CN107109558B - 拉深罐用钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种拉深罐用钢板，作为化学成分包含C、Sol.Al、B，作为显微组织包含铁素体和珠光体。在100℃下对该钢板实施1小时的时效处理后进行了拉伸试验，此时，屈服强度为310～370MPa，总伸长率为24～30％，屈服点伸长率为0％，屈服比为68～73％，加工硬化量为45～70MPa。

Description

拉深罐用钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及拉深罐用钢板及其制造方法，更详细而言，涉及拉深罐用的高强度冷轧钢板及其制造方法。

本申请基于2014年11月17日在日本提出的专利申请2014-232931号要求优先权，将其内容援引于此。

背景技术

单1～单5电池(国际标准尺寸20～1的电池)、钮扣电池、大型混合动力电池等的电池罐、各种容器是将冷轧钢板、或根据需要实施了镀敷处理的镀敷钢板(以下称为冷轧钢板)进行拉深加工(冲压成形)而制造的。

在该拉深加工中，要求尺寸精度高、抑制冲压模的磨损、且生产率高。因此，作为供拉深加工的冷轧钢板，利用了拉深加工性和深拉深性这样的冲压成形性优异的软质的冷轧钢板。

另一方面，近年来，供拉深加工的冷轧钢板，为了实现拉深罐的薄壁化，也要求强度的进一步提高。例如，近年来，随着电子设备的发展，要求使电池的容量进一步增大。但是，电池的外形在规格上已经被确定了尺寸。因而，为了增加电池的活性物质的填充量，需要增加电池内部的容积(拉深罐的内容积)。而且，为了增加拉深罐的内容积，需要将拉深罐用的冷轧钢板薄板化(厚度减薄(gauge down))。但是，在冷轧钢板厚度减薄了的情况下，有时拉深罐的强度不足。特别是拉深罐的罐底，由于拉深加工时的加工应变量少，因此不能够期待加工硬化。因此，为了提高拉深罐的强度、特别是罐底的耐内外压强度，需要提高冷轧钢板的强度。

拉深罐用的冷轧钢板，如上所述，要求冲压成形性优异，并且为高强度。但是，提高冲压成形性和提高强度可以说是彼此相悖的技术课题。即使能够提高冷轧钢板的强度而将冷轧钢板薄壁化，也可预想到该冷轧钢板的总伸长率EL的下降、即冲压成形性的下降。例如，即使提高了冷轧钢板的强度，在作为拉深加工而进行多阶段的加工的情况下，也由于在拉深罐的胴体上部加工应变量变得极大，因此该冷轧钢板存在不能较好地进行冲压加工的可能性。这样，关于拉深罐用冷轧钢板，不容易做到使高强度和优异的冲压成形性并存。

除上述以外，在拉深罐用冷轧钢板中，必须抑制在拉深加工时发生拉伸应变(条纹花样的表面缺陷)。如果发生拉伸应变，则会在罐周面和罐底形成板厚较厚的部分(没有发生拉伸应变的部分)和较薄的部分(发生了拉伸应变的部分)。也就是说，在罐周面和罐底形成凹凸。如果电池罐(拉深罐)具有这样的凹凸形状，则电池罐与电池活性物质的接触电阻变大，因此不优选。另外，如果拉深罐具有这样的凹凸形状，则有可能拉深罐的抗拉刚度下降，拉深罐的耐内外压强度也下降。因而，对于拉深罐用冷轧钢板，除了要求高强度且冲压成形性优异以外，还要求在拉深加工后不发生拉伸应变。再者，在以下的说明中，将在拉深加工后不发生拉伸应变的情况称为“非St－St性优异”。

再者，拉伸应变是起因于钢板变形时的屈服点伸长(刚屈服后在比屈服点小的变形阻力下进行的稳态变形)而发生的。该拉伸应变能够通过进行将钢板以轻压下率轧制的调质轧制(平整轧制)来抑制。但是，即使对钢板实施了调质轧制也产生应变时效硬化的钢板，随着时间的经过，拉伸应变抑制效果降低。

以往，为了抑制拉伸应变，作为拉深罐用冷轧钢板，使用了添加有铌(Nb)的超低碳钢、添加有硼(B)的低碳钢。例如，添加有Nb的超低碳钢(Nb－SULC)等所代表的IF(Interstitial Free)钢，由于难以产生时效硬化，因此能够防止拉伸应变的发生。但是，添加有Nb的超低碳钢，由于其钢成分被限制，因此难以提高钢的强度。另一方面，添加有B的低碳钢，由于在钢中B与氮(N)结合，因此起因于N的时效硬化被抑制。但是，该添加有B的低碳钢，也需要抑制由钢中的固溶碳(C)引起的时效硬化。因而，添加有B的低碳钢，通过在将钢板连续退火后，利用箱式退火来施以过时效处理，减少钢中的固溶C，来防止拉伸应变的发生。例如，在上述的通过箱式退火来实现的过时效处理中，需要将钢板在400℃左右的低温下进行均热后，将钢板缓冷。再者，在以下的说明中，将利用连续退火线进行的退火称为“CAL(Continuous Annealing Line)”。另外，将通过箱式退火来实现的过时效处理称为“BAF－OA(Box Annealing Furnace－Over Aging)”。

在该BAF－OA中，为了进行上述的均热以及缓冷，需要一星期左右的处理时间。因而，当进行BAF－OA时，拉深罐用冷轧钢板的生产率显著地下降。因此，如果能够不实施BAF－OA而制造高强度、冲压成形性优异、非St－St性也优异的拉深罐用冷轧钢板，则在产业上是非常有益的。

除了上述以外，优选拉深罐用冷轧钢板的形状冻结性也优异。例如，在对拉深罐用冷轧钢板进行冲压成形之后发生了回弹的情况下，无法得到目标形状的拉深罐，尺寸精度下降，拉深罐会发生变形或余肉。另外，在电池罐(拉深罐)发生了回弹的情况下，耐内外压强度降低，电池罐与电极端子板的接触电阻增加。因此，拉深罐用冷轧钢板除了要求高强度、冲压成形性优异、非St-St性优异以外，为了提高冲压成形后的尺寸精度，还要求形状冻结性也优异。

例如，专利文献1公开了一种拉深罐用钢板。该拉深罐用钢板的特征在于，组成为C：≤0.0030wt％、Si：≤0.05wt％、Mn：≤0.5wt％、P：≤0.03wt％、S：≤0.020wt％、solAl：0.01～0.100wt％、N：≤0.0070wt％、Ti：0.01～0.050wt％、Nb：0.008～0.030wt％、B：0.0002～0.0007wt％，余量的Fe和不可避免的元素，晶粒度No.为10.0以上，HR30T为47～57。专利文献1记载了上述拉深罐用钢板能够抑制表面缺陷。

例如，专利文献2公开了一种拉深罐用钢板。该拉深罐用钢板的特征在于，以质量％计，组成为C：0.045～0.100％、Si：≤0.35％、Mn：≤1.0％、P：≤0.070％、S：≤0.025％、solAl：0.005～0.100％、N：≤0.0060％、B：B/N＝0.5～2.5、余量的Fe和不可避免的杂质，板厚t为0.15～0.60mm，Δr值为+0.15～-0.08的范围，通过将再结晶退火时的加热速度设为5℃/秒以上，使钢板的晶体取向无序化。对比文件2记载了上述拉深罐用钢板尤其是凸耳性优异。

在先技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第3516813号公报

专利文献2：日本专利第4374126号公报

发明内容

虽然专利文献1和2公开了拉深罐用钢板，但专利文献1和2所公开的拉深罐用钢板是C含量低的软质的冷轧钢板。因此，在将该钢板厚度减薄的情况下，存在拉深罐的耐内外压强度降低的可能性。另外，在专利文献1中，由于使用超低碳钢，因此不需要考虑由固溶C引起的时效硬化和拉伸应变的发生。而且，专利文献2在省略了BAF-OA的情况下，难以抑制拉伸应变。这样，关于为了实现薄板化而使冷轧钢板高强度化、除了该高强度化以外还使冲压成形性和非St-St性提高、以及为了提高冲压成形后的尺寸精度而使形状冻结性提高，专利文献1和2都没有公开和启示。即，在现有技术中，没有公开和启示下述内容：通过具有超过0.15％的较高的C含量来确保强度，并且，不进行箱式退火，对于拉深罐用钢板在时效处理后也能抑制拉伸应变。再者，在JIS G3303中所规定的镀锡薄钢板(blik)成分中，C含量为0.13％以下。

本发明是鉴于上述情况而完成的，其课题是提供高强度、冲压成形性优异、非St-St性优异、形状冻结性也优异的拉深罐用冷轧钢板。

本发明的主旨如下。

(1)本发明的一技术方案涉及的拉深罐用钢板，作为化学成分以质量％计含有C：大于0.150％且为0.250％以下、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，余量包含Fe和杂质，所述化学成分中的硼含量和氮含量以质量％计满足0.4≤B/N≤2.5，作为所述钢板的显微组织包含铁素体和珠光体，将所述钢板在100℃下实施1小时的时效处理后进行拉伸方向与轧制方向平行的拉伸试验，将由该拉伸试验得到的屈服强度按单位MPa记为YP、总伸长率按单位％记为EL、屈服点伸长率按单位％记为YP－EL、屈服比按单位％记为YR、以及加工硬化量按单位MPa记为WH时，所述YP为310～370MPa，所述EL为24～30％，所述YP-EL为0％，所述YR为68～73％，所述WH为45～70MPa。

(2)根据上述(1)所述的拉深罐用钢板，所述YP和所述WH相加而得到的值可以大于355MPa且为440MPa以下。

(3)根据上述(1)或(2)所述的拉深罐用钢板，在所述钢板的表面上可以配置有镀Ni层、Ni扩散镀层、镀Sn层和TFS镀层之中的至少一种镀层。

(4)一种上述(1)或(2)所述的拉深罐用钢板的制造方法，具备：

得到具有所述化学成分的铸坯的制钢工序；

热轧工序，该工序将所述铸坯加热到1000℃以上，在840～950℃下进行精轧，在精轧后冷却，在500～750℃下进行卷取从而得到热轧钢板；

一次冷轧工序，该工序对所述热轧钢板实施累计压下率超过80％的一次冷轧，从而得到一次冷轧钢板；

退火工序，该工序实施连续退火从而得到退火钢板，所述连续退火是将所述一次冷轧钢板以10～40℃/秒的平均升温速度升温，在750℃～820℃的温度范围内进行均热，其后，在500～400℃的区间中以5～80℃/秒的平均冷却速度冷却的退火；和

调质轧制工序，该工序将在所述退火工序后没有施以过时效处理的所述退火钢板以0.5～5.0％的累计压下率进行调质轧制，从而得到调质轧制钢板。

(5)根据上述(4)所述的拉深罐用钢板的制造方法，可以还具备镀敷工序，该镀敷工序在所述调质轧制工序后对所述调质轧制钢板实施镀Ni处理、Ni扩散镀处理、镀Sn处理和TFS镀处理之中的至少一种处理。

根据本发明的上述技术方案，能够提供高强度、冲压成形性优异、非St-St性优异、形状冻结性也优异的拉深罐用冷轧钢板。该冷轧钢板的冲压成形性和形状冻结性优异，能够抑制拉伸应变的发生，能够实现薄板化。

附图说明

图1是以往的拉深罐用冷轧钢板的加速时效处理后的拉伸试验结果，是将屈服点附近放大表示的应力-应变曲线。

图2是本发明的一实施方式涉及的拉深罐用冷轧钢板的加速时效处理后的拉伸试验结果，是将屈服点附近放大表示的应力-应变曲线。

图3是表示以往的拉深罐用冷轧钢板的显微组织的光学显微镜照片。

图4是表示本实施方式涉及的拉深罐用冷轧钢板的显微组织的光学显微镜照片。

图5是表示冷轧钢板的C含量(％)与加工硬化量WH(％)的关系的图。

图6是表示冷轧钢板的C含量(％)与总伸长率EL(％)的关系的图。

具体实施方式

以下，对本发明的优选实施方式进行详细说明。但是，本发明并不仅限于本实施方式中公开的构成，可以在不脱离本发明的主旨的范围内进行各种变更。另外，对于下述的数值限定范围，下限值和上限值包含在该范围内。表示为“超过”或“小于”的数值，其值不包含在数值范围内。关于各元素的含量的“％”意指“质量％”。

本发明人对拉深罐用钢板(以下称为冷轧钢板)的特性进行了调查和研究，得到以下见解(i)～(v)。首先，对见解(i)和(ii)进行说明。

(i)在本实施方式涉及的冷轧钢板中，如果使C含量超过0.150％，则钢通过钢中的固溶C而固溶强化，冷轧钢板的屈服强度YP提高。自然时效后的轧制方向(L方向)的屈服强度YP达到比以往的拉深罐用冷轧钢板的屈服强度高的310MPa以上。因此，如果使用该冷轧钢板，则即使薄板化，也能够得到耐内外压强度优异的拉深罐。

(ii)在本实施方式涉及的冷轧钢板中，即使将C含量提高到超过0.150％，如果将CAL(连续退火)的平均升温速度设为10～40℃/秒，将退火温度(均热温度)设为铁素体和奥氏体的双相区温度(例如750～820℃)，将其后的500～400℃的区间的平均冷却速度设为5～80℃/秒，则也能够得到即使钢中存在固溶C，非St－St性也优异的冷轧钢板。

图1中示出以往的拉深罐用冷轧钢板的屈服点附近的应力－应变线图。图2中示出本实施方式涉及的拉深罐用冷轧钢板的屈服点(0.2％耐力(条件屈服强度σ_0.2))附近的应力－应变线图。图1的供拉伸试验的冷轧钢板的C含量为0.056质量％，图2的供拉伸试验的冷轧钢板的C含量为0.190质量％。图1和图2的冷轧钢板是在满足后述的本实施方式涉及的冷轧钢板的制造方法的条件下制造出的。具体而言，在上述条件下实施CAL后，不实施BAF－OA而制造出图1和图2的冷轧钢板。由制造出的冷轧钢板制作了具有与L方向(轧制方向)平行的平行部的JIS 5号拉伸试样。对制作出的拉伸试样实施了加速时效处理。具体而言，作为加速时效处理，对各拉伸试样在100℃下实施了1小时的时效处理。该加速时效处理相当于自然时效大致饱和的时效。使用加速时效处理后的拉伸试样，在室温(25℃)且大气中实施拉伸试验，得到了图1和图2的应力－应变线图。

在C含量低的以往的冷轧钢板(图1)中，发生屈服点下降，产生了屈服点伸长YP－EL。这起因于如下：即使从外部施加应力，也由于固溶C带来的柯氏(Cottrell)效应，直到屈服点为止位错没有移动(被固定)，并在屈服点位错一下子从固溶C解放而移动。而且，在以往的冷轧钢板(图1)中，在屈服后也反复进行由柯氏效应所致的位错的固定和解放，因此产生屈服点伸长YP－EL。

与此相对，C含量高的本实施方式涉及的冷轧钢板(图2)，没有确认到屈服点下降，没有产生屈服点伸长YP-EL。本实施方式涉及的冷轧钢板(图2)，如果从外部附加应力，则在屈服点之前也会局部地开始塑性变形，产生了没有观察到如图1所示的屈服点伸长YP-EL的特殊现象。

于是，对于图1和图2的冷轧钢板，通过光学显微镜观察了L截面(与轧制方向平行的截面)中的显微组织。图3是图1的供于拉伸试验的冷轧钢板的L截面的显微组织图像，图4是图2的供于拉伸试验的冷轧钢板的L截面的显微组织图像。

在图3和图4中，白色的组织是铁素体10，黑色的组织是珠光体20。从图3和图4观察出，图3和图4的冷轧钢板的显微组织是主要包含铁素体和珠光体的组织。但是，C含量高的图4的冷轧钢板，与图3的冷轧钢板相比，生成了更多的珠光体。

考虑到以上的拉伸试验和组织观察的结果，本实施方式涉及的冷轧钢板(C含量高的冷轧钢板)显示出的屈服点附近的特殊现象可被推测如下。本实施方式涉及的冷轧钢板(C含量高的冷轧钢板)，作为显微组织主要包含铁素体和珠光体，但与C含量低的冷轧钢板相比，生成更多的珠光体。珠光体是比铁素体硬的组织。因此，在变形时铁素体优先地变形。而且，在珠光体块与铁素体粒的边界附近，存在在相变时产生的应力场(应变)。因此，在较大地受到该应力场的影响的晶粒中错位容易生成且容易移动。即，在具有本实施方式特有的显微组织的冷轧钢板变形的情况下，铁素体和珠光体之中，较大地受到应力场的影响的铁素体粒在屈服点前先行地开始变形，没有较大地受到应力场的影响的铁素体粒晚于该较大地受到应力场的影响的铁素体粒开始变形，然后，珠光体块开始变形。这样，本实施方式涉及的冷轧钢板，在受到来自外部的应力时，从错位容易生成和移动的铁素体粒起依次开始变形，因此可以认为即使在钢中存在固溶C，在应力－应变线图中也不出现屈服点伸长YP－EL。其结果，可以认为能抑制拉伸应变的发生。

再者，如上所述，为了防止拉伸应变的发生，以往的钢板实施了BAF-OA等。但是，以往的钢板以C含量低为技术特征。在C含量超过0.150％的高C含量的钢板的情况下，即使实施了BAF-OA等，也难以充分减少钢中的固溶C，因此实质上难以将YP-EL控制为0％。本实施方式涉及的钢板，即使C含量超过0.150％，也能够通过对制造条件进行控制而形成上述主要包含铁素体和珠光体的组织，来将YP-EL控制为0％。

本发明人对于C含量与加工硬化量WH的关系也进行了调查。从而得到了见解(iii)。再者，关于本实施方式涉及的冷轧钢板，将发生2％变形时的应力减去屈服强度YP(0.2％耐力)得到的值按单位MPa作为加工硬化量WH。

(iii)本实施方式涉及的冷轧钢板，如果使C含量超过0.150％，并且进行组织控制，则加工硬化量WH达到45MPa以上，因此能得到冲压成形后的形状冻结性优异的冷轧钢板。

如果加工硬化量WH充分大，则在塑性变形了的区域(加工硬化了的区域)中，与没有塑性变形的区域(没有加工硬化的区域)相比，强度变高(变形阻力变大)。因此，在冲压成形中，在塑性变形了的区域中变形的进行被抑制，在相对低强度的没有塑性变形的区域中，变形的进行被促进。该情况下，在冲压成形中，在钢板内变形的区域从加工硬化了的区域起向没有加工硬化的区域依次推移，因此钢板容易跟随冲压模具的形状而变形。其结果，冲压成形后的形状冻结性提高。

图5表示冷轧钢板的C含量(质量％)与加工硬化量WH(％)的关系。再者，该图5是对被控制成主要包含铁素体和珠光体的显微组织的冷轧钢板进行调查而得到的。

如图5所示，随着C含量的增加，加工硬化量WH急速地增大。具体而言，如果C含量超过0.150％，则加工硬化量WH成为显示出充分的形状冻结性的45MPa以上。另外，如上所述，C含量超过0.150％时，加速时效处理后的L方向的屈服强度YP成为310MPa以上。即，如果除了显微组织等的控制以外还使C含量超过0.150％，则作为拉深罐用冷轧钢板所要求的特性之中，强度、非St-St性和形状冻结性都能满足。

另一方面，如果C含量过高，则冷轧钢板过度硬化，总伸长率EL(％)降低，其结果，冲压成形性降低。本发明人对C含量与总伸长率EL的关系进行了调查。从而得到了见解(iv)。

(iv)本实施方式涉及的冷轧钢板，如果将C含量设为0.250％以下，并且进行组织控制，则自然时效之后的L方向(轧制方向)的总伸长率EL达到24％以上，为与以往的拉深罐用冷轧钢板的总伸长率相同的程度或在其以上。因此，能得到冲压成形性优异的冷轧钢板。

图6表示冷轧钢板的C含量(质量％)与总伸长率EL(％)的关系。再者，该图6是对被控制成主要包含铁素体和珠光体的显微组织的冷轧钢板进行调查而得到的。

如图6所示，随着C含量的增加，总伸长率EL降低。在冲压成形中，如果总伸长率EL为24％以上，则能得到充分的冲压成形性。因此，如图6所示，本实施方式涉及的冷轧钢板，如果C含量为0.250％以下，则总伸长率EL达到24％以上，能得到优异的冲压成形性。另外，如上所述，为了使强度、非St-St性和形状冻结性得到满足，将C含量的下限设为超过0.150％。即，在本实施方式涉及的拉深罐用冷轧钢板中，将C含量设为超过0.150％且为0.250％以下。

进而，本发明人除了对于上述的由C引起的拉伸应变的抑制进行调查以外，还对于由N引起的拉伸应变的抑制进行了调查。从而得到了见解(v)。

(v)如果将C含量设为超过0.150％且为0.250％以下，而且将B含量和N含量控制为0.4≤B/N≤2.5，则能够抑制由C引起的拉伸应变的发生和由N引起的拉伸应变的发生这两者。

对于C含量超过0.150％且为0.250％以下、B/N满足0.4～2.5的铝镇静钢的冷轧钢板实施CAL(连续退火)。此时，如上所述，将平均升温速度设为10～40℃/秒，将退火温度设为铁素体和奥氏体的双相区温度(例如750～820℃)，将其后的500～400℃的区间的平均冷却速度设为5～80℃/秒。该情况下，除了冷轧钢板的强度、冲压成形性、形状冻结性、以及起因于C的非St-St性提高以外，由于B与N结合而形成氮化物，因此由固溶N引起的时效硬化得到抑制，其结果，由N引起的拉伸应变的发生也得到抑制。

以下，对本实施方式涉及的拉深罐用冷轧钢板进行详细说明。

[化学组成]

本实施方式涉及的拉深罐用冷轧钢板，作为化学成分，包含基本元素C、Sol.Al和B，余量包含Fe和杂质。

再者，“杂质”是指在工业上制造钢时从作为原料的矿石、废料、或制造环境等混入的成分。为了充分地发挥本实施方式的效果，这些杂质之中的Si、Mn、P、S、以及N优选如以下那样限制。另外，由于优选杂质的含量少，因此不需要限制下限值，杂质的下限值也可以为0％。

C：大于0.150％且为0.250％以下

碳(C)固溶从而提高钢的强度。如果钢的强度提高，则能够使冷轧钢板薄板化。如果C含量超过0.150％，则以满足后述的其它的化学组成和制造条件为条件，加速时效处理后的L方向的屈服强度YP成为310MPa以上，加工硬化量WH成为45MPa以上。如果C含量为0.150％以下，则得不到上述效果。另一方面，如果C含量超过0.250％，则冷轧钢板的硬度过高，如图6所示，自然时效饱和之后(加速时效处理后)的总伸长率EL降低。该情况下，冷轧钢板的冲压成形性变低。因此，C含量大于0.150％且为0.250％以下。再者，C是奥氏体形成元素。在本实施方式涉及的冷轧钢板中，为了控制显微组织，C含量的下限优选为0.153％、0.155％或0.160％。C含量的上限优选为低于0.250％，进一步优选为0.225％。

Si：0.50％以下

硅(Si)是不可避免地含有的杂质。Si使冷轧钢板的镀层密着性以及制罐后的冷轧钢板的涂布密着性降低。因此，Si含量限制为0.50％以下。Si含量的优选的上限为低于0.50％。Si含量优选为尽可能低的值。但是，由于在工业上难以稳定地使Si含量为0％，因此可以将Si含量的下限设为0.0001％。

Mn：0.70％以下

锰(Mn)是不可避免地含有的杂质。Mn使冷轧钢板硬质化，使冷轧钢板的总伸长率EL降低。因此，冲压成形性(拉深加工性)降低。另外，Mn是奥氏体形成元素，在本实施方式涉及的冷轧钢板中，为了控制显微组织而不向钢中添加。在Mn含量超过0.70％的情况下，难以得到本实施方式涉及的钢板所特有的机械特性。因此，Mn含量限制为0.70％以下。Mn含量的优选的上限为低于0.70％。Mn含量优选为尽可能低的值。但是，由于在工业上难以稳定地使Mn含量为0％，因此可以将Mn含量的下限设为0.0001％。

P：0.070％以下

磷(P)是不可避免地含有的杂质。P一般提高冷轧钢板的强度。但是，如果P含量过高，则冲压成形性降低。具体而言，成形为拉深罐之后的耐二次加工脆性降低。对于深拉深加工出的拉深罐而言，例如，有时在如－10℃那样的低温下通过落下时的冲击而脆性断裂，另外，有时通过弯曲加工应变，罐侧壁端部脆性断裂。将这样的断裂称为二次加工脆性开裂。在P含量过量的情况下，容易发生二次加工脆性开裂。因此，P含量限制为0.070％以下。但是，由于在工业上难以稳定地使P含量为0％，因此可以将P含量的下限设为0.0001％。

S：0.05％以下

硫(S)是不可避免地含有的杂质。S使热轧时的钢板表层发生脆性裂纹，使热轧钢带产生边裂。因此，S含量限制为0.05％以下。S含量优选为尽可能低的值。但是，由于在工业上难以稳定地使S含量为0％，因此可以将S含量的下限设为0.0001％。

Sol.Al：0.005～0.100％

铝(Al)使钢脱氧。Al还在连铸时提高铸坯的表面品质。如果Al含量过低，则不能得到这些效果。另一方面，如果Al含量过高，则上述效果饱和，制造成本变高。因此，Al含量为0.005～0.100％。本实施方式涉及的拉深罐用冷轧钢板中的Al含量意指Sol.Al(酸溶铝)的含量。

N：0.0080％以下

氮(N)是不可避免地含有的杂质。N与Al结合而形成氮化物，使晶粒微细化等从而使织构变化，其结果，对凸耳性(在拉深罐成形之后产生的罐周向的罐高度不均匀的程度)给予影响。N还是使钢时效硬化的元素，因此，会使冷轧钢板的冲压成形性降低，使拉伸应变发生。本实施方式涉及的冷轧钢板，通过使钢中含有后述的B，使N与B结合而形成氮化物，从而抑制由N引起的凸耳性的降低，抑制由固溶N引起的时效硬化。但是，如果N含量过高，则凸耳性降低，容易发生时效硬化。因此，N含量限制为0.0080％以下。N含量优选为尽可能低的值。但是，由于在工业上难以稳定地使N含量为0％，因此可以将N含量的下限设为0.0005％。

B：0.0005～0.02％

硼(B)与N结合而形成BN(氮化硼)，减少固溶N。由此，可抑制由固溶N引起的时效硬化。B还使冷轧钢板的织构无序化，使作为塑性应变比的r值(兰克福特值)接近于1。由此，凸耳性提高。另外，B是铁素体形成元素，在本实施方式涉及的冷轧钢板中，为了控制显微组织而添加。如果B含量低于0.0005％，则不能得到这些效果。另一方面，如果B含量超过0.02％，则固溶B增加从而冷轧钢板硬质化，凸耳性降低。因此，B含量为0.0005～0.02％。B含量的下限优选为0.0010％或0.0015％。

进而，在本实施方式涉及的冷轧钢板中，相互关联地规定B和N的含量。如上述那样，在钢中固溶N过量时，钢会发生时效硬化。因而，使钢中含有B而形成BN。另一方面，当在钢中固溶B过量时，冷轧钢板硬质化，凸耳性下降。因而，需要相互关联地规定B和N的含量。具体而言，化学成分中的B含量和N含量以质量％计需要满足0.4≤B/N≤2.5。在B和N的含量满足上述条件时，能够在抑制由固溶B引起的上述特性的下降的同时，很理想地抑制由固溶N引起的拉伸应变的发生。B/N的值的下限优选为0.8。

在本实施方式涉及的冷轧钢板中，优选除了限制上述的杂质以外，还限制铌(Nb)、钛(Ti)、铜(Cu)、镍(Ni)、铬(Cr)、以及锡(Sn)。具体而言，为了充分地发挥本实施方式的效果，优选限制为Nb：0.003％以下、Ti：0.003％以下、Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Cr：0.3％以下、以及Sn：0.05％以下。特别是Ti由于形成TiN而对显微组织的形成造成影响，因此优选如上述那样进行限制。这些杂质的含量优选为尽可能低的值。但是，由于在工业上难以稳定地使这些杂质的含量为0％，因此可以将这些杂质的含量的下限分别设为0.0001％。

上述的化学成分，采用钢的一般的分析方法来测定即可。例如，上述的化学成分使用ICP－AES(Inductively Coupled Plasma－Atomic Emission Spectrometry)来测定即可。具体而言，通过从钢板的中央的位置制取粒状的试样，并在基于预先作成的检量线(校准线)的条件下进行化学分析就能够确定。但是，C和S使用燃烧－红外线吸收法来测定即可，N使用惰性气体熔融－热导法来测定即可。

[显微组织]

本实施方式涉及的冷轧钢板，作为显微组织主要包含铁素体和珠光体。另外，由于上述的BN是微细析出物，因此在低倍率的情况下无法观察到，但作为显微组织可以包含该BN。本实施方式涉及的冷轧钢板，除了控制成为上述的化学成分以外，还控制成为上述的显微组织，由此能够得到高强度、冲压成形性优异、非St-St性优异、形状冻结性也优异的冷轧钢板。

上述的铁素体、珠光体和BN，优选在显微组织中合计为95～100面积％。即，作为铁素体、珠光体和BN以外的组织的粒状渗碳体、马氏体、残余奥氏体等，优选限制为合计低于5面积％。铁素体、珠光体和BN以外的组织的合计的面积分率优选为尽可能低的值。因此，本实施方式涉及的冷轧钢板，进一步优选作为显微组织仅由铁素体、珠光体和BN构成。

再者，在本实施方式涉及的冷轧钢板中，如以下那样定义显微组织中所含有的各构成相。铁素体和铁素体粒定义为具有起因于扩散型相变的体心立方结构(bcc)、且晶体取向角度差为0°以上且低于15°的区域。马氏体和马氏体粒定义为具有起因于无扩散型相变的体心立方结构(bcc)或体心正方结构(bct)、且晶体取向角度差为0°以上且低于15°的区域。渗碳体定义为具有斜方晶结构的Fe与C的化合物(Fe₃C)。珠光体和珠光体块(pearliteblock)定义为具有由铁素体和渗碳体构成的层状组织、且该珠光体中的铁素体的晶体取向角度差为0°以上且低于9°的区域。粒状渗碳体定义为不包含在珠光体块中的渗碳体。BN定义为具有六方晶结构或立方晶结构的B与N的化合物。

上述的显微组织，采用光学显微镜观察冷轧钢板的L截面(与轧制方向平行的截面)即可。另外，各构成相的面积分率等通过对显微组织照片进行图像解析来求出即可。

[机械特性]

关于本实施方式涉及的冷轧钢板，将冷轧钢板在100℃下实施了1小时的时效处理(加速时效处理)后进行拉伸试验，将由该拉伸试验得到的屈服强度按单位MPa记为YP、总伸长率按单位％记为EL、屈服点伸长率按单位％记为YP－EL、屈服比按单位％记为YR、以及加工硬化量按单位MPa计时，

YP为310～370MPa，

EL为24～30％，

YP－EL为0％，

YR为68～73％，

WH为45～70MPa。

在此，拉伸试验，使用平行部与L方向(轧制方向)平行的拉伸试样，在室温(25℃)、大气中根据JIS Z2241(2011)来实施。

YP：310～370MPa

如果屈服强度YP为310MPa以上，则即使使冷轧钢板薄板化(厚度减薄)，也能得到耐内外压强度优异的拉深罐。另一方面，对于屈服强度YP的上限不特别限制。但是，如果屈服强度YP过高，则难以进行冲压成形，因此可以将屈服强度YP设为370MPa以下。优选屈服强度YP低于360MPa。再者，本实施方式涉及的冷轧钢板，如上所述以不显示出明确的屈服点为技术特征，因此屈服强度YP意指0.2％耐力。

EL：24～30％

如果总伸长率EL为24％以上，则能够满足作为拉深罐用冷轧钢板的冲压成形性(拉深加工性)。另一方面，关于总伸长率EL的上限，值越大越好，因此并不特别限制。但是，由于在工业上难以稳定地使总伸长率EL超过30％，因此可以将总伸长率EL的上限设为30％。再者，总伸长率EL意指弹性伸长率与永久伸长率之和。

YP-EL：0％

如果屈服点伸长率YP－EL为0％，则能够抑制在刚屈服后在比屈服点小的变形阻力下进行的稳态变形，因此能够抑制拉伸应变的发生。再者，在本实施方式涉及的冷轧钢板中，屈服点伸长率YP－EL为0％意指：在刚屈服后没有在比屈服点(0.2％耐力)小的变形阻力(应力)下进行变形(应变)。即，在本实施方式涉及的冷轧钢板中，屈服点伸长率YP－EL为0％意指：没有发生屈服点下降，刚屈服后(刚达到0.2％耐力后)应力－应变曲线就显示出加工硬化。

YR：68～73％

如果屈服比YR为68～73％，则意味着相对于拉伸强度TS，屈服强度YP为被理想地控制的范围。即，能够为了薄板化而确保理想的屈服强度YP，并且能够在冲压成形时允许从屈服强度YP到抗拉强度TS的加工硬化。因此，能够得到高强度、冲压成形性优异、形状冻结性也优异的冷轧钢板。再者，屈服比YR意指单位为MPa的屈服强度YP除以单位为MPa的抗拉强度TS而得到的值的百分率。

WH：45～70MPa

如果加工硬化量WH为45～70MPa，则在冲压成形中，塑性变形了的区域(加工硬化了的区域)中，变形的进行得到抑制，相对低强度的没有塑性变形的区域(没有加工硬化的区域)中，变形的进行得到促进，因此在钢板内变形的区域，从加工硬化了的区域向没有加工硬化的区域依次推移。因此，在冲压成形中，钢板容易跟随冲压模具的形状而变形，因此冲压成形后的形状冻结性提高。

另外，本实施方式涉及的冷轧钢板，优选屈服强度YP和加工硬化量WH相加而得到的值大于355MPa且为440MPa以下。在YP+WH的值满足该条件时，屈服强度YP和加工硬化量WH被理想地控制，能够得到高强度、冲压成形性优异、形状冻结性也优异的冷轧钢板。

[镀层]

本实施方式涉及的冷轧钢板，可以在冷轧钢板的表面上(板面上)配置有镀Ni层、Ni扩散镀层、镀Sn层、和无锡薄钢板(TFS：tin free steel)镀层(由金属Cr层和Cr水合氧化物层这两层构成的镀层)之中的至少一方。通过在冷轧钢板的板面上配置上述的镀层，表面外观提高，耐腐蚀性、耐化学药品性、耐应力裂纹性等提高。

以下，对本实施方式涉及的拉深罐用冷轧钢板的制造方法进行详述。

对本实施方式涉及的拉深罐用冷轧钢板的制造方法的一例进行说明。本实施方式涉及的拉深罐用冷轧钢板的制造方法，具备：得到铸坯的工序(制钢工序)、得到热轧钢板的工序(热轧工序)、得到一次冷轧钢板的工序(一次冷轧工序)、得到退火钢板的工序(退火工序)、和得到调质轧制钢板的工序(调质轧制工序)。

[制钢工序]

在制钢工序中制造如下钢液，其含有C：超过0.150％且为0.250％以下、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，余量包含Fe和杂质，化学成分中的硼含量和氮含量以质量％计满足0.4≤B/N≤2.5。由制造出的钢液来制造铸坯(板坯)。例如，使用通常的连铸法、铸锭法、薄板坯铸造法等铸造方法来铸造板坯即可。再者，在连铸的情况下，可以将钢一次冷却到低温(例如室温)，进行再加热后，将该钢进行热轧，也可以将刚铸造后的钢(铸造板坯)连续地热轧。

[热轧工序]

在热轧工序中，将制钢工序后的铸坯加热到1000℃以上(例如1000～1280℃)，在840～950℃进行精轧，在精轧之后进行冷却，在500～750℃进行卷取，来制造热轧钢板。

如果卷取温度CT超过750℃，则难以将热轧钢板控制成适合供后面工序的显微组织(带组织)，难以将最终得到的冷轧钢板控制成本实施方式所特有的显微组织。如果卷取温度CT低于500℃，则热轧钢板中的渗碳体会成为硬质的组织。因此，冷轧钢板的总伸长率EL会降低。因此，优选的卷取温度CT为500～750℃。再者，为了理想地控制显微组织，卷取温度CT的下限进一步优选为600℃。

[一次冷轧工序]

在一次冷轧工序中，对热轧工序后的热轧钢板实施累计压下率超过80％的一次冷轧，来制造板厚为0.15～0.50mm的一次冷轧钢板。

在一次冷轧中，使冷轧率变化来研究拉深罐用冷轧钢板的最佳的冷轧率，设定冷轧率使得钢板的面内各向异性Δr大致为0(具体而言，Δr为+0.15～-0.08的范围)。另外，设定冷轧率使得一次冷轧钢板成为适合供后面工序的显微组织(加工组织)。在一次冷轧中，将累计压下率设为超过80％。累计压下率的下限优选为84％。另一方面，累计压下率的上限不特别限制。但是，由于在工业上难以稳定地使累计压下率超过90％，因此可以将累计压下率的上限设为90％。再者，累计压下率是根据一次冷轧中的第一道次前的入口板厚与最终道次后的出口板厚的差计算出的压下率。

一次冷轧钢板的板厚优选为0.151～0.526mm。如果板厚超过0.526mm，则难以得到优异的凸耳性。如果板厚低于0.151mm，则必须使热轧钢板的板厚较薄，在该情况下不能确保上述的热轧时的终轧温度。因此，一次冷轧钢板的板厚优选为0.151～0.526mm。

[退火工序(CAL工序)]

在退火工序中，实施下述连续退火来制造退火钢板：将一次冷轧工序后的一次冷轧钢板以10～40℃/秒的平均升温速度升温，在铁素体和奥氏体的双相区温度(例如750～820℃)下进行均热，然后，在500～400℃的区间的平均冷却速度为5～80℃/秒的条件下进行冷却。

如果在退火工序的升温过程中，将一次冷轧钢板以平均升温速度HR：10～40℃/秒进行升温，则能够理想地控制显微组织。在退火工序的升温过程中，一次冷轧钢板的加工组织进行回复，在加工组织中生成再结晶核。通过在上述条件下将一次冷轧钢板升温，能理想地控制加工组织的再结晶过程，因此能够理想地得到本实施方式所特有的显微组织。再者，进一步优选在该升温过程中，使500～700℃的区间的平均升温速度为15～30℃/秒而将一次冷轧钢板升温。

退火温度(均热温度)ST设在铁素体和奥氏体的双相区温度。在本实施方式涉及的拉深罐用钢板的上述的化学成分的情况下，750～820℃的温度范围相当于铁素体和奥氏体的双相区温度。通过在该温度范围内进行均热，能够理想地控制显微组织。

如果退火温度ST低于750℃，则成为在接近于铁素体单相区温度的温度下的退火，因此珠光体的生成变得不充分，铁素体粒的晶体粒径也变小。因此，不能得到上述的本实施方式的显微组织。该情况下，难以得到目标机械特性。如果退火温度ST超过820℃，则退火中的钢板的奥氏体分率过量，最终得到的冷轧钢板的EL有可能降低。如果退火温度ST为750℃以上且820℃以下，则能够理想地控制显微组织。另外，在退火温度ST下的保持时间设为5～50秒即可。如果考虑到生产率和材质稳定性，则保持时间优选为10～30秒。

在上述退火温度ST下进行均热之后，将钢板冷却。此时，将500～400℃的区间的平均冷却速度CR设为5～80℃/秒。如果平均冷却速度CR超过80℃/秒，则固溶C量变得过高。该情况下，加速时效处理之后的屈服点伸长率YP-EL大于0％。另一方面，如果平均冷却速度CR小于5℃/秒，则固溶C量变得过低。该情况下，屈服强度YP低于310MPa。如果500～400℃的区间的平均冷却速度CR为5～80℃/秒，则能够确保适当的固溶C量。因此，加速时效处理之后的屈服强度YP成为310MPa以上，加工硬化量WH成为45MPa以上，并且屈服比YR成为73％以下。另外，如果500～400℃的区间的平均冷却速度CR为5～80℃/秒，则能够理想地控制显微组织。

再者，为了提高钢板的生产率，平均冷却速度CR的下限优选为10℃/秒。另外，在通常的连续退火线(CAL)中，对钢板进行气体冷却。气体冷却能力的上限为30℃/秒左右。因此，平均冷却速度CR的上限优选为30℃/秒。

[通过箱式退火来实现的过时效处理工序(BAF-OA工序)]

在本实施方式涉及的冷轧钢板的制造方法中，不实施BAF－OA。即使不实施BAF－OA，本实施方式的冷轧钢板也具有高强度，冲压成形性优异，非St－St性优异，形状冻结性也优异。如果在本实施方式涉及的冷轧钢板的制造方法中实施BAF－OA，则钢中的固溶C减少，屈服强度YP变得低于310MPa。因此，在本实施方式涉及的冷轧钢板的制造方法中，不实施BAF－OA。在本实施方式中，由于不实施BAF－OA，因此拉深罐用冷轧钢板的生产率显著提高。

[调质轧制工序]

在调质轧制工序中，将在退火工序后没有施以过时效处理的退火钢板以0.5～5.0％的累计压下率进行调质轧制(平整轧制)，来制造调质轧制钢板。如果压下率低于0.5％，则在加速时效处理后的钢板中，屈服点伸长率YP-EL有时超过0％。如果压下率超过5.0％，则总伸长率EL小于24％，冲压成形性降低。如果压下率为0.5～5.0％，则可得到优异的非St-St性和冲压成形性。调质轧制工序后的调质轧制钢板的板厚为0.15～0.50mm。

[镀敷工序]

在本实施方式涉及的冷轧钢板的制造方法中，可以在调质轧制工序后，对调质轧制钢板的表面上(板面上)实施镀Ni处理、Ni扩散镀处理、镀Sn处理和TFS镀处理之中的至少一种处理。该情况下，能在调质轧制钢板的板面上形成镀Ni层、Ni扩散镀层、镀Sn层和TFS镀层(由金属Cr层和Cr水合氧化物层这两层构成的镀层)之中的至少一种镀层。再者，Ni扩散镀层是通过对实施了镀Ni处理的钢板实施扩散热处理而形成的。

在实施镀Ni处理的情况下，在调质轧制钢板的表面形成的镀Ni层的优选的厚度为0.5～5.0μm(作为Ni附着量为4.45～44.5g/m²)。

通过致密且复合地控制上述的各工序中的各制造条件，能够得到本实施方式涉及的冷轧钢板所特有的显微组织。具体而言，仅通过按各工序控制热轧工序后的热轧钢板的显微组织、一次冷轧工序后的一次冷轧钢板的显微组织、退火工序后的退火钢板的显微组织、以及调质轧制工序后的调质轧制钢板的显微组织，能够得到本实施方式所特有的显微组织。其结果，能够得到高强度、冲压成形性优异、非St－St性优异、形状冻结性也优异的拉深罐用冷轧钢板。

实施例1

接着，通过实施例更具体、详细地说明本发明的一种技术方案的效果，但实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性以及效果而采用的一条件例，本发明并不被该一条件例限定。只要不脱离本发明的要旨、且能实现本发明的目的，本发明就可以采用各种条件。

作为制钢工序，制造了钢种A～M的板坯。

作为热轧工序，将这些板坯加热到1200℃，实施热轧，制造了板厚为2.0mm的热轧钢板。热轧的终轧温度为880～920℃。热轧钢板的卷取温度CT(℃)如表1所示。

作为一次冷轧工序，对热轧钢板进行酸洗后，来实施一次冷轧，制造了板厚为0.25mm的一次冷轧钢板。一次冷轧的累计压下率如表1所示。

作为退火工序，对一次冷轧工序后的钢板实施了CAL(连续退火)。平均升温速度HR、退火温度ST、500～400℃的区间的平均冷却速度CR如表1所示。在退火温度ST下将钢板均热25秒钟。均热后，利用氮气实施了气体冷却。此时，并不进行二阶冷却(并不在中间温度下保持钢板)，而是将钢板从退火温度ST冷却到50℃。在气体冷却中，从500℃到400℃为止的平均冷却速度CR如表1所示，从400℃到50℃为止的平均冷却速度为25℃/秒。

试验号码2和5的钢板，还在CAL之后实施了BAF-OA(通过箱式退火来实现的过时效处理)。在BAF-OA中，将钢板在450℃均热5小时之后，用72小时进行了缓冷。再者，试验号码2和5以外的钢板没有实施BAF-OA。

作为调质轧制工序，对退火工序后的钢板实施了调质轧制。调质轧制中的压下率都为1.8％。

作为镀敷工序，对表1所示的试验号码10的钢板实施了镀Sn处理。具体而言，在调质轧制工序后，在钢板的表面和背面通过电镀法形成了镀Sn层。表面和背面的镀Sn层的膜厚都为2.8g/m²。该试验号码10的钢板成为具有镀Sn层的冷轧钢板。

另外，作为镀敷工序，对表1所示的试验号码19的钢板实施了镀Ni处理。具体而言，在调质轧制工序后，在钢板的表面和背面通过电镀法形成了镀Ni层。表面和背面的镀Ni层的膜厚都为2μm。该试验号码19的钢板成为两面具有镀Ni层的冷轧钢板。

关于如上述那样制造出的冷轧钢板，将化学成分的测定结果示于表2，将显微组织的观察结果和机械特性的测定结果示于表3。

关于显微组织，使用光学显微镜对制造出的冷轧钢板的L截面进行了观察。组织观察用的试样是从制造出的冷轧钢板的宽度方向的中央部制取的。关于显微组织照片，拍摄了进行研磨并进行了硝酸乙醇腐蚀液腐蚀的试样的L截面的厚度方向的1/4厚度之间的部位。

在表3中，“F+P”表示显微组织主要包含铁素体和珠光体。“F+C”表示显微组织主要包含铁素体和渗碳体。

机械特性是使用制造出的冷轧钢板进行拉伸试验而测定的。由各试验号码的冷轧钢板制作了JIS5号拉伸试样。拉伸试样的平行部与冷轧钢板的L方向(轧制方向)平行。对制成的拉伸试样实施了加速时效处理。具体而言，在100℃下对各拉伸试样实施了1小时的时效处理。

对于加速时效处理后的拉伸试样，基于JIS Z2241(2011)标准在室温(25℃)、大气中实施拉伸试验，求出了屈服强度YP、拉伸强度TS、总伸长率EL、屈服点伸长率YP-EL、屈服比YR、加工硬化量WH。

作为本发明例的试验号码6、7、9、10、12、13、15和19的冷轧钢板，制造条件、化学成分、显微组织、机械特性都满足本发明的范围。其结果，这些冷轧钢板具有高强度，冲压成形性优异，非St-St性优异，形状冻结性也优异。

另一方面，作为比较例的1～5、8、11、14和16～18的冷轧钢板，制造条件、化学成分、显微组织、机械特性中的某项没有满足本发明的范围。其结果，这些冷轧钢板不能同时满足强度、冲压成形性、非St-St性和形状冻结性。

试验号码1是具有与专利文献1的表1中的钢A相当的化学组成的以往例，上述的本发明例(试验号码6、7、9、10、12、13、15和19)的屈服强度YP是实验号码1的约1.5倍以上，加工硬化量WH是实验号码1的约1.5以上。

试验号码1的C含量过低。另外，没有满足B、Nb、Ti含量。而且，B/N过低。因此，显微组织没有成为铁素体和珠光体的双相组织，屈服强度YP小于310MPa，加工硬化量WH小于45MPa。

试验号码2是在CAL之后实施了BAF-OA的以往例，但C含量过低。因此，显微组织没有成为铁素体和珠光体的双相组织，屈服强度YP小于310MPa，加工硬化量WH小于45MPa。

试验号码3、4和17，C含量过低。因此，虽然显微组织成为了由铁素体和珠光体组成的双相组织，但珠光体的生成量过少。其结果，试验号码3、4和17的屈服点伸长率YP-EL都高于0％。另外，加工硬化量WH小于45MPa。

试验号码5，虽然化学组成适当，但是CAL中的退火温度ST过低。而且，在CAL之后实施了BAF-OA。因此，显微组织没有成为铁素体和珠光体的双相组织，屈服强度YP小于310MPa，加工硬化量WH小于45MPa。

试验号码8和试验号码11，虽然化学组成适当，但是CAL中的退火温度ST过低。因此，显微组织没有成为铁素体和珠光体的双相组织。因此，加工硬化量WH小于45MPa，屈服比YR超过73％，形状冻结性低。

试验号码14，虽然化学组成适当，但是退火温度ST过高。因此，珠光体增加，总伸长率EL小于24％，冲压成形性低。

试验号码16和18，C含量过高。因此，总伸长率EL小于24％，过低，冲压成形性低。

再者，表中没有示出，化学成分满足本发明的范围但一次冷轧率小于80％的冷轧钢板，例如累计压下率为78％的冷轧钢板，显微组织中包含铁素体和珠光体，但该显微组织比本发明例的显微组织粗大。因此，屈服点伸长率YP-EL没有成为零。

另外，化学成分满足本发明的范围但退火后的500～400℃中的平均冷却速度CR小于5℃/秒的冷轧钢板，例如平均冷却速度CR为4℃/秒的冷轧钢板，显微组织中包含铁素体和珠光体，但该显微组织比本发明例的显微组织粗大。因此，屈服点伸长率YP-EL没有成为零。

另外，化学成分满足本发明的范围但退火后的500～400℃中的平均冷却速度CR超过80℃/秒的冷轧钢板，例如平均冷却速度CR为85℃/秒的冷轧钢板，显微组织中包含铁素体和珠光体，但该显微组织比本发明例的显微组织微细。因此，屈服点伸长率YP-EL没有成为零。

产业上的可利用性

根据本发明的上述技术方案，能够提供高强度、冲压成形性优异、非St-St性优异、形状冻结性也优异的拉深罐用冷轧钢板。该冷轧钢板的冲压成形性和形状冻结性优异，能够抑制拉伸应变的发生，能够实现薄板化。因此，产业上的可利用性高。

附图标记说明

10：铁素体

20：珠光体

Claims (5)

1.一种拉深罐用钢板，其特征在于，

作为所述钢板的化学成分，以质量％计含有

C：大于0.150％且为0.250％以下、

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，

余量包含Fe和杂质，

所述化学成分中的硼含量和氮含量以质量％计满足0.4≤B/N≤2.5，

作为所述钢板的显微组织，包含铁素体和珠光体，

将所述钢板在100℃下实施1小时的时效处理后进行拉伸方向与轧制方向平行的拉伸试验，将由该拉伸试验得到的屈服强度按单位MPa记为YP、总伸长率按单位％记为EL、屈服点伸长率按单位％记为YP－EL、屈服比按单位％记为YR、以及加工硬化量按单位MPa记为WH时，

所述YP为310～370MPa，

所述EL为24～30％，

所述YP-EL为0％，

所述YR为68～73％，

所述WH为45～70MPa，

并且所述钢板为冷轧钢板。

2.根据权利要求1所述的拉深罐用钢板，其特征在于，所述YP和所述WH相加而得到的值大于355MPa且为440MPa以下。

3.根据权利要求1或2所述的拉深罐用钢板，其特征在于，在所述钢板的表面上配置有镀Ni层、Ni扩散镀层、镀Sn层和TFS镀层之中的至少一种镀层。

4.一种拉深罐用钢板的制造方法，是制造权利要求1或2所述的拉深罐用钢板的方法，其特征在于，具备：

得到具有所述化学成分的铸坯的制钢工序；

热轧工序，该工序将所述铸坯加热到1000℃以上，在840～950℃下进行精轧，在精轧后冷却，在500～750℃下进行卷取从而得到热轧钢板；

一次冷轧工序，该工序对所述热轧钢板实施累计压下率超过80％的一次冷轧，从而得到一次冷轧钢板；

退火工序，该工序实施连续退火从而得到退火钢板，所述连续退火是将所述一次冷轧钢板以10～40℃/秒的平均升温速度升温，在750℃～820℃的温度范围内进行均热，其后，在500～400℃的区间中以5～80℃/秒的平均冷却速度冷却的退火；和

调质轧制工序，该工序将在所述退火工序后没有施以过时效处理的所述退火钢板以0.5～5.0％的累计压下率进行调质轧制，从而得到调质轧制钢板。

5.根据权利要求4所述的拉深罐用钢板的制造方法，其特征在于，还具备镀敷工序，该镀敷工序在所述调质轧制工序后对所述调质轧制钢板实施镀Ni处理、Ni扩散镀处理、镀Sn处理和TFS镀处理之中的至少一种处理。