CN106795609A - 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，作为微观组织包含平均粒径为2.7～4.0μm的铁素体、和粒状渗碳体。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360～430MPa，总伸长率为25～32％，屈服点伸长率为0％，屈服比为80～87％。

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10月17日在日本提出的专利申请2014－213239号要求优先权，在此援引其内容。

背景技术

D型电池～N型电池(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(以下也称为冷轧钢板)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，也不断寻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壁化(厚度减薄(gauge down))。但是，在冷轧钢板厚度减薄的情况下，有时拉深罐的强度不够。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，利用箱式退火来实施过时效处理，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。

例如，专利文献1公开了一种拉深罐用钢板。专利文献1所公开的拉深罐用钢板是含有B的低碳的铝镇静钢，C含量为0.045～0.100％。在该专利文献1中记载了：为了抑制钢板硬质化从而拉深加工性下降的情况，将C含量的上限限制为0.100％。

在先技术文献

专利文献

专利文献1:日本国专利第4374126号公报

发明内容

虽然专利文献1公开了一种拉深罐用钢板，但专利文献1所公开的拉深罐用钢板是软质的冷轧钢板。因而，在将该钢板进行了厚度减薄的情况下，具有拉深罐的耐内外压强度下降的可能性。另外，专利文献1所公开的拉深罐用钢板，在省略了BAF－OA的情况下，难以抑制拉伸应变。这样，专利文献1没有公开也没有暗示为了实现厚度减薄而将冷轧钢板高强度化、以及除了该高强度化以外还使冲压成形性和非St－St性同时提高的内容。即，在现有技术中，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，在拉深罐用钢板中不能在时效处理后抑制拉伸应变。再者，在JIS G3303中所规定的镀锡薄钢板(blik)成分中的C含量为0.13％以下。

本发明是鉴于上述情况而完成的，其课题是不实施BAF－OA就可提供高强度、冲压成形性优异、非St－St性也优异的拉深罐用冷轧钢板。

本发明的要旨如下。

(1)本发明的一种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：超过0.150％且为0.260％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，包含平均粒径为2.7～4.0μm的铁素体、和粒状渗碳体，

所述钢板的板厚为0.15～0.50mm，

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时，

所述YP为360～430MPa，

所述EL为25～32％，

所述YP－EL为0％，

所述YR为80～87％。

(2)在上述(1)所述的拉深罐用钢板中，所述板厚超过0.20mm且为0.50mm以下时的所述EL可以为27～32％。

(3)在上述(1)或(2)所述的拉深罐用钢板中，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500～720℃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平均升温速度10～40℃/秒升温，在650～715℃的温度范围内进行均热，其后，在500～400℃的区间中以平均冷却速度5～80℃/秒冷却的退火；和

调质轧制工序，该工序将在所述退火工序后没有实施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)在上述(4)所述的拉深罐用钢板的制造方法中，也可以还具备镀敷工序，该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，不实施BAF－OA就可提供高强度、冲压成形性优异、非St－St性也优异的拉深罐用钢板。该钢板的冲压成形性优异，能够抑制拉伸应变的发生，能够实现厚度减薄。

附图说明

图1是以往的拉深罐用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地示出的应力－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地示出的应力－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(％)与屈服点伸长率YP－EL(％)的关系的曲线图。

图6是表示冷轧钢板的C含量(％)与总伸长率EL(％)的关系的曲线图。

具体实施方式

以下，对本发明的优选的实施方式详细地进行说明。但是，本发明并不只限于本实施方式所公开的构成，能够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中。表示为“超过”或“低于”的数值，该值不包含在数值范围内。各元素的含量涉及的“％”意指“质量％”。

本发明人对拉深罐用的钢板(以下称为冷轧钢板)的特性进行调查及研究，得到了以下的见解(i)～(iv)。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，如果将C含量设为超过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360MPa以上。因此，如果使用该冷轧钢板，则即使厚度减薄，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)设为再结晶结束温度以上且铁素体单相区域温度(例如650～715℃)，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0.153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，在C含量高的本实施方式涉及的冷轧钢板(图2)中，没有确认到屈服点下降，没有产生屈服点伸长YP－EL。观察图2的应力－应变线图，与图1的应力－应变线图不同，在到达屈服点前标绘间隔显著变短(每单位时间的应力变化和应变变化变小)。即，在本实施方式涉及的冷轧钢板(图2)中，当从外部施加应力时，即使是屈服点前，也局部地开始塑性变形，产生了观察不到如图1所示那样的屈服点伸长YP－EL的特异现象。

于是，对于图1和图2的冷轧钢板，采用光学显微镜观察了L截面(与轧制方向平行的截面)中的显微组织。图3是供图1的拉伸试验的冷轧钢板的L截面的显微组织图像，图4是供图2的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，黑色的组织是粒状渗碳体20。从图3和图4可观察出，图3和图4的冷轧钢板的显微组织是主要包含铁素体和粒状渗碳体的组织。但是，C含量高的图4的冷轧钢板的铁素体平均粒径为比图3的冷轧钢板的铁素体平均粒径小的4.0μm以下。另外，可看到：图4的冷轧钢板的铁素体组织，与图3的冷轧钢板相比，是包含粗大粒和微细粒的混合粒。

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)显示出的在屈服点附近的特异现象可被推测如下。在本实施方式涉及的冷轧钢板(C含量高的冷轧钢板)中，与C含量低的冷轧钢板相比，铁素体粒的平均粒径变小，铁素体粒容易成为混合粒。即，在具有本实施方式所特有的显微组织的冷轧钢板发生变形的情况下，从混合粒的铁素体粒之中的粗大铁素体粒开始，先行地在屈服点前开始变形，迟于粗大的铁素体粒而开始微细的铁素体粒的变形。这样，本实施方式涉及的冷轧钢板，在从外部受到应力时，从粒径大的铁素体起依次开始变形，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。

基于以上的见解，本发明人对C含量和屈服点伸长率YP－EL的关系进一步进行了调查。图5中示出冷轧钢板的C含量(质量％)与屈服点伸长率YP－EL(％)的关系。再者，该图5是调查被控制成主要包含铁素体和粒状渗碳体的显微组织的冷轧钢板而得到的。

如图5所示，随着C含量的增加，屈服点伸长率YP－EL急速地减少。具体而言，当C含量超过0.150时，屈服点伸长率YP－EL变为0％。另外，如上述那样，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达到360MPa以上。即，如果除了控制显微组织等以外，还将C含量设为超过0.150，则能满足作为拉深罐用冷轧钢板而被要求的特性之中的强度和非St－St性。

具体而言，在C含量超过0.150，CAL的平均升温速度为10～40℃/秒，退火温度为再结晶结束温度以上且铁素体单相区域温度(例如650～715℃)，500～400℃的区间的平均冷却速度为5～80℃/秒的情况下，可按照上述那样形成本实施方式特有的铁素体组织。因此，如果C含量超过0.150，且实施上述条件的CAL，则显微组织主要包含铁素体和粒状渗碳体，铁素体粒的平均粒径变为4.0μm以下，屈服强度YP变为360MPa以上，且屈服点伸长率YP－EL变为0％。

再者，如上述那样，为了防止拉伸应变的发生，以往的钢板实施了BAF－OA等。但是，以往的钢板将C含量低作为技术特征。在C含量超过0.150那样的较高的C含量的钢板的情况下，即便实施了BAF－OA等，也难以充分地降低钢中的固溶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，即使将C含量设为超过0.150，通过控制制造条件来形成上述的铁素体组织，也能够将YP－EL控制为0％。

另一方面，如果C含量过高，则冷轧钢板过度地硬化，总伸长率EL(％)下降，其结果，冲压成形性下降。本发明人对C含量与总伸长率EL的关系进行了调查。并且，得到了见解(iii)。

(iii)在本实施方式涉及的冷轧钢板中，如果将C含量设为0.260％以下，且进行组织控制，则自然时效后的L方向(轧制方向)的总伸长率EL达到25％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中示出冷轧钢板的C含量(质量％)与总伸长率EL(％)的关系。再者，该图6是调查被控制成主要包含铁素体和粒状渗碳体的显微组织的冷轧钢板而得到的。

如图6所示，在C含量超过0.150％且为0.260％以下时，相对于C含量的增加，总伸长率EL大致恒定。但是，当C含量超过0.260％时，总伸长率EL急速地下降。因此，如果C含量为0.260％以下，则能维持优异的总伸长率EL。具体而言，如果C含量为0.260％以下，则总伸长率EL达到25％以上。另外，如上所述，为了满足强度和非St－St性，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0.260％以下。

进而，本发明人除了对于由上述的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。而且，得到了见解(iv)。

(iv)如果将C含量设为超过0.150％且为0.260％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C含量超过0.150％且为0.260％以下、且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，将退火温度设为再结晶结束温度以上且铁素体单相区域温度(例如650～715℃)，将其后的500～400℃的区间的平均冷却速度设为5～80℃/秒。在该情况下，除了冷轧钢板的强度、冲压成形性、和起因于C的非St－St性提高以外，B与N结合而形成氮化物，因此起因于固溶N的时效硬化被抑制，其结果，也抑制了起因于N的拉伸应变的发生。

以下，对本实施方式涉及的拉深罐用冷轧钢板进行详述。

[化学组成]

本实施方式涉及的拉深罐用冷轧钢板，作为其化学成分，包含基本元素C、Sol.Al、以及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。在这些杂质之中，为了充分地发挥本实施方式的效果，Si、Mn、P、S、以及N优选如以下那样限制。另外，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：超过0.150％且为0.260％以下

碳(C)进行固溶来提高钢的强度。如果钢的强度提高，则能够将冷轧钢板厚度减薄。如果C含量超过0.150，则能够使加速时效处理后的L方向的屈服强度YP达到360MPa以上。进而，通过实施后述的条件的CAL，铁素体组织的平均粒径变为4.0μm以下，铁素体粒容易成为包含粗大粒和微细粒的混合粒。其结果，能够使加速时效处理后的屈服点伸长率YP－EL变为0％。如果C含量为0.15以下，则不能得到上述效果。另一方面，如果C含量超过0.260％，则冷轧钢板的硬度变得过高，如图6所示，自然时效饱和后(加速时效处理后)的总伸长率EL下降。在该情况下，冷轧钢板的冲压成形性变低。因此，使C含量超过0.150％且为0.260％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，优选C含量的下限为0.153％、0.155％、或0.160％。C含量的优选的上限低于0.260％，进一步优选为0.250％。铁素体粒容易成为混合粒。

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和制罐后的冷轧钢板的涂装密着性下降。因此，Si含量限制为0.50％以下。Si含量的优选的上限低于0.50％。Si含量优选为尽可能低的值。但是，难以在工业上稳定地使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下降。因而，冲压成形性(拉深加工性)下降。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，在钢中没有添加。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含量的优选的上限低于0.70％。Mn含量优选为尽可能低的值。但是，难以在工业上稳定地使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一般而言提高冷轧钢板的强度。但是，如果P含量过高，则冲压成形性下降。具体而言，成形为拉深罐后的耐二次加工脆性下降。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，难以在工业上稳定地使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开裂，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，难以在工业上稳定地使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是使钢时效硬化的元素，因而使冷轧钢板的冲压成形性下降，使拉伸应变发生。在本实施方式涉及的冷轧钢板中，通过使钢中含有后述的B，并使N与B结合而形成氮化物，从而抑制由固溶N引起的时效硬化。但是，如果N含量过高，则容易发生由固溶N引起的时效硬化。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，难以在工业上稳定地使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)，从而降低固溶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，凸耳特性(拉深罐成形后发生的罐周向上的罐高度的不均匀的程度)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％，则上述的效果饱和。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，难以在工业上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，作为其显微组织，主要包含平均粒径(平均直径)为2.7～4.0μm的铁素体、和粒状渗碳体。另外，上述的BN为微细析出物，因此在低倍率的情况下不能够观察到，但作为显微组织，可以包含该BN。在本实施方式涉及的冷轧钢板中，通过除了控制成上述的化学成分以外，还控制成上述的显微组织，能够得到高强度、冲压成形性优异、非St－St性也优异的冷轧钢板。

上述的铁素体、粒状渗碳体、以及BN，优选在显微组织中合计为95～100面积％。即，作为铁素体、粒状渗碳体和BN以外的组织的珠光体、马氏体、残余奥氏体等，优选被限制为合计低于5面积％。或者，优选不含有。铁素体、粒状渗碳体和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，作为其显微组织进一步优选只由铁素体、粒状渗碳体以及BN构成。

另外，如上述那样，在本实施方式涉及的冷轧钢板中，存在铁素体粒成为包含粗大粒和微细粒的混合粒的倾向。虽然难以定量地规定该混合粒，但可以认为该显微组织对本实施方式涉及的钢板所特有的机械特性带来了影响。

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，铁素体的平均粒径基于JIS G0551(2013)的切割法来求出即可。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]

本实施方式涉及的冷轧钢板的板厚为0.15～0.50mm，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时，YP为360～430MPa，EL为25～32％，YP－EL为0％，YR为80～87％。

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：360～430MPa

如果屈服强度YP为360MPa以上，则即使将冷轧钢板薄壁化(厚度减薄)，也能够得到耐内外压强度优异的拉深罐。另一方面，屈服强度YP的上限并不特别限制。但是，当屈服强度YP过高时，难以冲压成形，因此可以将屈服强度YP设为430MPa以下。再者，在本实施方式涉及的冷轧钢板，如上述那样以没有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：25～32％

如果总伸长率EL为25％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，难以在工业上稳定地使总伸长率EL超过32％，因此可以将总伸长率EL的上限设为32％，更优选设为30％。再者，总伸长率EL是指弹性伸长率和永久伸长率之和。

再者，如前述那样，优选冷轧钢板薄壁化。因而，对于本实施方式涉及的冷轧钢板而言，将板厚设为0.15～0.50mm。但是，在该板厚的范围内，板厚越厚，总伸长率EL的值越大。因此，在要使冲压成形性(拉深加工性)的提高优先的情况下，可以将板厚设为超过0.20mm且为0.50mm以下、将总伸长率EL设为27～32％。

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：在刚屈服后没有进行在比屈服点(0.2％耐力)小的变形阻力(应力)下的变形(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：80～87％

如果屈服比YR为80％以上，则意味着相对于抗拉强度TS，屈服强度YP为充分高的值。因而，能够将冷轧钢板薄壁化(厚度减薄)，能够得到耐内外压强度优异的拉深罐。即，在对拉深加工时的加工应变量小的罐底和拉深加工时的加工应变量大的胴体上部进行比较时，在成形后的拉深罐中，罐底与胴体上部的强度差变小，能够得到机械品质均匀的拉深罐。另一方面，屈服比YR的上限并不特别限制。但是，当屈服比YR过高时，难以冲压成形，因此可以将屈服比YR设为87％以下。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而得到值的百分率。

[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0.260％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℃下进行精轧，在精轧后冷却，在500～720℃下卷取，来制造热轧钢板。

当卷取温度CT超过720℃时，热轧钢板中的渗碳体(Fe₃C)呈块状地粗大化。在该情况下，冷轧钢板的总伸长率EL会降低。如果卷取温度CT低于500℃，则热轧钢板中的渗碳体变为硬质的组织。因而，冷轧钢板的总伸长率EL会降低。因此，优选的卷取温度CT为500～720℃。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，设定冷轧率以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，设定冷轧率以使得成为一次冷轧钢板适合提供给在后工序的显微组织(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，累计压下率的上限并不特别限制。但是，由于难以在工业上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平均升温速度10～40℃/秒升温，在再结晶结束温度以上且铁素体单相区域温度(例如650～715℃)下进行均热，其后，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℃/秒升温，则能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10～20℃/秒而将一次冷轧钢板升温。

退火温度(均热温度)ST设为再结晶结束温度以上、且为铁素体单相区域温度。在本实施方式涉及的拉深罐用钢板的上述化学成分的情况下，650～715℃的温度范围相当于再结晶结束温度以上且铁素体单相区域温度。通过在该温度范围内进行均热，能理想地控制显微组织。再者，退火温度ST的上限优选为710℃或705℃。

当退火温度ST超过铁素体单相区域温度(例如超过715℃)时，就成为在铁素体和奥氏体的双相区域温度下的退火，因此在均热后的冷却时会形成珠光体。因而，不能得到上述的显微组织。在包含珠光体的显微组织的情况下，屈服比YR下降。而且，铁素体的平均粒径变得大于4.0μm。如果退火温度ST为650～715℃，则能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15～30秒即可。

在上述退火温度ST下进行均热后，将钢板冷却。此时，使500～400℃的区间的平均冷却速度CR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。在该情况下，加速时效处理后的屈服点伸长率YP－EL变得大于0％。另一方面，如果平均冷却速度CR低于5℃/秒，则固溶C量变得过低。在该情况下，屈服强度YP变得低于360MPa。如果500～400℃的区间的平均冷却速度CR为5～80℃/秒，则可确保固溶C量为5～50ppm左右。因而，加速时效处理后的屈服强度YP达到360MPa以上，屈服点伸长率YP－EL变为0％。而且，能够得到优异的总伸长率EL和高的屈服比YR。另外，如果500～400℃的区间的平均冷却速度CR为5～80℃/秒，则能理想地控制显微组织。

[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。如上所述，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360MPa。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实施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，有时屈服点伸长率YP－EL变得超过0％。如果压下率超过5.0％，则总伸长率EL变得低于25％，冲压成形性下降。如果压下率为0.5～5.0％，则直到拉深等加工为止发生的时效硬化后也能够得到优异的非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成为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，也可以在调质轧制工序后在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。在该情况下，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)之中的至少一方。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。

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。只要在不脱离本发明的要旨、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2.1mm的热轧钢板。热轧的终轧温度均为925℃。热轧钢板的卷取温度CT如表1所示。

作为一次冷轧工序，将热轧钢板酸洗后，实施了一次冷轧。试验号码1～19，制造了板厚0.25mm的一次冷轧钢板。试验号码20，制造了板厚0.45mm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，将钢板进行均热25秒钟。在进行均热后，利用氮气实施了气体冷却。此时，并不进行2个阶段的冷却(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℃。在气体冷却下，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1的钢板，在CAL后进一步实施了BAF－OA(通过箱式退火来进行的过时效处理)。在BAF－OA中，将钢板在450℃下进行均热5小时后，花费72小时进行了缓冷。再者，试验号码1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均为1.8％。

作为镀敷工序，对表1所示的试验号码8的钢板实施了镀Ni处理。具体而言，在调质轧制工序后，采用电镀法在钢板的表面和背面形成了镀Ni层。表面和背面的镀Ni层的膜厚均为2μm。该试验号码8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，化学成分的测定结果示于表2中，显微组织的观察结果和机械特性的测定结果示于表3中。

关于显微组织，在制造出的冷轧钢板的L截面上，使用光学显微镜来进行观察。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，拍摄了研磨并经硝酸乙醇腐蚀液腐蚀过的试样的L截面的厚度方向的1/4厚度之间的部位。使用显微组织照片，采用JIS G0551(2013)的切割法来求出铁素体的平均粒径。

在表2中，“F+C”表示显微组织主包含铁素体和粒状渗碳体。“F+P”表示显微组织主要包含铁素体和珠光体。“××”表示观察到未再结晶组织。在观察到未再结晶组织的情况下，没有测定铁素体平均粒径(因为不能够测定)。

机械特性，使用制造出的冷轧钢板进行拉伸试验来测定。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。对制作出的拉伸试样实施了加速时效处理。具体而言，对各拉伸试样在100℃下实施了1小时的时效处理。

根据JIS Z2241(2011)，在室温(25℃)、大气中对加速时效处理后的拉伸试样实施拉伸试验，求出了屈服强度YP、抗拉强度TS、总伸长率EL、屈服点伸长率YP－EL、屈服比YR。

作为本发明例的试验号码5、7、8、11、13以及15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性也优异。

另一方面，作为比较例的1～4、6、9、10、12、14、16～20的冷轧钢板，制造条件、化学成分、显微组织、机械特性中的某项不满足本发明的范围。其结果，这些冷轧钢板不能同时实现强度、冲压成形性、以及非St－St性。

试验号码1是在CAL后实施了BAF－OA的以往例，C含量过低。而且，卷取温度CT过高。而且，CAL的退火温度ST过高，为2相区域温度。因而，显微组织由铁素体和珠光体构成，铁素体的平均粒径超过4.0μm，屈服强度YP低于360MPa。而且，屈服比YR低于80％。

试验号码2～4以及18，虽然制造条件是适当的，但是C含量过低。因而，铁素体的平均粒径超过4.0μm，屈服强度YP低于360MPa。而且，屈服点伸长率YP－EL高于0％，发生了拉伸应变。

试验号码6和14，虽然化学组成是适当的，但是在CAL中的退火温度ST过高，为2相区域温度。因而，显微组织由铁素体和珠光体构成，铁素体的平均粒径超过4.0μm。因而，总伸长率EL和/或屈服比YR低，冲压成形性低。而且，试验号码6的屈服强度YP低于360MPa。

试验号码9，虽然化学组成是适当的，但是CAL中的500～400℃的区间的平均冷却速度CR过慢。因而，屈服强度YP低于360MPa，屈服比YR低于80％。可以认为是冷却速度过慢、固溶C量过低的缘故。

试验号码10，虽然化学组成是适当的，但是CAL中的500～400℃的区间的平均冷却速度CR过快。因而，屈服点伸长率YP－EL高于0％。而且，总伸长率EL低于25％。

试验号码12，虽然化学组成是适当的，但是在CAL中的退火温度ST过低。因而，在显微组织的一部分中残留了未再结晶组织。其结果，总伸长率EL较低，低于25％，冲压成形性低。

试验号码16、17以及19的C含量过高。因而，总伸长率EL过低，低于25％，冲压成形性低。

试验号码20，虽然化学组成是适当的，但是在一次冷轧中的累计压下率过低。因而，铁素体的平均粒径超过4.0μm，屈服强度YP低于360MPa。而且，屈服点伸长率YP－EL高于0％，发生了拉伸应变。

产业上的可利用性

根据本发明的上述技术方案，不实施BAF－OA就可提供高强度、冲压成形性优异、非St－St性也优异的拉深罐用钢板。该冷轧钢板的冲压成形性优异，能够抑制拉伸应变的发生，能够实现厚度减薄。因而，产业上的可利用性很高。

附图标记说明

10：铁素体

20：粒状渗碳体

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：超过0.150％且为0.260％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，包含平均粒径为2.7～4.0μm的铁素体、和粒状渗碳体，

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时，

所述YP为360～430MPa，

所述EL为25～32％，

所述YP－EL为0％，

所述YR为80～87％。

2.根据权利要求1所述的拉深罐用钢板，其特征在于，

所述EL为27～32％。

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500～720℃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平均升温速度10～40℃/秒升温，在650～715℃的温度范围内进行均热，其后，在500～400℃的温度区间中以平均冷却速度5～80℃/秒冷却的退火；和

调质轧制工序，该工序将在所述退火工序后没有实施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。