓｉ：０超～０．１０％、
　Ｍｎ：０．２０～０．４０％、
　Ｐ：０超～０．０３０％、
　Ｓ：０超～０．０３０％、
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％、
　Ｎ：０％超～０．０１５０％、
　Ｂ：０．０００１～０．００３０％、
　Ｔｉ：０～０．０１０％、
　Ｎｂ：０～０．０１０％、
　Ｃｕ：０～０．５％、
　Ｎｉ：０～０．５％、
　Ｃｒ：０～０．３％、及び、
　Ｓｎ：０～０．０５％、
　を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
　ミクロ組織において、フェライトが主相であり、上記フェライトの結晶粒度番号が１１．０以上であり、
　板厚が０．１５～１．００ｍｍであり、
　室温での降伏強度が２２０～５００ＭＰａであり、上記室温での引張強さが３３０～５５０ＭＰａであり、上記室温での全伸びが２０．０％以上であり、
　時効指数ＡＩが５０．０ＭＰａ以上であり、
　上記室温での引張強さに対する、３００℃での引張強さの比が０．９０以上である。
　第２の構成の鋼板は、
　第１の構成の鋼板であってさらに、
　表面に形成されためっき層を備え、
　上記めっき層は、
　Ｎｉめっき層、及び、Ｎｉ拡散めっき層からなる群から選択される１種以上からなる。
　第３の構成の鋼板は、
　第１又は第２の構成の鋼板であって、
　上記化学組成は、
　Ｔｉ：０．００１～０．０１０％、
　Ｎｂ：０．００１～０．０１０％、
　Ｃｕ：０．１～０．５％、
　Ｎｉ：０．１～０．５％、
　Ｃｒ：０．１～０．３％、及び、
　Ｓｎ：０．０１～０．０５％、からなる群から選択される１種以上を含有する。
　第４の構成の鋼板は、
　第１～第３のいずれか１つの構成の鋼板であって、
　上記ミクロ組織の残部は、
　パーライト、セメンタイト、ベイナイト及びマルテンサイトからなる群から選択される１種以上からなる。
　以下、本実施形態の鋼板について説明する。なお、本実施形態の鋼板は、鋼帯も含む。また、元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
　［本実施形態の鋼板の特徴］
　本実施形態の鋼板は、次の特徴を満たす。
　（特徴１）
　化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０４０～０．０７０％、Ｓｉ：０超～０．１０％、Ｍｎ：０．２０～０．４０％、Ｐ：０超～０．０３０％、Ｓ：０超～０．０３０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｎ：０％超～０．０１５０％、Ｂ：０．０００１～０．００３０％、Ｔｉ：０～０．０１０％、Ｎｂ：０～０．０１０％、Ｃｕ：０～０．５％、Ｎｉ：０～０．５％、Ｃｒ：０～０．３％、及び、Ｓｎ：０～０．０５％、を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。
　（特徴２）
　ミクロ組織において、フェライトが主相であり、結晶粒度番号が１１．０以上である。
　（特徴３）
　板厚が０．１５～１．００ｍｍである。
　（特徴４）
　室温での降伏強度が２２０～５００ＭＰａであり、室温での引張強さが３３０～５５０ＭＰａであり、室温での全伸びが２０．０％以上である。
　（特徴５）
　時効指数ＡＩが５０．０ＭＰａ以上であり、室温での引張強さに対する、３００℃での引張強さの比が０．９０以上である。
　以下、特徴１～特徴５について説明する。
　［（特徴１）化学組成について］
　本実施形態の鋼板の化学組成は、次の元素を含有する。
　Ｃ：０．０４０～０．０７０％
　炭素（Ｃ）は、鋼中に固溶Ｃとして存在することにより、電池缶が短絡した場合の発熱温度である２００～３００℃の高温域において、動的ひずみ時効を発現して鋼板の高温強度を高める。Ｃはさらに、他の合金元素と結合して炭化物を形成し、鋼の結晶粒を微細化する。結晶粒の微細化により、絞り加工等のプレス加工時における鋼板の耐肌荒れ性が高まる。Ｃ含有量が０．０４０％未満であれば、上記効果が十分に得られない。
　一方、Ｃ含有量が０．０７０％を超えれば、プレス成形性が低下する。
　したがって、Ｃ含有量は０．０４０～０．０７０％である。
　Ｃ含有量の好ましい下限は０．０４３％であり、さらに好ましくは０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。
　Ｃ含有量の好ましい上限は０．０６８％であり、さらに好ましくは０．０６５％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。
　Ｃ含有量の好ましい範囲は例えば０．０４３～０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０４５～０．０６５％であり、さらに好ましくは０．０５０～０．０６０％である。
　Ｓｉ：０超～０．１０％
　珪素（Ｓｉ）は、鋼板の製造工程中の製鋼工程において、鋼を脱酸する。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．１０％を超えれば、鋼板に対するめっき密着性が低下する。さらに、製缶後の鋼板に対する塗装密着性が低下する。
　したがって、Ｓｉ含有量は０超～０．１０％である。
　Ｓｉ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓｉ含有量を過度に低減すれば、製造コストが高まる。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに０．０３％である。
　Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．０９％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０７％である。
　Ｓｉ含有量の好ましい範囲は例えば０．０１～０．０９％であり、さらに好ましくは０．０２～０．０８％であり、さらに好ましくは０．０３～０．０７％である。
　Ｍｎ：０．２０～０．４０％
　マンガン（Ｍｎ）は、固溶強化により鋼板の室温での強度を高める。Ｍｎはさらに、鋼中のＳと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳの形成によりＳが固定されるため、鋼板の熱間加工性が高まる。Ｍｎ含有量が０．２０％未満であれば、上記効果が十分に得られない。
　一方、Ｍｎ含有量が０．４０％を超えれば、Ｍｎの固溶強化により鋼板の室温での強度が過度に高まる。その結果、鋼板のプレス成形性が低下する。
　したがって、Ｍｎ含有量は０．２０～０．４０％である。
　Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２１％であり、さらに好ましくは０．２３％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
　Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．３８％であり、さらに好ましくは０．３６％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
　Ｍｎ含有量の好ましい範囲は例えば０．２１～０．３８％であり、さらに好ましくは０．２３～０．３６％であり、さらに好ましくは０．２５～０．３５％である。
　Ｐ：０超～０．０３０％
　りん（Ｐ）は、固溶強化により鋼板の室温での強度を高める。しかしながら、Ｐ含有量が０．０３０％を超えれば、Ｐが粒界に過度に偏析する。その結果、鋼板の靭性及びプレス成形性が低下する。
　したがって、Ｐ含有量は０超～０．０３０％である。
　Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量を過度に低減すれば、製造コストが高くなる。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
　Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２２％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
　Ｐ含有量の好ましい範囲は例えば、０．００１～０．０２５％であり、さらに好ましくは０．００２～０．０２２％であり、さらに好ましくは０．００３～０．０２０％である。
　Ｓ：０超～０．０３０％
　硫黄（Ｓ）は、鋼の熱間加工性、靭性及び延性を低下させる。Ｓ含有量が０．０３０％を超えれば、鋼の熱間加工性、靭性及び延性が顕著に低下する。
　したがって、Ｓ含有量は０超～０．０３０％である。
　Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量を過度に低減すれば、製造コストが高くなる。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
　Ｓ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２２％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
　Ｓ含有量の好ましい範囲は例えば０．００１～０．０２５％であり、さらに好ましくは０．００２～０．０２２％であり、さらに好ましくは０．００３～０．０２０％である。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％
　アルミニウム（Ａｌ）は、鋼板の製造工程中の製鋼工程において、鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、鋼中でＮと結合してＡｌＮを形成する。ＡｌＮは結晶粒を微細化する。結晶粒の微細化により、絞り加工等のプレス加工時における鋼板の耐肌荒れ性が高まる。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００５％未満であれば、上記効果が十分に得られない。
　一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１００％を超えれば、ＡｌＮが過剰に生成する。この場合、鋼板の靭性が低下する。
　したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．１００％である。
　Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００７％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１２％である。
　Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％である。
　Ａｌ含有量の好ましい範囲は例えば０．００７～０．０７０％であり、さらに好ましくは０．００７～０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０１０～０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０１０～０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０１２～０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０１２～０．０２５％である。
　なお、本明細書において、ｓｏｌ．Ａｌ含有量とは、酸可溶（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。本実施形態の鋼板において、酸不溶Ａｌ（ｉｎｓｏｌ．Ａｌ）は例えばアルミナ（Ａｌ２Ｏ３）である。
　Ｎ：０％超～０．０１５０％
　窒素（Ｎ）は、Ｃと同様に、鋼中に固溶Ｎとして存在することにより、電池缶が短絡した場合の発熱温度である２００～３００℃の高温域において、動的ひずみ時効を発現して鋼板の高温強度を高める。Ｎはさらに、ＡｌＮに代表される窒化物を形成して結晶粒を微細化する。その結果、絞り加工等のプレス加工時における鋼板の耐肌荒れ性を高める。
　しかしながら、Ｎ含有量が０．０１５０％を超えれば、窒化物が過剰に生成する。この場合、鋼板の靭性が低下する。
　したがって、Ｎ含有量は０超～０．０１５０％である。
　Ｎ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
　Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１４５％であり、さらに好ましくは０．０１４０％であり、さらに好ましくは０．０１３０％であり、さらに好ましくは０．０１２０％であり、さらに好ましくは０．０１１０％であり、さらに好ましくは０．０１００％であり、さらに好ましくは０．００８０％である。
　Ｎ含有量の好ましい範囲は例えば０．０００１～０．０１４５％であり、さらに好ましくは０．００１０～０．０１４０％であり、さらに好ましくは０．００１５～０．０１３０％であり、さらに好ましくは０．００２０～０．０１２０％であり、さらに好ましくは０．００２５～０．０１１０％であり、さらに好ましくは０．００３５～０．０１００％であり、さらに好ましくは０．００５０～０．００８０％である。
　Ｂ：０．０００１～０．００３０％
　硼素（Ｂ）は、粒界に偏析して、Ｐ及びＳが粒界に偏析するのを抑制する。そのため、鋼板のプレス成形性、熱間加工性及び靭性が高まる。Ｂ含有量が０．０００１％未満であれば、上記効果が十分に得られない。
　一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えれば、Ｂが粒界に過剰に偏析したり、Ｂの炭化物が析出したりする。この場合、Ｂの偏析又は析出に起因して、鋼板の熱間加工性及び靭性が低下する。
　したがって、Ｂ含有量は０．０００１～０．００３０％である。
　Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００７％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。
　Ｂ含有量の好ましい上限は０．００２８％であり、さらに好ましくは０．００２６％であり、さらに好ましくは０．００２４％であり、さらに好ましくは０．００２２％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
　Ｂ含有量の好ましい範囲は例えば０．０００３～０．００２８％であり、さらに好ましくは０．０００５～０．００２６％であり、さらに好ましくは０．０００７～０．００２４％であり、さらに好ましくは０．００１０～０．００２２％であり、さらに好ましくは０．００１５～０．００２０％である。
　本実施形態の鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼板を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は、製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　［任意元素（Ｏｐｔｉｏｎａｌ　Ｅｌｅｍｅｎｔｓ）について］
　本実施形態の鋼板はさらに、Ｆｅの一部に代えて、
　Ｔｉ：０～０．０１０％、
　Ｎｂ：０～０．０１０％、
　Ｃｕ：０～０．５％、
　Ｎｉ：０～０．５％、
　Ｃｒ：０～０．３％、及び、
　Ｓｎ：０～０．０５％、からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
　以下、各任意元素について説明する。
　［第１群：Ｔｉ及びＮｂ］
　本実施形態の鋼板の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ及びＮｂからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。Ｔｉ及びＮｂはいずれも、炭窒化物を形成して結晶粒を微細化する。その結果、絞り加工等のプレス加工時における鋼板の耐肌荒れ性が高まる。なお、本明細書において炭窒化物は、炭化物、窒化物及び炭窒化物を含む総称である。
　Ｔｉ：０～０．０１０％
　チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。
　含有される場合、つまり、Ｔｉ含有量が０％超である場合、Ｔｉは鋼中のＣ及び／又はＮと結合してＴｉ炭窒化物を形成する。Ｔｉ炭窒化物は、結晶粒を微細化する。その結果、絞り加工等のプレス加工時における鋼板の耐肌荒れ性が高まる。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｔｉ含有量は０．０１０％を超えれば、Ｔｉ炭窒化物が過剰に生成する。この場合、２００～３００℃の温度域において動的ひずみ時効に寄与する固溶Ｃ量及び固溶Ｎ量が過度に少なくなる。その結果、鋼板において高温強度が十分に得られない。
　したがって、Ｔｉ含有量は０～０．０１０％である。
　Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
　Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．００９％であり、さらに好ましくは０．００８％である。
　Ｔｉ含有量の好ましい範囲は例えば、０．００１～０．００９％であり、さらに好ましくは０．００２～０．００８％である。
　Ｎｂ：０～０．０１０％
　ニオブ（Ｎｂ）任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。
　含有される場合、つまり、Ｎｂ含有量が０％超である場合、Ｎｂは鋼中のＣ及び／又はＮと結合してＮｂ炭窒化物を形成する。Ｎｂ炭窒化物は、結晶粒を微細化する。その結果、絞り加工等のプレス加工時における鋼板の耐肌荒れ性が高まる。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｎｂ含有量は０．０１０％を超えれば、Ｎｂ炭窒化物が過剰に生成する。この場合、２００～３００℃の温度域において動的ひずみ時効に寄与する固溶Ｃ量及び固溶Ｎ量が過度に少なくなる。その結果、鋼板において高温強度が十分に得られない。
　したがって、Ｎｂ含有量は０～０．０１０％である。
　Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
　Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．００９％であり、さらに好ましくは０．００８％である。
　Ｎｂ含有量の好ましい範囲は例えば、０．００１～０．００９％であり、さらに好ましくは０．００２～０．００８％である。
　［第２群：Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＳｎ］
　本実施形態の鋼板の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＳｎからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼板の原料としてスクラップを用いる場合に、スクラップに含有され得る。これらの元素はいわゆるトランプエレメントである。
　Ｃｕ：０～０．５％
　銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。本実施形態の鋼板において、Ｃｕはトランプエレメントである。
　含有される場合、つまり、Ｃｕ含有量が０％超である場合、Ｃｕ含有量が０．５％を超えれば、鋼板のプレス成形性が低下する。
　したがって、Ｃｕ含有量は０～０．５％である。
　Ｃｕ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｃｕ含有量を過度に低減すれば、製造コストが高くなる。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．１％である。
　Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。
　Ｃｕ含有量の好ましい範囲は例えば０．１～０．４％であり、さらに好ましくは０．１～０．３％である。
　Ｎｉ：０～０．５％
　ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。本実施形態の鋼板において、Ｎｉはトランプエレメントである。
　含有される場合、つまり、Ｎｉ含有量が０％超である場合、Ｎｉ含有量が０．５％を超えれば、鋼板のプレス成形性が低下する。
　したがって、Ｎｉ含有量は０～０．５％である。
　Ｎｉ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｎｉ含有量を過度に低減すれば、製造コストが高くなる。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．１％である。
　Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。
　Ｎｉ含有量の好ましい範囲は例えば０．１～０．４％であり、さらに好ましくは０．１～０．３％である。
　Ｃｒ：０～０．３％
　クロム（Ｃｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｒ含有量は０％であってもよい。本実施形態の鋼板において、Ｃｒはトランプエレメントである。
　含有される場合、つまり、Ｃｒ含有量が０％超である場合、Ｃｒ含有量が０．３％を超えれば、鋼板のプレス成形性が低下する。
　したがって、Ｃｒ含有量は０～０．３％である。
　Ｃｒ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｃｒ含有量を過度に低減すれば、製造コストが高くなる。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１％である。
　Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．２％である。
　Ｃｒ含有量の好ましい範囲は例えば０．１～０．３％であり、さらに好ましくは０．１～０．２％である。
　Ｓｎ：０～０．０５％
　すず（Ｓｎ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｓｎ含有量は０％であってもよい。本実施形態の鋼板において、Ｓｎはトランプエレメントである。
　含有される場合、つまり、Ｓｎ含有量が０％超である場合、Ｓｎ含有量が０．０５％を超えれば、Ｓｎが粒界に過剰に偏析する。この場合、Ｓｎの偏析に起因して、鋼板の熱間加工性及び靭性が低下する。
　したがって、Ｓｎ含有量は０～０．０５％である。
　Ｓｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓｎ含有量を過度に低減すれば、製造コストが高くなる。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｓｎ含有量の好ましい下限は０．０１％である。
　Ｓｎ含有量の好ましい上限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
　Ｓｎ含有量の好ましい範囲は例えば０．０１～０．０４％であり、さらに好ましくは０．０１～０．０３％である。
　［（特徴２）ミクロ組織について］
　本実施形態の鋼板はさらに、ミクロ組織において、フェライトが主相であり、結晶粒度番号が１１．０以上である。以下、これらの事項について説明する。
　（ミクロ組織の主相について）
　本実施形態の鋼板のミクロ組織では、フェライトが主相である。ここで、フェライトが主相であるとは、ミクロ組織中のフェライトの面積率が９０％以上であることを意味する。ミクロ組織の主相がフェライトであれば、優れたプレス成形性が得られる。
　ミクロ組織において、フェライト以外の残部は、パーライト、セメンタイト、ベイナイト及びマルテンサイトからなる群から選択される１種以上からなる。好ましくは、ミクロ組織の残部は、パーライト及びセメンタイトからなる群から選択される１種以上からなる。
　ミクロ組織中のフェライトの面積率の好ましい下限は９２％であり、さらに好ましくは９５％であり、さらに好ましくは９７％であり、最も好ましくは１００％である。
　（ミクロ組織中の組織の特定方法及びフェライトの面積率の測定方法）
　ミクロ組織中の各組織（フェライト、パーライト、セメンタイト、ベイナイト及びマルテンサイト）の特定方法、及び、フェライトの面積率の測定方法は次のとおりである。
　鋼板の板幅中央部から、圧延方向に平行であって、かつ、板厚方向に平行である断面を観察面とする試験片を採取する。
　観察面を鏡面研磨する。鏡面研磨後の観察面のうち、鋼板の表面から板厚方向に板厚／４深さ位置を観察視野とする。当該観察視野をナイタール腐食液でエッチングして、ミクロ組織を現出させる。
　エッチング後の観察視野を、１０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察する。観察視野のサイズは１００μｍ×１００μｍとする。ＳＥＭ観察において、各組織（フェライト、パーライト、セメンタイト、ベイナイト及びマルテンサイト）は組織形態、炭化物の析出状態、転位密度により判別できる。例えば、ラメラ構造を有する組織をパーライトと特定できる。粒内に下部組織がない相をフェライトと特定できる。粒状で輝度が高い相をセメンタイトと特定できる。ラス状組織を有する組織をベイナイト及びマルテンサイトと特定できる。観察視野中のフェライトを特定し、フェライトの総面積を求める。
　５箇所の観察視野でのフェライトの総面積と、５箇所の観察視野の総面積とに基づいて、フェライトの面積率（％）を求める。
　（結晶粒度番号について）
　本実施形態の鋼板では、フェライトの結晶粒度番号が、１１．０以上である。
　ミクロ組織で主相であるフェライトの結晶粒が粗大であれば、絞り加工等のプレス加工時における鋼板の耐肌荒れ性が低下する。フェライトの結晶粒が粗大であればさらに、面内異方性Δｒが大きくなり、イヤリング性が低下し得る。
　本実施形態の鋼板では、フェライトの結晶粒度番号が１１．０以上であり、フェライトの結晶粒が十分に微細である。そのため、絞り加工等のプレス加工時における鋼板において、優れた耐肌荒れ性が得られる。さらに、プレス加工後の鋼板において、面内異方性Δｒが小さくなり、優れたイヤリング性が得られる。
　（フェライトの結晶粒度番号の測定方法）
　本実施形態の鋼板のフェライトの結晶粒度番号は、次の方法で求める。
　鋼板の板幅中央部から、圧延方向に平行であって、かつ、板厚方向に平行である断面を観察面とする試験片を採取する。
　観察面を鏡面研磨する。鏡面研磨後の観察面のうち、鋼板の表面から板厚方向に板厚／４深さ位置を観察視野とする。当該観察視野をナイタール腐食液でエッチングして、ミクロ組織を現出させる。エッチング後の観察視野を、４００倍の光学顕微鏡で観察する。観察視野のサイズは３００μｍ×２００μｍとする。
　ＪＩＳ　Ｇ　０５５１（２０２０）に準拠して、観察視野中のフェライトのみに着目して、フェライトの結晶粒度番号を測定する。このとき、同規格の７．２に準拠した比較法を用いて、結晶粒度番号を測定する。５箇所の観察視野で得られた結晶粒度番号の算術平均値を、フェライトの結晶粒度番号とする。
　［（特徴３）板厚について］
　本実施形態の鋼板の板厚は、０．１５～１．００ｍｍである。
　板厚が０．１５ｍｍ未満であれば、特徴１を満たす鋼板の製造工程中の熱間圧延工程において、製造される熱延鋼板の板厚を薄くする必要が生じる。この場合、熱間圧延工程での仕上げ圧延温度ＦＴ（℃）及び冷却速度の調整が困難となる。その結果、鋼板において、十分な時効指数ＡＩが得られなくなる。
　一方、板厚が１．００ｍｍを超えれば、特徴１を満たす鋼板において、十分なプレス成形性が得られない。
　したがって、本実施形態の鋼板の板厚は０．１５～１．００ｍｍである。
　板厚の好ましい下限は０．２０ｍｍであり、さらに好ましくは０．２５ｍｍであり、さらに好ましくは０．３０ｍｍである。
　板厚の好ましい上限は０．９０ｍｍであり、さらに好ましくは０．８０ｍｍであり、さらに好ましくは０．７０ｍｍである。
　板厚の好ましい範囲は例えば０．２０～０．９０ｍｍであり、さらに好ましくは０．２５～０．８０ｍｍであり、さらに好ましくは０．３０～０．７０ｍｍである。
　板厚の測定は、レーザー式厚さ計（レーザー三角測量方式距離計）を用いて測定できる。
　［（特徴４）室温での機械的特性について］
　本実施形態における鋼板では、室温での降伏強度が２２０～５００ＭＰａであり、室温での引張強さが３３０～５５０ＭＰａであり、室温での全伸びが２０．０％以上である。ここで、本明細書において室温とは、２５℃を意味する。
　（室温での降伏強度及び室温での引張強さについて）
　鋼板が例えば電池缶の素材として用いられる場合、製缶された電池缶では、ある程度の強度が要求される。鋼板の室温での降伏強度が２２０ＭＰａ以上であり、かつ、鋼板の室温での引張強さが３３０ＭＰａ以上であれば、電池缶用途として要求される十分な強度が得られる。
　一方、鋼板の室温での降伏強度及び引張強さが高すぎれば、十分なプレス成形性が得られない。鋼板の室温での降伏強度が５００ＭＰａ以下であり、かつ、引張強さが５５０ＭＰａ以下であれば、優れたプレス成形性が得られる。
　したがって、鋼板の室温での降伏強度は２２０～５００ＭＰａであり、鋼板の室温での引張強さは３３０～５５０ＭＰａである。
　鋼板の室温での降伏強度の好ましい下限は２５０ＭＰａであり、さらに好ましくは２７０ＭＰａであり、さらに好ましくは３００ＭＰａである。
　鋼板の室温での降伏強度の好ましい上限は４８０ＭＰａであり、さらに好ましくは４６０ＭＰａであり、さらに好ましくは４４０ＭＰａであり、さらに好ましくは４２０ＭＰａである。
　鋼板の室温での降伏強度の好ましい範囲は例えば２５０～４８０ＭＰａであり、さらに好ましくは２７０～４６０ＭＰａであり、さらに好ましくは３００～４４０ＭＰａであり、さらに好ましくは３００～４２０ＭＰａである。
　鋼板の室温での引張強さの好ましい下限は３５０ＭＰａであり、さらに好ましくは３６０ＭＰａであり、さらに好ましくは３７０ＭＰａである。
　鋼板の室温での引張強さの好ましい上限は５３０ＭＰａであり、さらに好ましくは５１０ＭＰａであり、さらに好ましくは４９０ＭＰａである。
　鋼板の室温での引張強さの好ましい範囲は例えば３５０～５３０ＭＰａであり、さらに好ましくは３６０～５１０ＭＰａであり、さらに好ましくは３７０～４９０ＭＰａである。
　（室温での全伸びについて）
　本実施形態の鋼板が電池缶の素材として用いられる場合、優れたプレス成形性が求められる。鋼板の室温での全伸びが２０．０％未満であれば、十分なプレス成形性が得られない。したがって、鋼板の室温での全伸びは２０．０％以上である。
　鋼板の室温での全伸びの好ましい下限は２１．０％であり、さらに好ましくは２４．０％であり、さらに好ましくは２８．０％である。
　鋼板の室温での全伸びの上限は特に限定されない。鋼板が特徴１～特徴４を満たす場合、鋼板の室温での全伸びの上限は例えば５０．０％であり、例えば４５．０％であり、例えば４０．０％である。
　鋼板の室温での全伸びの好ましい範囲は例えば２１．０～５０．０％であり、さらに好ましくは２４．０～４５．０％であり、さらに好ましくは２８．０～４０．０％である。
　（室温での機械的特性の測定方法）
　室温での降伏強度、引張強さ、及び、全伸びは、次の方法で求める。
　ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に準拠して、鋼板からＪＩＳ５号引張試験片を採取する。引張試験片の平行部は、鋼板の圧延方向と平行とする。
　採取した引張試験片を用いて、室温、大気中において引張試験を実施して、応力－ひずみ曲線を得る。
　得られた応力－ひずみ曲線から、室温での降伏強度（ＭＰａ）、室温での引張強さ（ＭＰａ）、及び、室温での全伸び（％）を求める。ここで、応力－ひずみ曲線から得られる０．２％耐力を、降伏強度と定義する。
　［（特徴５）時効指数ＡＩ及び高温強度について］
　本実施形態の鋼板はさらに、時効指数ＡＩが５０．０ＭＰａ以上であり、室温での引張強さに対する、３００℃での引張強さの比が０．９０以上である。
　（時効指数ＡＩについて）
　上述のとおり、本実施形態の鋼板では、鋼板中に敢えて所定量の固溶Ｃ量及び固溶Ｎ量を残存させる。これにより、２００～３００℃の高温域で動的ひずみ時効が生じる。具体的には、３００℃での引張試験で得られた応力－ひずみ曲線において、セレーションが発生する。そのため、２００～３００℃での高温強度が高まる。
　時効指数ＡＩが５０．０ＭＰａ以上であれば、特徴１～特徴４を満たす鋼板において、十分な固溶Ｃ量及び固溶Ｎ量が鋼板中に存在している。そのため、優れた高温強度が得られる。
　時効指数ＡＩの好ましい下限は５２．０ＭＰａであり、さらに好ましくは５５．０ＭＰａであり、さらに好ましくは６０．０ＭＰａであり、さらに好ましくは６５．０ＭＰａでる。
　時効指数ＡＩの上限は特に限定されない。時効指数ＡＩの上限は例えば１００．０ＭＰａであり、例えば９５．０ＭＰａであり、例えば９０．０ＭＰａである。
　時効指数ＡＩの好ましい範囲は例えば、５２．０～１００．０ＭＰａであり、さらに好ましくは５５．０～９５．０ＭＰａであり、さらに好ましくは６０．０～９０．０ＭＰａであり、さらに好ましくは６５．０～９０．０ＭＰａである。
　（時効指数ＡＩの測定方法）
　時効指数ＡＩは次の方法により求める。
　鋼板から、ＪＩＳ５号引張試験片を採取する。引張試験片の平行部は、鋼板の圧延方向と平行とする。採取した引張試験片の平行部原断面積Ａ（ｍｍ）を求める。
　採取した引張試験片に対して、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に準拠して、引張試験機を用いた引張試験を実施して、引張試験片に１０％の予ひずみを与える。引張試験において１０％の予ひずみが生じた時点の荷重Ｆ１（ｋｇｆ）を求める。
　１０％の予ひずみを付与した引張試験片に対して、１００℃で１時間保持する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、降伏荷重Ｆ２（ｋｇｆ）を求める。
　得られた平行部原断面積Ａ、荷重Ｆ１、及び、降伏荷重Ｆ２を用いて、式（１）により、時効指数ＡＩ（ＭＰａ）を求める。
　ＡＩ＝（Ｆ２－Ｆ１）／Ａ　（１）
　式（１）で得られた数値の小数第２位を四捨五入した値を、時効指数ＡＩ（ＭＰａ）とする。
　（高温強度について）
　本実施形態の鋼板では、室温での引張強さに対する、３００℃での引張強さの比が０．９０以上である。ここで、室温での引張強さをＴＳＲＴと定義し、３００℃での引張強さをＴＳ３００と定義する。この場合、室温での引張強さＴＳＲＴに対する、３００℃での引張強さＴＳ３００の比である高温引張強さ比ＲＴＳは式（２）で定義できる。
　ＲＴＳ＝ＴＳ３００／ＴＳＲＴ　（２）
　高温引張強さ比ＲＴＳが０．９０以上であれば、３００℃の高温においても、十分に高い引張強さが得られている。そのため、本実施形態の鋼板を素材として製造された電池缶において、短絡に起因した発熱が生じた場合であっても、当該電池缶は十分な強度を維持できる。本実施形態の鋼板では特徴１～特徴４を満たし、さらに、時効指数ＡＩを５０．０ＭＰａ以上とすることにより、高温引張強さ比ＲＴＳを０．９０以上にすることができる。
　高温引張強さ比ＲＴＳの好ましい下限は０．９３であり、さらに好ましくは０．９５であり、さらに好ましくは０．９７であり、さらに好ましくは１．００である。
　高温引張強さ比ＲＴＳの上限は特に限定されない。鋼板が特徴１～特徴４を満たす場合、高温引張強さ比ＲＴＳの上限は例えば１．３０であり、さらに好ましくは１．２５であり、さらに好ましくは１．１５である。
　高温引張強さ比ＲＴＳの好ましい範囲は例えば０．９３～１．３０であり、さらに好ましくは０．９５～１．２５であり、さらに好ましくは０．９７～１．１５であり、さらに好ましくは１．００～１．１５である。
　（高温引張強さ比ＲＴＳの測定方法）
　高温引張強さ比ＲＴＳは次の方法で求める。
　上述の（室温での機械的特性の測定方法）に準拠した方法で、鋼板の室温での引張強さＴＳＲＴを得る。
　ＪＩＳ　Ｇ　０５６７（２０１２）に準拠して、室温での引張強さＴＳＲＴを求めた鋼板からＪＩＳ５号引張試験片を採取する。引張試験片の平行部は、鋼板の圧延方向と平行とする。
　ＪＩＳ　Ｇ　０５６７（２０１２）に準拠して、採取した引張試験片に対して、３００℃、大気中で引張試験を実施して、応力－ひずみ曲線を得る。
　得られた応力－ひずみ曲線から、３００℃での引張強さＴＳ３００（ＭＰａ）を求める。
　得られた引張強さＴＳＲＴ及び引張強さＴＳ３００を用いて、式（２）に基づいて高温引張強さ比ＲＴＳを求める。
　［本実施形態の鋼板の効果］
　以上のとおり、本実施形態の鋼板は、特徴１～特徴４を満たす。そのため、本実施形態の鋼板では、電池缶の製造工程において絞り加工等のプレス加工が実施された場合において、優れたプレス成形性及び優れた耐肌荒れ性が得られる。本実施形態の鋼板は、特徴１～特徴４を満たすことを前提としてさらに、特徴５を満たす。そのため、本実施形態の鋼板では、優れた高温強度が得られる。その結果、本実施形態の鋼板を素材として製造された電池缶において、仮に、短絡に起因した発熱が発生し、電池缶の温度が２００～３００℃程度に上昇しても、電池缶の温度上昇に伴う強度の低下を十分に抑制できる。
　［本実施形態の鋼板のさらなる構成］
　本実施形態の鋼板はさらに、表面に形成されためっき層を備えていてもよい。本実施形態においてめっき層とは、Ｎｉめっき層、及び、Ｎｉ拡散めっき層からなる群から選択される１種以上からなる。
　Ｎｉめっき層は、Ｎｉ含有量が質量％で９０％以上のめっき層である。Ｎｉめっき層のＮｉ以外の他の化学組成は特に限定されない。例えば、Ｎｉめっき層は、Ｃｏ及び／又はＷを含有していてもよい。
　めっき層がＮｉめっき層であるか否かは、次の方法で確認できる。
　めっき層が形成された鋼板から、めっき層を含む試験片を採取する。めっき層に対して、蛍光Ｘ線分析装置を用いて元素分析を実施する。Ｎｉ含有量が既知のめっき層の標準サンプルを用いて検量線を予め作成しておく。この検量線に基づいて、めっき層中のＮｉ含有量（質量％）を求める。得られたＮｉ含有量が質量％で９０％以上であれば、当該めっき層はＮｉめっき層であると判断する。
　Ｎｉ拡散めっき層は、Ｎｉめっき層が形成された鋼板に対して、周知の合金化熱処理を実施することにより形成される。Ｎｉめっき層は、周知の電気めっき処理又は無電解めっき処理により形成される。
　Ｎｉ拡散めっき層は、Ｆｅ－Ｎｉ合金層を含む。Ｎｉ拡散めっき層は、Ｎｉめっき層と、Ｎｉめっき層と鋼板表面との間に形成されるＦｅ－Ｎｉ合金層とを含んでもよい。また、Ｎｉ拡散めっき層は、Ｆｅ－Ｎｉ合金層からなるめっき層であってもよい。Ｆｅ－Ｎｉ合金層は、合金化熱処理により鋼板中のＦｅがＮｉめっき層に拡散し、Ｎｉめっき層中のＮｉが鋼板中に拡散することにより形成される。
　Ｎｉ拡散めっき層の最表面の好ましいＦｅ濃度は質量％で３％以上である。ここで、「Ｎｉ拡散めっき層の最表面」とは、例えば、後述するグロー放電分光分析法（ＧＤＳ）によるＡｒスパッタ時間に基づいて得られる、Ｎｉ拡散めっき層表面から０．００６μｍ深さ位置を意味する。
　最表面のＦｅ濃度が３％以上であれば、Ｎｉ拡散めっき層が形成された鋼板をプレス加工するときに、鋼板と金型との焼付きが抑制される。その結果、プレス成形性が高まる。
　表層のＦｅ濃度のさらに好ましい下限は１０％であり、さらに好ましくは１５％以上である。
　耐食性の観点から、表層のＦｅ濃度の好ましい上限は８０％であり、さらに好ましくは７０％であり、さらに好ましくは６０％である。
　めっき層がＮｉ拡散めっき層であるか否かは、次の方法で求めることができる。
　めっき層が形成された鋼板から、めっき層を含む試験片を採取する。試験片のめっき層に対して、グロー放電分光分析法（ＧＤＳ）による深さ方向元素分布を実施して、めっき層の表面から深さ方向のＮｉ濃度及びＦｅ濃度を測定する。測定には、高周波グロー放電発光表面分析装置を用いる。ＧＤＳ測定条件は次のとおりとする。
　Ｈ．Ｖ．：Ｆｅが７８５Ｖ、Ｎｉが６３０Ｖ
　アノード径：φ４ｍｍ
　ガス：Ａｒ
　ガス圧力：６００Ｐａ
　出力：３５Ｗ
　なお、高周波グロー放電発光表面分析装置は例えば、堀場製作所製の型番：ＧＤ－Ｐｒｏｆｉｌｅｒ２を用いる。
　Ａｒスパッタ時間から換算した深さが、０．００６μｍ（６ｎｍ）未満の測定データは、信号が安定しないなどの理由によりノイズが含まれることがある。すなわち、Ａｒスパッタ時間から換算した深さが０．００６μｍ（６ｎｍ）未満の測定データは、必ずしもめっき層を正確に測定できていない場合がある。したがって、本ＧＤＳ測定では、Ａｒスパッタ時間から換算した深さが、０．００６μｍ以上のデータのみを使用する。具体的には、Ａｒスパッタ時間から換算した深さが、０．００６μｍ深さ位置を、めっき層の最表面（深さ０μｍ）とする。
　ＧＤＳにより得られた最表面から深さ方向でのＮｉ濃度推移及びＦｅ濃度推移に基づいて、当該めっき層がＮｉ拡散めっき層か否かを判定する。例えば、最表面から深さ方向に向かってＦｅ濃度が増加していき、最表面から深さ方向に向かってＮｉ濃度が減少していく場合、つまり、めっき層において、最表面から深さ方向に向かってＦｅ濃度が正の勾配を示し、Ｎｉが負の勾配を示す場合、当該めっき層はＮｉ拡散めっき層であると判定する。
　［鋼板の製造方法］
　本実施形態の鋼板の製造方法の一例について説明する。本実施形態の鋼板の製造方法の一例は、次の工程を含む。
　（工程１）製鋼工程
　（工程２）熱間圧延工程
　（工程３）冷間圧延工程
　（工程４）焼鈍工程
　（工程５）めっき層形成工程
　上記工程のうち、工程５のめっき層形成工程は任意の工程である。つまり、めっき層形成工程は実施してもよいし、実施しなくてもよい。以下、各工程を説明する。
　［（工程１）製鋼工程］
　製鋼工程では、特徴１を満たす溶鋼を製造する。製造した溶鋼を用いて、鋳造法により素材（スラブ）を製造する。例えば、上記溶鋼を用いて周知の連続鋳造法によりスラブを製造する。
　［（工程２）熱間圧延工程］
　熱間圧延工程では、スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する。熱間圧延工程は、公知の設備を用いて実施することができる。熱間圧延工程は、スラブを粗圧延して粗バー（中間鋼板）を製造する粗圧延工程と、粗バーを仕上げ圧延して熱延鋼板を製造する仕上げ圧延工程とを含む。
　粗圧延工程では、初めに、スラブを加熱する。加熱されたスラブを、粗圧延機を用いて圧延し、粗バーを製造する。ここで、スラブ加熱温度Ｔ０を１１８０～１２５０℃とする。スラブ加熱温度Ｔ０が１１８０℃以上であれば、後述の仕上げ圧延温度ＦＴを確保できる。また、スラブ加熱温度Ｔ０が１２５０℃以下であれば、熱間圧延工程において鋼板に耳割れ等の割れが発生するのを抑制できる。
　仕上げ圧延工程では、仕上げ圧延機を用いて、粗バーをさらに圧延（仕上げ圧延）し、熱延鋼板を製造する。仕上げ圧延工程では、仕上げ圧延温度ＦＴを８９０～９３０℃とする。仕上げ圧延温度ＦＴが８９０℃以上であれば、オーステナイトの回復及び再結晶が促進される。そのため、再結晶したオーステナイトが変態してフェライトになる。その結果、鋼板の面内異方性Δｒを抑えることができる。仕上げ圧延温度ＦＴが９３０℃以下であれば、結晶粒の粗大化を抑制することができる。
　仕上げ圧延後の熱延鋼板を冷却帯（ランアウトテーブル：ＲＯＴ）で冷却した後、コイルに巻き取る。このとき、巻取温度ＣＴを５６０～６００℃にする。
　巻取温度ＣＴが５６０℃以上であれば、鋼板のミクロ組織において、ベイナイトの生成が抑制される。この場合、後述の焼鈍工程後の鋼板のミクロ組織において、フェライトが主相となりやすい。さらに、面内異方性Δｒを抑えることができる。一方、巻取温度ＣＴが６００℃以下であれば、巻取時において、炭窒化物の過度の生成を抑制できる。そのため、鋼板中の固溶Ｃ量及び固溶Ｎ量を確保することができる。その結果、製造後の鋼板において、時効指数ＡＩが５０．０ＭＰａ以上になる。
　［（工程３）冷間圧延工程］
　冷間圧延工程では、熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延を実施して、冷延鋼板を製造する。冷間圧延工程は、公知の設備を用いて実施することができる。冷間圧延時の温度は例えば、室温～２００℃である。
　冷間圧延工程での冷間圧延率（冷延率）ＲＲは好ましくは、８７～９１％である。冷延率ＲＲが８７～９１％であれば、特徴１を満たす化学組成の鋼板において、他の製造条件も満たすことを前提として、面内異方性Δｒを抑えることができる。
　［（工程４）焼鈍工程］
　焼鈍工程では、冷延鋼板に対して焼鈍を実施する。焼鈍は例えば、連続焼鈍を実施する。焼鈍工程は、公知の設備を用いて実施することができる。焼鈍工程では、焼鈍温度Ｔ１は７２０～８２０℃である。焼鈍温度Ｔ１が７２０℃以上であれば、未再結晶組織を十分に低減できる。そのため、製造後の鋼板のミクロ組織において、フェライトが主相となる。一方、焼鈍温度Ｔ１が８２０℃以下であれば、再結晶粒の粗大化を十分に抑制できる。そのため、製造後の鋼板のミクロ組織において、フェライトの結晶粒度番号が１１．０以上となる。焼鈍温度Ｔ１での保持時間ｔ１は例えば、２０～６０秒である。
　焼鈍工程ではさらに、焼鈍温度Ｔ１での保持時間ｔ１経過後の鋼板に対して、次のとおり、２段階で冷却する。
　（第１段冷却）
　鋼板温度が焼鈍温度Ｔ１から６５０℃までの第１温度域での平均冷却速度ＣＲＴ１－６５０を８℃／秒以下とする。
　（第２段冷却）
　鋼板温度が６５０℃から２５０℃までの第２温度域での平均冷却速度ＣＲ６５０－２５０を１５～３０℃／秒とする。
　以下、第１段冷却及び第２段冷却について説明する。
　（第１段冷却について）
　第１温度域（鋼板温度が焼鈍温度Ｔ１から６５０℃までの温度域）は、特徴１を満たす鋼板のミクロ組織において相変態が生じ得る温度域である。
　平均冷却速度ＣＲＴ１－６５０が８℃／秒を超えれば、フェライト以外の他の組織（例えば、ベイナイトやマルテンサイト等の硬質組織）が生成しやすくなる。この場合、製造された鋼板のミクロ組織におけるフェライト面積率が９０％未満となり、フェライトが主相とならない。
　平均冷却速度ＣＲＴ１－６５０が８℃／秒以下であれば、フェライト以外の他の組織の生成を十分に抑制できる。そのため、製造された鋼板のミクロ組織において、フェライト面積率が９０％以上となり、フェライトが主相となる。
　（第２段冷却について）
　第２温度域（鋼板温度が６５０℃から２５０℃までの温度域）は、相変態及び析出物の析出が生じ得る温度域である。
　平均冷却速度ＣＲ６５０－２５０が１５℃／秒未満であれば、炭窒化物が過剰に生成する。この場合、製造後の鋼板において、十分な量の固溶Ｃ量及び固溶Ｎ量が確保できない。そのため、製造後の鋼板において、時効指数ＡＩが５０．０ＭＰａ未満になる。
　一方、平均冷却速度ＣＲ６５０－２５０が３０℃／秒を超えれば、フェライト以外の他の組織（例えば、ベイナイトやマルテンサイト等の硬質組織）が生成しやすくなる。その結果、鋼板において、十分な全伸びが得られない。
　平均冷却速度ＣＲ６５０－２５０が１５～３０℃／秒であれば、第２温度域での冷却速度が適切である。この場合、他の製造条件を満たすことを前提として、製造後の鋼板において、十分な量の固相Ｃ量及び固溶Ｎ量を確保できる。そのため、製造後の鋼板において、時効指数ＡＩが５０．０ＭＰａ以上になる。
　平均冷却速度平均ＣＲＴ１－６５０及び平均冷却速度ＣＲ６５０－２５０は、次の方法で求める。連続焼鈍炉内には、搬送経路に沿って複数の測温計が配置されている。これらの測温計により、連続焼鈍炉内を通板時の鋼板の温度が各地点で測温されている。各地点での測温結果、及び、各地点間の鋼板の通板時間に基づいて、第１温度域での平均冷却速度平均ＣＲＴ１－６５０（℃／秒）及び第２温度域での平均冷却速度ＣＲ６５０－２５０（℃／秒）を求める。
　［（工程５）めっき層形成工程］
　めっき層形成工程は任意の工程であり、実施しなくてもよい。Ｎｉめっき層又はＮｉ拡散めっき層を有する鋼板を製造する場合、めっき層形成工程を実施する。
　Ｎｉめっき層を鋼板の表面に形成する場合、Ｎｉめっき層形成工程を焼鈍工程後に実施する。具体的には、焼鈍工程後の鋼板をＮｉめっき浴に浸漬して、電解めっき又は無電解めっきを実施する。Ｎｉめっき浴は周知のＮｉめっき浴を使用できる。Ｎｉめっき浴は例えば、ワット浴、硫酸浴、スルファミン酸浴、ウッド浴、ホウフッ化物浴、塩化物浴及びクエン酸浴からなる群から選択される。
　鋼板の表面に形成するＮｉめっき層の厚さ（又は付着量）は特に限定されない。Ｎｉめっき層の厚さは例えば、０．３～５．０μｍである。Ｎｉめっき層のＮｉ付着量は例えば、２．７～４４．５ｇ／ｍ２である。
　めっき層の付着量は、上述の蛍光Ｘ線分析装置を用いた元素分析により求めることができる。具体的には、めっき層が形成された鋼板から、めっき層を含む試験片を採取する。めっき層の表面に対して、蛍光Ｘ線分析装置を用いて元素分析を実施する。Ｎｉ付着量が既知のめっき層の標準サンプルを用いて検量線を予め作成しておく。この検量線に基づいて、めっき層のＮｉ付着量（ｇ／ｍ２）を求める。また、Ｎｉ付着量に基づいて、めっき層の厚さ（μｍ）を求めることができる。
　Ｎｉ拡散めっき層を鋼板の表面に形成する場合、Ｎｉめっき層形成工程を焼鈍工程前に実施する。具体的には、冷間圧延工程後であって、焼鈍工程前の鋼板をＮｉめっき浴に浸漬して、電解めっき又は無電解めっきを実施する。以上の工程により、Ｎｉめっき層が形成される。Ｎｉめっき層が形成された鋼板に対して、上述の焼鈍工程を実施する。焼鈍工程中に、鋼板中のＦｅがＮｉめっき層に拡散し、Ｎｉめっき層のＮｉが鋼板に拡散する。その結果、Ｆｅ－Ｎｉ合金層を含むＮｉ拡散めっき層が形成される。
　［上記以外のその他の工程］
　本実施形態の鋼板の製造方法は、焼鈍工程後において、調質圧延（スキンパス圧延）工程を実施してもよい。調質圧延工程は任意の工程であり、実施しなくてもよい。
　調質圧延工程では、焼鈍工程後の鋼板に対して調質圧延を実施する。調質圧延の圧下率は例えば０．５～５．０％である。圧下率が０．５％以上であれば、製造後の鋼板において、降伏点伸びを十分に抑制できる。この場合、プレス加工（絞り加工）を実施したときにストレッチャーストレインが発生するのを抑制することができる。圧下率が５．０％以下であれば、十分な全伸びが得られる。そのため、製造後の鋼板において、十分なプレス成形性が得られる。
　以上の製造方法により、本実施形態の鋼板を製造できる。
　以下、実施例により本実施形態の鋼板の効果をさらに具体的に説明する。これらの実施例は、本実施形態の鋼板の効果を確認するための一例であり、本開示の鋼板を限定するものではない。
　表１（表１Ａ及び表１Ｂ）に示す化学組成を有する鋼板を、次の方法により製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１Ｂ中の「－」は、対応する元素の含有量が不純物レベル以下であることを意味する。例えば、鋼番号ＡのＴｉ含有量は、小数第４位の端数を四捨五入したときに「０」％であることを意味する。鋼番号ＡのＣｕ含有量は、小数第２位の端数を四捨五入したときに「０」％であることを意味する。
　具体的には、製鋼工程において、各鋼番号のスラブを製造した。熱間圧延工程において、製造したスラブに対して、熱間圧延（粗圧延及び仕上げ圧延）を実施して、熱延鋼板を製造した。熱間圧延工程でのスラブ加熱温度Ｔ０（℃）、仕上げ圧延温度ＦＴ（℃）、巻取温度ＣＴ（℃）は表２に示すとおりであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　冷間圧延工程において、熱延鋼板に対して冷間圧延を実施して、板厚冷延鋼板を製造した。冷間圧延工程での冷延率ＲＲ（％）は表２に示すとおりであった。試験番号１１の冷延鋼板の板厚は０．２０ｍｍであった。試験番号１２の冷延鋼板の板厚は０．８０ｍｍであった。試験番号１１及び１２以外の他の試験番号の冷延鋼板の板厚は０．３０ｍｍであった。
　冷延鋼板に対してめっき層形成工程を実施して、冷延鋼板の表裏面にＮｉめっき層を形成した。具体的には、周知の条件で電気Ｎｉめっきを実施した。いずれの試験番号においても、Ｎｉめっき層のＮｉ付着量は、片面当たり１３．０ｇ／ｍ２であった。Ｎｉめっき層の付着量は、上述のとおり、蛍光Ｘ線分析装置を用いた元素分析により求めた。
　Ｎｉめっき層が形成された鋼板に対して、焼鈍工程を実施した。焼鈍工程での焼鈍温度Ｔ１、焼鈍時間ｔ１、平均冷却速度ＣＲＴ１－６５０（℃／秒）、及び、平均冷却速度ＣＲ６５０－２５０（℃／秒）は表２に示すとおりであった。
　焼鈍工程後の鋼板に対して、調質圧延工程を実施した。調質圧延での圧下率はいずれの試験番号も１．２％であった。
　以上の工程により、各試験番号の鋼板を製造した。各試験番号の鋼板は、表裏面にＮｉ拡散めっき層を備えた。また、試験番号１１の鋼板の板厚（Ｎｉ拡散めっき層を除いた鋼板の板厚）は０．２０ｍｍであった。試験番号１２の鋼板の板厚は０．８０ｍｍであった。試験番号１１及び１２以外の他の試験番号の鋼板の板厚は０．３０ｍｍであった。
　［評価試験］
　各試験番号の鋼板に対して、次の評価試験を実施した。
　（試験１）ミクロ組織観察試験
　（試験２）フェライトの結晶粒度番号測定試験
　（試験３）室温での機械的特性評価試験
　（試験４）時効指数ＡＩ測定試験
　（試験５）高温引張強さ比ＲＴＳ測定試験
　以下、各試験について説明する。
　［（試験１）ミクロ組織観察試験］
　上述の（ミクロ組織中の組織の特定方法及びフェライトの面積率の測定方法）に記載の方法に基づいて、各試験番号の鋼板のミクロ組織中の主相を特定し、さらに、フェライトの面積率（％）を求めた。表３の「ミクロ組織」欄の「主相」欄に結果を示す。当該欄において、「Ｆ」は、ミクロ組織の主相がフェライトであり、フェライトの面積率が９０％以上であったことを示す。当該欄において「Ｂ」は、ミクロ組織の主相がベイナイトであり、ベイナイトの面積率が９０％以上（つまり、フェライトの面積率が１０％以下）であったことを示す。当該欄で「Ｆ＋Ｂ」は、フェライト及びベイナイトの総面積率が９０％以上であったものの、フェライトの面積率及びベイナイトの面積率がいずれも９０％未満であったことを意味する。なお、試験番号１２では、フェライトの面積率の方が、ベイナイトの面積率よりも大きかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　［（試験２）フェライトの結晶粒度番号測定試験］
　上述の（フェライトの結晶粒度番号の測定方法）に記載の方法に基づいて、各試験番号の鋼板のフェライトの結晶粒度番号を求めた。得られた結晶粒度番号を表３中の「ミクロ組織」欄の「結晶粒度番号」欄に示す。なお、試験番号１８、２３及び２４の鋼板では、ミクロ組織においてフェライトが主相ではなかった。そのため、これらの試験番号の鋼板では、フェライトの結晶粒度番号を測定しなかった（表３中の「結晶粒度番号」欄を「－」で表示）。
　［（試験３）室温での機械的特性評価試験］
　上述の（室温での機械的特性の測定方法）に記載の方法に基づいて、各試験番号の鋼板の室温での降伏強度ＹＳＲＴ（ＭＰａ）、室温での引張強さＴＳＲＴ（ＭＰａ）、及び、室温での全伸びＥＬＲＴ（％）を求めた。得られた降伏強度ＹＳＲＴ、引張強さＴＳＲＴ及び全伸びＥＬＲＴを表３の「室温降伏強度ＹＳＲＴ（ＭＰａ）」欄、「室温引張強さＴＳＲＴ（ＭＰａ）」欄、及び、「室温全伸びＥＬＲＴ（％）」欄に示す。
　［（試験４）時効指数ＡＩ測定試験］
　上述の（時効指数ＡＩの測定方法）に記載の方法に基づいて、各試験番号の鋼板の時効指数ＡＩ（ＭＰａ）を求めた。得られた時効指数ＡＩを表３の「ＡＩ（ＭＰａ）」欄に示す。
　［（試験５）高温引張強さ比ＲＴＳ測定試験］
　上述の（高温引張強さ比ＲＴＳの測定方法）に記載の方法に基づいて、各試験番号の鋼板の高温引張強さ比ＲＴＳを求めた。得られた高温引張強さ比ＲＴＳを表３の「ＲＴＳ（ＴＳ３００／ＴＳＲＴ）」欄に示す。
　［評価結果］
　評価結果を表３に示す。表３を参照して、試験番号１～１２の鋼板では、特徴１～特徴５を満たした。そのため、これらの鋼板では、所定の強度が得られ、十分なプレス成形性及び耐肌荒れ性が得られた。これらの鋼板ではさらに、優れた高温強度が得られた。
　一方、試験番号１３では、Ｃ含有量が低すぎた。そのため、フェライトの結晶粒度番号が低すぎた。さらに、時効指数ＡＩが低すぎた。そのため、室温での引張強さＴＳＲＴ及び高温引張強さ比ＲＴＳが低く、十分な高温強度が得られなかった。
　試験番号１４では、Ｃ含有量が高すぎた。そのため、室温での引張強さＴＳＲＴが高すぎた。そのため、室温での全伸びＥＬＲＴが低く、十分なプレス成形性が得られなかった。
　試験番号１５では、Ｎ含有量が高すぎた。そのため、室温での引張強さＴＳＲＴが高すぎた。そのため、室温での全伸びＥＬＲＴが低く、十分なプレス成形性が得られなかった。
　試験番号１６では、Ｔｉ含有量が高すぎた。そのため、時効指数ＡＩが低すぎた。そのため、高温引張強さ比ＲＴＳが低く、十分な高温強度が得られなかった。さらに、Ｔｉ炭窒化物が過剰に生成したことに起因して、室温での全伸びＥＬＲＴが低く、十分なプレス成形性が得られなかった。
　試験番号１７では、Ｎｂ含有量が高すぎた。そのため、時効指数ＡＩが低すぎた。そのため、高温引張強さ比ＲＴＳが低く、十分な高温強度が得られなかった。さらに、Ｎｂ炭窒化物が過剰に生成したことに起因して、室温での全伸びＥＬＲＴが低く、十分なプレス成形性が得られなかった。
　試験番号１８では、化学組成は特徴１を満たしたものの、巻取温度ＣＴが低すぎた。そのため、鋼板のミクロ組織ではベイナイトが主相となった。その結果、室温での引張強さＴＳＲＴが高すぎ、室温での全伸びＥＬＲＴが低すぎた。そのため十分なプレス成形性が得られなかった。さらに、高温引張強さ比ＲＴＳが低く、十分な高温強度が得られなかった。
　試験番号１９では、化学組成は特徴１を満たしたものの、巻取温度ＣＴが高すぎた。そのため、時効指数ＡＩが低かった。その結果、高温引張強さ比ＲＴＳが低く、十分な高温強度が得られなかった。
　試験番号２０及び２１では、化学組成が特徴１を満たしたものの、焼鈍工程において、鋼板温度が６５０℃から２５０℃に至るまでの温度域での冷却速度ＣＲ６５０－２５０が遅かった。そのため、時効指数ＡＩが低かった。その結果、高温引張強さ比ＲＴＳが低く、十分な高温強度が得られなかった。
　試験番号２２では、化学組成が特徴１を満たしたものの、焼鈍工程において、鋼板温度が６５０℃から２５０℃に至るまでの温度域での冷却速度ＣＲ６５０－２５０が速かった。そのため、時効指数ＡＩが低かった。その結果、高温引張強さ比ＲＴＳが低く、十分な高温強度が得られなかった。さらに、室温での全伸びＥＬＲＴが低すぎた。その結果、十分なプレス成形性が得られなかった。
　試験番号２３及び２４では、化学組成が特徴１を満たしたものの、焼鈍工程において、鋼板温度が焼鈍温度Ｔ１から６５０℃に至るまでの温度域での冷却速度ＣＲＴ１－６５０が速かった。鋼板のミクロ組織ではフェライトだけでなくベイナイトも生成し、かつ、フェライト面積率が９０％未満であった。そのため、室温での全伸びＥＬＲＴが低すぎた。そのため十分なプレス成形性が得られなかった。さらに、時効指数ＡＩが低かった。その結果、高温引張強さ比ＲＴＳが低く、十分な高温強度が得られなかった。
　以上、本開示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開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示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。

Claims (4)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０４０～０．０７０％、
    　Ｓｉ：０超～０．１０％、
    　Ｍｎ：０．２０～０．４０％、
    　Ｐ：０超～０．０３０％、
    　Ｓ：０超～０．０３０％、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％、
    　Ｎ：０％超～０．０１５０％、
    　Ｂ：０．０００１～０．００３０％、
    　Ｔｉ：０～０．０１０％、
    　Ｎｂ：０～０．０１０％、
    　Ｃｕ：０～０．５％、
    　Ｎｉ：０～０．５％、
    　Ｃｒ：０～０．３％、及び、
    　Ｓｎ：０～０．０５％、
    　を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
    　ミクロ組織において、フェライトが主相であり、前記フェライトの結晶粒度番号が１１．０以上であり、
    　板厚が０．１５～１．００ｍｍであり、
    　室温での降伏強度が２２０～５００ＭＰａであり、前記室温での引張強さが３３０～５５０ＭＰａであり、前記室温での全伸びが２０．０％以上であり、
    　時効指数ＡＩが５０．０ＭＰａ以上であり、
    　前記室温での引張強さに対する、３００℃での引張強さの比が０．９０以上である、
    　鋼板。
  2. 　請求項１に記載の鋼板であってさらに、
    　表面に形成されためっき層を備え、
    　前記めっき層は、
    　Ｎｉめっき層、及び、Ｎｉ拡散めっき層からなる群から選択される１種以上からなる、
    　鋼板。
  3. 　請求項１に記載の鋼板であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｔｉ：０．００１～０．０１０％、
    　Ｎｂ：０．００１～０．０１０％、
    　Ｃｕ：０．１～０．５％、
    　Ｎｉ：０．１～０．５％、
    　Ｃｒ：０．１～０．３％、及び、
    　Ｓｎ：０．０１～０．０５％、からなる群から選択される１種以上を含有する、
    　鋼板。
  4. 　請求項１に記載の鋼板であって、
    　前記ミクロ組織の残部は、
    　パーライト、セメンタイト、ベイナイト及びマルテンサイトからなる群から選択される１種以上からなる、
    　鋼板。
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