本發(fā)明涉及拉深罐用鋼板及其制造方法，更詳細而言，涉及拉深罐用的高強度冷軋鋼板及其制造方法。

本申請基于2014年10月17日在日本提出的專利申請2014－213239號要求優(yōu)先權(quán)，在此援引其內(nèi)容。

背景技術(shù)：

D型電池～N型電池(國際標準尺寸20～1的電池)、鈕扣電池、大型混合動力電池等的電池罐、各種容器是將冷軋鋼板、或根據(jù)需要實施了鍍敷處理的鍍敷鋼板(以下也稱為冷軋鋼板)拉深加工(沖壓成形)而制造的。

在該拉深加工中，要求尺寸精度高、抑制沖壓模的磨損、且生產(chǎn)率高。因此，作為供拉深加工的冷軋鋼板，利用了拉深加工性和深拉深性這樣的沖壓成形性優(yōu)異的軟質(zhì)的冷軋鋼板。

另一方面，近年來，供拉深加工的冷軋鋼板，為了實現(xiàn)拉深罐的薄壁化，也不斷尋求強度的進一步提高。例如，近年來，隨著電子設備的發(fā)展，要求使電池的容量進一步增大。但是，電池的外形在規(guī)格上已經(jīng)被確定了尺寸。因而，為了增加電池的活性物質(zhì)的填充量，需要增加電池內(nèi)部的容積(拉深罐的內(nèi)容積)。而且，為了增加拉深罐的內(nèi)容積，需要將拉深罐用的冷軋鋼板薄壁化(厚度減薄(gauge down))。但是，在冷軋鋼板厚度減薄的情況下，有時拉深罐的強度不夠。特別是拉深罐的罐底，由于拉深加工時的加工應變量少，因此不能夠期待加工硬化。因此，為了提高拉深罐的強度、特別是罐底的耐內(nèi)外壓強度，需要提高冷軋鋼板的強度。

拉深罐用的冷軋鋼板，如上所述，要求沖壓成形性優(yōu)異，并且為高強度。但是，提高沖壓成形性和提高強度可以說是彼此相悖的技術(shù)課題。即使能夠提高冷軋鋼板的強度而將冷軋鋼板薄壁化，也可預想到該冷軋鋼板的總伸長率EL的下降、即沖壓成形性的下降。例如，即使提高了冷軋鋼板的強度，在作為拉深加工而進行多階段的加工的情況下，也由于在拉深罐的胴體上部加工應變量變得極大，因此該冷軋鋼板存在不能較好地進行沖壓加工的可能性。這樣，關(guān)于拉深罐用冷軋鋼板，不容易做到使高強度和優(yōu)異的沖壓成形性并存。

除上述以外，在拉深罐用冷軋鋼板中，必須抑制在拉深加工時發(fā)生拉伸應變(條紋花樣的表面缺陷)。如果發(fā)生拉伸應變，則會在罐周面和罐底形成板厚較厚的部分(沒有發(fā)生拉伸應變的部分)和較薄的部分(發(fā)生了拉伸應變的部分)。也就是說，在罐周面和罐底形成凹凸。如果電池罐(拉深罐)具有這樣的凹凸形狀，則電池罐與電池活性物質(zhì)的接觸電阻變大，因此不優(yōu)選。另外，如果拉深罐具有這樣的凹凸形狀，則有可能拉深罐的抗拉剛度下降，拉深罐的耐內(nèi)外壓強度也下降。因而，對于拉深罐用冷軋鋼板，除了要求高強度且沖壓成形性優(yōu)異以外，還要求在拉深加工后不發(fā)生拉伸應變。再者，在以下的說明中，將在拉深加工后不發(fā)生拉伸應變的情況稱為“非St－St性優(yōu)異”。

再者，拉伸應變是起因于鋼板變形時的屈服點伸長(剛屈服后在比屈服點小的變形阻力下進行的穩(wěn)態(tài)變形)而發(fā)生的。該拉伸應變能夠通過進行將鋼板以輕壓下率軋制的調(diào)質(zhì)軋制(平整軋制)來抑制。但是，即使對鋼板實施了調(diào)質(zhì)軋制也產(chǎn)生應變時效硬化的鋼板，隨著時間的經(jīng)過，拉伸應變抑制效果降低。

以往，為了抑制拉伸應變，作為拉深罐用冷軋鋼板，使用了添加有鈮(Nb)的超低碳鋼、添加有硼(B)的低碳鋼。例如，添加有Nb的超低碳鋼(Nb－SULC)等所代表的IF(Interstitial Free)鋼，由于難以產(chǎn)生時效硬化，因此能夠防止拉伸應變的發(fā)生。但是，添加有Nb的超低碳鋼，由于其鋼成分被限制，因此難以提高鋼的強度。另一方面，添加有B的低碳鋼，由于在鋼中B與氮(N)結(jié)合，因此起因于N的時效硬化被抑制。但是，該添加有B的低碳鋼，也需要抑制由鋼中的固溶碳(C)引起的時效硬化。因而，添加有B的低碳鋼，通過在將鋼板連續(xù)退火后，利用箱式退火來實施過時效處理，減少鋼中的固溶C，來防止拉伸應變的發(fā)生。例如，在上述的通過箱式退火來實現(xiàn)的過時效處理中，需要將鋼板在400℃左右的低溫下進行均熱后，將鋼板緩冷。再者，在以下的說明中，將利用連續(xù)退火線的退火稱為“CAL(Continuous Annealing Line)”。另外，將通過箱式退火來實現(xiàn)的過時效處理稱為“BAF－OA(Box Annealing Furnace－Over Aging)”。

在該BAF－OA中，為了進行上述的均熱以及緩冷，需要一星期左右的處理時間。因而，當進行BAF－OA時，拉深罐用冷軋鋼板的生產(chǎn)率顯著地下降。因此，如果能夠不實施BAF－OA而制造高強度、沖壓成形性優(yōu)異、非St－St性也優(yōu)異的拉深罐用冷軋鋼板，則在產(chǎn)業(yè)上是非常有益的。

例如，專利文獻1公開了一種拉深罐用鋼板。專利文獻1所公開的拉深罐用鋼板是含有B的低碳的鋁鎮(zhèn)靜鋼，C含量為0.045～0.100％。在該專利文獻1中記載了：為了抑制鋼板硬質(zhì)化從而拉深加工性下降的情況，將C含量的上限限制為0.100％。

在先技術(shù)文獻

專利文獻

專利文獻1:日本國專利第4374126號公報

技術(shù)實現(xiàn)要素：

雖然專利文獻1公開了一種拉深罐用鋼板，但專利文獻1所公開的拉深罐用鋼板是軟質(zhì)的冷軋鋼板。因而，在將該鋼板進行了厚度減薄的情況下，具有拉深罐的耐內(nèi)外壓強度下降的可能性。另外，專利文獻1所公開的拉深罐用鋼板，在省略了BAF－OA的情況下，難以抑制拉伸應變。這樣，專利文獻1沒有公開也沒有暗示為了實現(xiàn)厚度減薄而將冷軋鋼板高強度化、以及除了該高強度化以外還使沖壓成形性和非St－St性同時提高的內(nèi)容。即，在現(xiàn)有技術(shù)中，通過具有超過0.15％的較高的C含量來確保強度，并且不進行箱式退火，在拉深罐用鋼板中不能在時效處理后抑制拉伸應變。再者，在JIS G3303中所規(guī)定的鍍錫薄鋼板(blik)成分中的C含量為0.13％以下。

本發(fā)明是鑒于上述情況而完成的，其課題是不實施BAF－OA就可提供高強度、沖壓成形性優(yōu)異、非St－St性也優(yōu)異的拉深罐用冷軋鋼板。

本發(fā)明的要旨如下。

(1)本發(fā)明的一種技術(shù)方案涉及的拉深罐用鋼板，

作為化學成分，以質(zhì)量％計含有

C：超過0.150％且為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F(xiàn)e和雜質(zhì)，

所述化學成分中的硼含量和氮含量以質(zhì)量％計滿足0.4≤B/N≤2.5，

作為所述鋼板的顯微組織，包含平均粒徑為2.7～4.0μm的鐵素體、和粒狀滲碳體，

所述鋼板的板厚為0.15～0.50mm，

將所述鋼板在100℃下實施1小時的時效處理后進行拉伸方向與軋制方向平行的拉伸試驗，將由該拉伸試驗得到的屈服強度按單位MPa記為YP、總伸長率按單位％記為EL、屈服點伸長率按單位％記為YP－EL、屈服比按單位％記為YR時，

所述YP為360～430MPa，

所述EL為25～32％，

所述YP－EL為0％，

所述YR為80～87％。

(2)在上述(1)所述的拉深罐用鋼板中，所述板厚超過0.20mm且為0.50mm以下時的所述EL可以為27～32％。

(3)在上述(1)或(2)所述的拉深罐用鋼板中，在所述鋼板的表面上可以配置有鍍Ni層、Ni擴散鍍層、鍍Sn層和TFS鍍層之中的至少一種鍍層。

(4)一種上述(1)或(2)所述的拉深罐用鋼板的制造方法，具備：

得到具有所述化學成分的鑄坯的制鋼工序；

熱軋工序，該工序?qū)⑺鲨T坯加熱到1000℃以上，在840～950℃下進行精軋，在精軋后冷卻，在500～720℃下進行卷取從而得到熱軋鋼板；

一次冷軋工序，該工序?qū)λ鰺彳堜摪鍖嵤├塾媺合侣食^80％的一次冷軋，從而得到一次冷軋鋼板；

退火工序，該工序?qū)嵤┻B續(xù)退火從而得到退火鋼板，所述連續(xù)退火是將所述一次冷軋鋼板以平均升溫速度10～40℃/秒升溫，在650～715℃的溫度范圍內(nèi)進行均熱，其后，在500～400℃的區(qū)間中以平均冷卻速度5～80℃/秒冷卻的退火；和

調(diào)質(zhì)軋制工序，該工序?qū)⒃谒鐾嘶鸸ば蚝鬀]有實施過時效處理的所述退火鋼板以0.5～5.0％的累計壓下率進行調(diào)質(zhì)軋制，從而得到調(diào)質(zhì)軋制鋼板。

(5)在上述(4)所述的拉深罐用鋼板的制造方法中，也可以還具備鍍敷工序，該工序在所述調(diào)質(zhì)軋制工序后對所述調(diào)質(zhì)軋制鋼板實施鍍Ni處理、Ni擴散鍍處理、鍍Sn處理和TFS鍍處理之中的至少一種處理。

根據(jù)本發(fā)明的上述技術(shù)方案，不實施BAF－OA就可提供高強度、沖壓成形性優(yōu)異、非St－St性也優(yōu)異的拉深罐用鋼板。該鋼板的沖壓成形性優(yōu)異，能夠抑制拉伸應變的發(fā)生，能夠?qū)崿F(xiàn)厚度減薄。

附圖說明

圖1是以往的拉深罐用鋼板的加速時效處理后的拉伸試驗結(jié)果，是將屈服點附近放大地示出的應力－應變曲線。

圖2是本發(fā)明的一實施方式涉及的拉深罐用冷軋鋼板的加速時效處理后的拉伸試驗結(jié)果，是將屈服點附近放大地示出的應力－應變曲線。

圖3是表示以往的拉深罐用冷軋鋼板的顯微組織的光學顯微鏡照片。

圖4是表示本實施方式涉及的拉深罐用冷軋鋼板的顯微組織的光學顯微鏡照片。

圖5是表示冷軋鋼板的C含量(％)與屈服點伸長率YP－EL(％)的關(guān)系的曲線圖。

圖6是表示冷軋鋼板的C含量(％)與總伸長率EL(％)的關(guān)系的曲線圖。

具體實施方式

以下，對本發(fā)明的優(yōu)選的實施方式詳細地進行說明。但是，本發(fā)明并不只限于本實施方式所公開的構(gòu)成，能夠在不脫離本發(fā)明的主旨的范圍內(nèi)進行各種變更。另外，對于下述的數(shù)值限定范圍，下限值和上限值包含在該范圍中。表示為“超過”或“低于”的數(shù)值，該值不包含在數(shù)值范圍內(nèi)。各元素的含量涉及的“％”意指“質(zhì)量％”。

本發(fā)明人對拉深罐用的鋼板(以下稱為冷軋鋼板)的特性進行調(diào)查及研究，得到了以下的見解(i)～(iv)。首先，對見解(i)和(ii)進行說明。

(i)在本實施方式涉及的冷軋鋼板中，如果將C含量設為超過0.150，則鋼通過鋼中的固溶C而固溶強化，冷軋鋼板的屈服強度YP提高。自然時效后的軋制方向(L方向)的屈服強度YP達到比以往的拉深罐用冷軋鋼板的屈服強度高的360MPa以上。因此，如果使用該冷軋鋼板，則即使厚度減薄，也能夠得到耐內(nèi)外壓強度優(yōu)異的拉深罐。

(ii)在本實施方式涉及的冷軋鋼板中，即使將C含量提高到超過0.150，如果將CAL(連續(xù)退火)的平均升溫速度設為10～40℃/秒，將退火溫度(均熱溫度)設為再結(jié)晶結(jié)束溫度以上且鐵素體單相區(qū)域溫度(例如650～715℃)，將其后的500～400℃的區(qū)間的平均冷卻速度設為5～80℃/秒，則也能夠得到即使鋼中存在固溶C，非St－St性也優(yōu)異的冷軋鋼板。

圖1中示出以往的拉深罐用冷軋鋼板的屈服點附近的應力－應變線圖。圖2中示出本實施方式涉及的拉深罐用冷軋鋼板的屈服點(0.2％耐力(條件屈服強度σ_0.2))附近的應力－應變線圖。圖1的供拉伸試驗的冷軋鋼板的C含量為0.056質(zhì)量％，圖2的供拉伸試驗的冷軋鋼板的C含量為0.153質(zhì)量％。圖1和圖2的冷軋鋼板是在滿足后述的本實施方式涉及的冷軋鋼板的制造方法的條件下制造出的。具體而言，在上述條件下實施CAL后，不實施BAF－OA而制造出圖1和圖2的冷軋鋼板。由制造出的冷軋鋼板制作了具有與L方向(軋制方向)平行的平行部的JIS 5號拉伸試樣。對制作出的拉伸試樣實施了加速時效處理。具體而言，作為加速時效處理，對各拉伸試樣在100℃下實施了1小時的時效處理。該加速時效處理相當于自然時效大致飽和的時效。使用加速時效處理后的拉伸試樣，在室溫(25℃)且大氣中實施拉伸試驗，得到了圖1和圖2的應力－應變線圖。

在C含量低的以往的冷軋鋼板(圖1)中，發(fā)生屈服點下降，產(chǎn)生了屈服點伸長YP－EL。這起因于如下：即使從外部施加應力，也由于固溶C帶來的柯氏(Cottrell)效應，直到屈服點為止位錯沒有移動(被固定)，并在屈服點位錯一下子從固溶C解放而移動。而且，在以往的冷軋鋼板(圖1)中，在屈服后也反復進行由柯氏效應所致的位錯的固定和解放，因此產(chǎn)生屈服點伸長YP－EL。

與此相對，在C含量高的本實施方式涉及的冷軋鋼板(圖2)中，沒有確認到屈服點下降，沒有產(chǎn)生屈服點伸長YP－EL。觀察圖2的應力－應變線圖，與圖1的應力－應變線圖不同，在到達屈服點前標繪間隔顯著變短(每單位時間的應力變化和應變變化變小)。即，在本實施方式涉及的冷軋鋼板(圖2)中，當從外部施加應力時，即使是屈服點前，也局部地開始塑性變形，產(chǎn)生了觀察不到如圖1所示那樣的屈服點伸長YP－EL的特異現(xiàn)象。

于是，對于圖1和圖2的冷軋鋼板，采用光學顯微鏡觀察了L截面(與軋制方向平行的截面)中的顯微組織。圖3是供圖1的拉伸試驗的冷軋鋼板的L截面的顯微組織圖像，圖4是供圖2的拉伸試驗的冷軋鋼板的L截面的顯微組織圖像。

在圖3和圖4中，白色的組織是鐵素體10，黑色的組織是粒狀滲碳體20。從圖3和圖4可觀察出，圖3和圖4的冷軋鋼板的顯微組織是主要包含鐵素體和粒狀滲碳體的組織。但是，C含量高的圖4的冷軋鋼板的鐵素體平均粒徑為比圖3的冷軋鋼板的鐵素體平均粒徑小的4.0μm以下。另外，可看到：圖4的冷軋鋼板的鐵素體組織，與圖3的冷軋鋼板相比，是包含粗大粒和微細粒的混合粒。

考慮到以上的拉伸試驗和組織觀察的結(jié)果，本實施方式涉及的冷軋鋼板(C含量高的冷軋鋼板)顯示出的在屈服點附近的特異現(xiàn)象可被推測如下。在本實施方式涉及的冷軋鋼板(C含量高的冷軋鋼板)中，與C含量低的冷軋鋼板相比，鐵素體粒的平均粒徑變小，鐵素體粒容易成為混合粒。即，在具有本實施方式所特有的顯微組織的冷軋鋼板發(fā)生變形的情況下，從混合粒的鐵素體粒之中的粗大鐵素體粒開始，先行地在屈服點前開始變形，遲于粗大的鐵素體粒而開始微細的鐵素體粒的變形。這樣，本實施方式涉及的冷軋鋼板，在從外部受到應力時，從粒徑大的鐵素體起依次開始變形，因此可以認為即使在鋼中存在固溶C，在應力－應變線圖中也不出現(xiàn)屈服點伸長YP－EL。其結(jié)果，可以認為能抑制拉伸應變的發(fā)生。

基于以上的見解，本發(fā)明人對C含量和屈服點伸長率YP－EL的關(guān)系進一步進行了調(diào)查。圖5中示出冷軋鋼板的C含量(質(zhì)量％)與屈服點伸長率YP－EL(％)的關(guān)系。再者，該圖5是調(diào)查被控制成主要包含鐵素體和粒狀滲碳體的顯微組織的冷軋鋼板而得到的。

如圖5所示，隨著C含量的增加，屈服點伸長率YP－EL急速地減少。具體而言，當C含量超過0.150時，屈服點伸長率YP－EL變?yōu)?％。另外，如上述那樣，C含量超過0.150時，加速時效處理后的L方向的屈服強度YP達到360MPa以上。即，如果除了控制顯微組織等以外，還將C含量設為超過0.150，則能滿足作為拉深罐用冷軋鋼板而被要求的特性之中的強度和非St－St性。

具體而言，在C含量超過0.150，CAL的平均升溫速度為10～40℃/秒，退火溫度為再結(jié)晶結(jié)束溫度以上且鐵素體單相區(qū)域溫度(例如650～715℃)，500～400℃的區(qū)間的平均冷卻速度為5～80℃/秒的情況下，可按照上述那樣形成本實施方式特有的鐵素體組織。因此，如果C含量超過0.150，且實施上述條件的CAL，則顯微組織主要包含鐵素體和粒狀滲碳體，鐵素體粒的平均粒徑變?yōu)?.0μm以下，屈服強度YP變?yōu)?60MPa以上，且屈服點伸長率YP－EL變?yōu)?％。

再者，如上述那樣，為了防止拉伸應變的發(fā)生，以往的鋼板實施了BAF－OA等。但是，以往的鋼板將C含量低作為技術(shù)特征。在C含量超過0.150那樣的較高的C含量的鋼板的情況下，即便實施了BAF－OA等，也難以充分地降低鋼中的固溶C，因此實質(zhì)上難以將YP－EL控制為0％。本實施方式涉及的鋼板，即使將C含量設為超過0.150，通過控制制造條件來形成上述的鐵素體組織，也能夠?qū)P－EL控制為0％。

另一方面，如果C含量過高，則冷軋鋼板過度地硬化，總伸長率EL(％)下降，其結(jié)果，沖壓成形性下降。本發(fā)明人對C含量與總伸長率EL的關(guān)系進行了調(diào)查。并且，得到了見解(iii)。

(iii)在本實施方式涉及的冷軋鋼板中，如果將C含量設為0.260％以下，且進行組織控制，則自然時效后的L方向(軋制方向)的總伸長率EL達到25％以上，為與以往的拉深罐用冷軋鋼板的總伸長率相同的程度或在其以上。因此，能得到?jīng)_壓成形性優(yōu)異的冷軋鋼板。

圖6中示出冷軋鋼板的C含量(質(zhì)量％)與總伸長率EL(％)的關(guān)系。再者，該圖6是調(diào)查被控制成主要包含鐵素體和粒狀滲碳體的顯微組織的冷軋鋼板而得到的。

如圖6所示，在C含量超過0.150％且為0.260％以下時，相對于C含量的增加，總伸長率EL大致恒定。但是，當C含量超過0.260％時，總伸長率EL急速地下降。因此，如果C含量為0.260％以下，則能維持優(yōu)異的總伸長率EL。具體而言，如果C含量為0.260％以下，則總伸長率EL達到25％以上。另外，如上所述，為了滿足強度和非St－St性，將C含量的下限設為超過0.150。即，在本實施方式涉及的拉深罐用冷軋鋼板中，將C含量設為超過0.150％且為0.260％以下。

進而，本發(fā)明人除了對于由上述的C引起的拉伸應變的抑制進行調(diào)查以外，還對于由N引起的拉伸應變的抑制進行了調(diào)查。而且，得到了見解(iv)。

(iv)如果將C含量設為超過0.150％且為0.260％以下，而且將B含量和N含量控制為0.4≤B/N≤2.5，則能夠抑制由C引起的拉伸應變的發(fā)生和由N引起的拉伸應變的發(fā)生這兩者。

對C含量超過0.150％且為0.260％以下、且B/N滿足0.4～2.5的鋁鎮(zhèn)靜鋼的冷軋鋼板實施CAL(連續(xù)退火)。此時，如上所述，將平均升溫速度設為10～40℃/秒，將退火溫度設為再結(jié)晶結(jié)束溫度以上且鐵素體單相區(qū)域溫度(例如650～715℃)，將其后的500～400℃的區(qū)間的平均冷卻速度設為5～80℃/秒。在該情況下，除了冷軋鋼板的強度、沖壓成形性、和起因于C的非St－St性提高以外，B與N結(jié)合而形成氮化物，因此起因于固溶N的時效硬化被抑制，其結(jié)果，也抑制了起因于N的拉伸應變的發(fā)生。

以下，對本實施方式涉及的拉深罐用冷軋鋼板進行詳述。

[化學組成]

本實施方式涉及的拉深罐用冷軋鋼板，作為其化學成分，包含基本元素C、Sol.Al、以及B，余量包含F(xiàn)e和雜質(zhì)。

再者，“雜質(zhì)”是指在工業(yè)上制造鋼時從作為原料的礦石、廢料、或制造環(huán)境等混入的成分。在這些雜質(zhì)之中，為了充分地發(fā)揮本實施方式的效果，Si、Mn、P、S、以及N優(yōu)選如以下那樣限制。另外，優(yōu)選雜質(zhì)的含量少，因此不需要限制下限值，雜質(zhì)的下限值也可以為0％。

C：超過0.150％且為0.260％以下

碳(C)進行固溶來提高鋼的強度。如果鋼的強度提高，則能夠?qū)⒗滠堜摪搴穸葴p薄。如果C含量超過0.150，則能夠使加速時效處理后的L方向的屈服強度YP達到360MPa以上。進而，通過實施后述的條件的CAL，鐵素體組織的平均粒徑變?yōu)?.0μm以下，鐵素體粒容易成為包含粗大粒和微細粒的混合粒。其結(jié)果，能夠使加速時效處理后的屈服點伸長率YP－EL變?yōu)?％。如果C含量為0.15以下，則不能得到上述效果。另一方面，如果C含量超過0.260％，則冷軋鋼板的硬度變得過高，如圖6所示，自然時效飽和后(加速時效處理后)的總伸長率EL下降。在該情況下，冷軋鋼板的沖壓成形性變低。因此，使C含量超過0.150％且為0.260％以下。再者，C是奧氏體形成元素。在本實施方式涉及的冷軋鋼板中，為了控制顯微組織，優(yōu)選C含量的下限為0.153％、0.155％、或0.160％。C含量的優(yōu)選的上限低于0.260％，進一步優(yōu)選為0.250％。鐵素體粒容易成為混合粒。

Si：0.50％以下

硅(Si)是不可避免地含有的雜質(zhì)。Si使冷軋鋼板的鍍層密著性和制罐后的冷軋鋼板的涂裝密著性下降。因此，Si含量限制為0.50％以下。Si含量的優(yōu)選的上限低于0.50％。Si含量優(yōu)選為盡可能低的值。但是，難以在工業(yè)上穩(wěn)定地使Si含量為0％，因此可以將Si含量的下限設為0.0001％。

Mn：0.70％以下

錳(Mn)是不可避免地含有的雜質(zhì)。Mn使冷軋鋼板硬質(zhì)化，使冷軋鋼板的總伸長率EL下降。因而，沖壓成形性(拉深加工性)下降。另外，Mn是奧氏體形成元素，在本實施方式涉及的冷軋鋼板中，為了控制顯微組織，在鋼中沒有添加。在Mn含量超過0.70％的情況下，難以得到本實施方式涉及的鋼板所特有的機械特性。因此，Mn含量限制為0.70％以下。Mn含量的優(yōu)選的上限低于0.70％。Mn含量優(yōu)選為盡可能低的值。但是，難以在工業(yè)上穩(wěn)定地使Mn含量為0％，因此可以將Mn含量的下限設為0.0001％。

P：0.070％以下

磷(P)是不可避免地含有的雜質(zhì)。P一般而言提高冷軋鋼板的強度。但是，如果P含量過高，則沖壓成形性下降。具體而言，成形為拉深罐后的耐二次加工脆性下降。對于深拉深加工出的拉深罐而言，例如，有時在如－10℃那樣的低溫下通過落下時的沖擊而脆性斷裂，另外，有時通過彎曲加工應變，罐側(cè)壁端部脆性斷裂。將這樣的斷裂稱為二次加工脆性開裂。在P含量過量的情況下，容易發(fā)生二次加工脆性開裂。因此，P含量限制為0.070％以下。但是，難以在工業(yè)上穩(wěn)定地使P含量為0％，因此可以將P含量的下限設為0.0001％。

S：0.05％以下

硫(S)是不可避免地含有的雜質(zhì)。S使熱軋時的鋼板表層發(fā)生脆性開裂，使熱軋鋼帶產(chǎn)生邊裂。因此，S含量限制為0.05％以下。S含量優(yōu)選為盡可能低的值。但是，難以在工業(yè)上穩(wěn)定地使S含量為0％，因此可以將S含量的下限設為0.0001％。

Sol.Al：0.005～0.100％

鋁(Al)使鋼脫氧。Al還在連鑄時提高鑄坯的表面品質(zhì)。如果Al含量過低，則不能得到這些效果。另一方面，如果Al含量過高，則上述效果飽和，制造成本變高。因此，Al含量為0.005～0.100％。本實施方式涉及的拉深罐用冷軋鋼板中的Al含量意指Sol.Al(酸溶鋁)的含量。

N：0.0080％以下

氮(N)是不可避免地含有的雜質(zhì)。N是使鋼時效硬化的元素，因而使冷軋鋼板的沖壓成形性下降，使拉伸應變發(fā)生。在本實施方式涉及的冷軋鋼板中，通過使鋼中含有后述的B，并使N與B結(jié)合而形成氮化物，從而抑制由固溶N引起的時效硬化。但是，如果N含量過高，則容易發(fā)生由固溶N引起的時效硬化。因此，N含量限制為0.0080％以下。N含量優(yōu)選為盡可能低的值。但是，難以在工業(yè)上穩(wěn)定地使N含量為0％，因此可以將N含量的下限設為0.0005％。

B：0.0005～0.02％

硼(B)與N結(jié)合而形成BN(氮化硼)，從而降低固溶N。由此，可抑制由固溶N引起的時效硬化。B還使冷軋鋼板的織構(gòu)無序化，使作為塑性應變比的r值(蘭克福特值)接近于1。由此，凸耳特性(拉深罐成形后發(fā)生的罐周向上的罐高度的不均勻的程度)提高。另外，B是鐵素體形成元素，在本實施方式涉及的冷軋鋼板中，為了控制顯微組織而添加。如果B含量低于0.0005％，則不能得到這些效果。另一方面，如果B含量超過0.02％，則上述的效果飽和。因此，B含量為0.0005～0.02％。B含量的下限優(yōu)選為0.0010％、或0.0015％。

進而，在本實施方式涉及的冷軋鋼板中，相互關(guān)聯(lián)地規(guī)定B和N的含量。如上述那樣，在鋼中固溶N過量時，鋼會發(fā)生時效硬化。因而，使鋼中含有B而形成BN。另一方面，當在鋼中固溶B過量時，冷軋鋼板硬質(zhì)化，凸耳性下降。因而，需要相互關(guān)聯(lián)地規(guī)定B和N的含量。具體而言，化學成分中的B含量和N含量以質(zhì)量％計需要滿足0.4≤B/N≤2.5。在B和N的含量滿足上述條件時，能夠在抑制由固溶B引起的上述特性的下降的同時，很理想地抑制由固溶N引起的拉伸應變的發(fā)生。B/N的值的下限優(yōu)選為0.8。

在本實施方式涉及的冷軋鋼板中，優(yōu)選除了限制上述的雜質(zhì)以外，還限制鈮(Nb)、鈦(Ti)、銅(Cu)、鎳(Ni)、鉻(Cr)、以及錫(Sn)。具體而言，為了充分地發(fā)揮本實施方式的效果，優(yōu)選限制為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。特別是Ti由于形成TiN而對顯微組織的形成造成影響，因此優(yōu)選如上述那樣進行限制。這些雜質(zhì)的含量優(yōu)選為盡可能低的值。但是，難以在工業(yè)上穩(wěn)定地使這些雜質(zhì)的含量為0％，因此可以將這些雜質(zhì)的含量的下限分別設為0.0001％。

上述的化學成分，采用鋼的一般的分析方法來測定即可。例如，上述的化學成分使用ICP－AES(Inductively Coupled Plasma－Atomic Emission Spectrometry)來測定即可。具體而言，通過從鋼板的中央的位置制取粒狀的試樣，并在基于預先作成的檢量線(校準線)的條件下進行化學分析就能夠確定。但是，C和S使用燃燒－紅外線吸收法來測定即可，N使用惰性氣體熔融－熱導法來測定即可。

[顯微組織]

本實施方式涉及的冷軋鋼板，作為其顯微組織，主要包含平均粒徑(平均直徑)為2.7～4.0μm的鐵素體、和粒狀滲碳體。另外，上述的BN為微細析出物，因此在低倍率的情況下不能夠觀察到，但作為顯微組織，可以包含該BN。在本實施方式涉及的冷軋鋼板中，通過除了控制成上述的化學成分以外，還控制成上述的顯微組織，能夠得到高強度、沖壓成形性優(yōu)異、非St－St性也優(yōu)異的冷軋鋼板。

上述的鐵素體、粒狀滲碳體、以及BN，優(yōu)選在顯微組織中合計為95～100面積％。即，作為鐵素體、粒狀滲碳體和BN以外的組織的珠光體、馬氏體、殘余奧氏體等，優(yōu)選被限制為合計低于5面積％?；蛘?，優(yōu)選不含有。鐵素體、粒狀滲碳體和BN以外的組織的合計的面積分率，優(yōu)選為盡可能低的值。因此，本實施方式涉及的冷軋鋼板，作為其顯微組織進一步優(yōu)選只由鐵素體、粒狀滲碳體以及BN構(gòu)成。

另外，如上述那樣，在本實施方式涉及的冷軋鋼板中，存在鐵素體粒成為包含粗大粒和微細粒的混合粒的傾向。雖然難以定量地規(guī)定該混合粒，但可以認為該顯微組織對本實施方式涉及的鋼板所特有的機械特性帶來了影響。

再者，在本實施方式涉及的冷軋鋼板中，如以下那樣定義顯微組織中所含有的各構(gòu)成相。鐵素體和鐵素體粒定義為具有起因于擴散型相變的體心立方結(jié)構(gòu)(bcc)、且晶體取向角度差為0°以上且低于15°的區(qū)域。馬氏體和馬氏體粒定義為具有起因于無擴散型相變的體心立方結(jié)構(gòu)(bcc)或體心正方結(jié)構(gòu)(bct)、且晶體取向角度差為0°以上且低于15°的區(qū)域。滲碳體定義為具有斜方晶結(jié)構(gòu)的Fe與C的化合物(Fe₃C)。珠光體和珠光體塊(pearlite block)定義為具有由鐵素體和滲碳體構(gòu)成的層狀組織、且該珠光體中的鐵素體的晶體取向角度差為0°以上且低于9°的區(qū)域。粒狀滲碳體定義為不包含在珠光體塊中的滲碳體。BN定義為具有六方晶結(jié)構(gòu)或立方晶結(jié)構(gòu)的B與N的化合物。

上述的顯微組織，采用光學顯微鏡觀察冷軋鋼板的L截面(與軋制方向平行的截面)即可。另外，鐵素體的平均粒徑基于JIS G0551(2013)的切割法來求出即可。另外，各構(gòu)成相的面積分率等通過對顯微組織照片進行圖像解析來求出即可。

[機械特性]

本實施方式涉及的冷軋鋼板的板厚為0.15～0.50mm，將冷軋鋼板在100℃下實施了1小時的時效處理(加速時效處理)后進行拉伸試驗，將由該拉伸試驗得到的屈服強度按單位MPa記為YP，總伸長率按單位％記為EL，屈服點伸長率按單位％記為YP－EL，屈服比按單位％記為YR時，YP為360～430MPa，EL為25～32％，YP－EL為0％，YR為80～87％。

在此，拉伸試驗，使用平行部與L方向(軋制方向)平行的拉伸試樣，在室溫(25℃)、大氣中根據(jù)JIS Z2241(2011)來實施。

YP：360～430MPa

如果屈服強度YP為360MPa以上，則即使將冷軋鋼板薄壁化(厚度減薄)，也能夠得到耐內(nèi)外壓強度優(yōu)異的拉深罐。另一方面，屈服強度YP的上限并不特別限制。但是，當屈服強度YP過高時，難以沖壓成形，因此可以將屈服強度YP設為430MPa以下。再者，在本實施方式涉及的冷軋鋼板，如上述那樣以沒有顯示出明確的屈服點為技術(shù)特征，因此屈服強度YP意指0.2％耐力。

EL：25～32％

如果總伸長率EL為25％以上，則能夠滿足作為拉深罐用冷軋鋼板的沖壓成形性(拉深加工性)。另一方面，關(guān)于總伸長率EL的上限，值越大越好，因此并不特別限制。但是，難以在工業(yè)上穩(wěn)定地使總伸長率EL超過32％，因此可以將總伸長率EL的上限設為32％，更優(yōu)選設為30％。再者，總伸長率EL是指彈性伸長率和永久伸長率之和。

再者，如前述那樣，優(yōu)選冷軋鋼板薄壁化。因而，對于本實施方式涉及的冷軋鋼板而言，將板厚設為0.15～0.50mm。但是，在該板厚的范圍內(nèi)，板厚越厚，總伸長率EL的值越大。因此，在要使沖壓成形性(拉深加工性)的提高優(yōu)先的情況下，可以將板厚設為超過0.20mm且為0.50mm以下、將總伸長率EL設為27～32％。

YP－EL：0％

如果屈服點伸長率YP－EL為0％，則能夠抑制在剛屈服后在比屈服點小的變形阻力下進行的穩(wěn)態(tài)變形，因此能夠抑制拉伸應變的發(fā)生。再者，在本實施方式涉及的冷軋鋼板中，屈服點伸長率YP－EL為0％意指：在剛屈服后沒有進行在比屈服點(0.2％耐力)小的變形阻力(應力)下的變形(應變)。即，在本實施方式涉及的冷軋鋼板中，屈服點伸長率YP－EL為0％意指：沒有發(fā)生屈服點下降，剛屈服后(剛達到0.2％耐力后)應力－應變曲線就顯示出加工硬化。

YR：80～87％

如果屈服比YR為80％以上，則意味著相對于抗拉強度TS，屈服強度YP為充分高的值。因而，能夠?qū)⒗滠堜摪灞”诨?厚度減薄)，能夠得到耐內(nèi)外壓強度優(yōu)異的拉深罐。即，在對拉深加工時的加工應變量小的罐底和拉深加工時的加工應變量大的胴體上部進行比較時，在成形后的拉深罐中，罐底與胴體上部的強度差變小，能夠得到機械品質(zhì)均勻的拉深罐。另一方面，屈服比YR的上限并不特別限制。但是，當屈服比YR過高時，難以沖壓成形，因此可以將屈服比YR設為87％以下。再者，屈服比YR意指單位為MPa的屈服強度YP除以單位為MPa的抗拉強度TS而得到值的百分率。

[鍍層]

本實施方式涉及的冷軋鋼板，可以在冷軋鋼板的表面上(板面上)配置有鍍Ni層、Ni擴散鍍層、鍍Sn層、和無錫薄鋼板(TFS：tin free steel)鍍層(由金屬Cr層和Cr水合氧化物層這兩層構(gòu)成的鍍層)之中的至少一方。通過在冷軋鋼板的板面上配置上述的鍍層，表面外觀提高，耐腐蝕性、耐化學藥品性、耐應力裂紋性等提高。

以下，對本實施方式涉及的拉深罐用冷軋鋼板的制造方法進行詳述。

對本實施方式涉及的拉深罐用冷軋鋼板的制造方法的一例進行說明。本實施方式涉及的拉深罐用冷軋鋼板的制造方法，具備：得到鑄坯的工序(制鋼工序)、得到熱軋鋼板的工序(熱軋工序)、得到一次冷軋鋼板的工序(一次冷軋工序)、得到退火鋼板的工序(退火工序)、和得到調(diào)質(zhì)軋制鋼板的工序(調(diào)質(zhì)軋制工序)。

[制鋼工序]

在制鋼工序中制造如下鋼液，其含有C：超過0.150％且為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F(xiàn)e和雜質(zhì)，化學成分中的硼含量和氮含量以質(zhì)量％計滿足0.4≤B/N≤2.5。由制造出的鋼液來制造鑄坯(板坯)。例如，使用通常的連鑄法、鑄錠法、薄板坯鑄造法等鑄造方法來鑄造板坯即可。再者，在連鑄的情況下，可以將鋼一次冷卻到低溫(例如室溫)，進行再加熱后，將該鋼進行熱軋，也可以將剛鑄造后的鋼(鑄造板坯)連續(xù)地熱軋。

[熱軋工序]

在熱軋工序中，將制鋼工序后的鑄坯加熱到1000℃以上(例如1000～1280℃)，在840～950℃下進行精軋，在精軋后冷卻，在500～720℃下卷取，來制造熱軋鋼板。

當卷取溫度CT超過720℃時，熱軋鋼板中的滲碳體(Fe₃C)呈塊狀地粗大化。在該情況下，冷軋鋼板的總伸長率EL會降低。如果卷取溫度CT低于500℃，則熱軋鋼板中的滲碳體變?yōu)橛操|(zhì)的組織。因而，冷軋鋼板的總伸長率EL會降低。因此，優(yōu)選的卷取溫度CT為500～720℃。再者，為了理想地控制顯微組織，卷取溫度CT的下限進一步優(yōu)選為600℃。

[一次冷軋工序]

在一次冷軋工序中，對熱軋工序后的熱軋鋼板實施累計壓下率超過80％的一次冷軋，來制造板厚為0.15～0.50mm的一次冷軋鋼板。

在一次冷軋中，使冷軋率變化來研究拉深罐用冷軋鋼板的最佳的冷軋率，設定冷軋率以使得鋼板的面內(nèi)各向異性Δr大致為0(具體而言，Δr為+0.15～－0.08的范圍)。另外，設定冷軋率以使得成為一次冷軋鋼板適合提供給在后工序的顯微組織(加工組織)。在一次冷軋中，將累計壓下率設為超過80％。累計壓下率的下限優(yōu)選為84％。另一方面，累計壓下率的上限并不特別限制。但是，由于難以在工業(yè)上穩(wěn)定地使累計壓下率超過90％，因此可以將累計壓下率的上限設為90％。再者，累計壓下率是根據(jù)一次冷軋中的第一道次前的入口板厚與最終道次后的出口板厚的差計算出的壓下率。

一次冷軋鋼板的板厚優(yōu)選為0.151～0.526mm。如果板厚超過0.526mm，則難以得到優(yōu)異的凸耳性。如果板厚低于0.151mm，則必須使熱軋鋼板的板厚較薄，在該情況下不能確保上述的熱軋時的終軋溫度。因此，一次冷軋鋼板的板厚優(yōu)選為0.151～0.526mm。

[退火工序(CAL工序)]

在退火工序中，實施下述連續(xù)退火來制造退火鋼板：將一次冷軋工序后的一次冷軋鋼板以平均升溫速度10～40℃/秒升溫，在再結(jié)晶結(jié)束溫度以上且鐵素體單相區(qū)域溫度(例如650～715℃)下進行均熱，其后，在500～400℃的區(qū)間的平均冷卻速度為5～80℃/秒的條件下進行冷卻。

如果在退火工序的升溫過程中，將一次冷軋鋼板以平均升溫速度HR：10～40℃/秒升溫，則能理想地控制顯微組織。在退火工序的升溫過程中，一次冷軋鋼板的加工組織進行回復，在加工組織中生成再結(jié)晶核。通過在上述條件下將一次冷軋鋼板升溫，能理想地控制加工組織的再結(jié)晶過程，因此能夠理想地得到本實施方式所特有的顯微組織。再者，進一步優(yōu)選在該升溫過程中，使500～700℃的區(qū)間的平均升溫速度為10～20℃/秒而將一次冷軋鋼板升溫。

退火溫度(均熱溫度)ST設為再結(jié)晶結(jié)束溫度以上、且為鐵素體單相區(qū)域溫度。在本實施方式涉及的拉深罐用鋼板的上述化學成分的情況下，650～715℃的溫度范圍相當于再結(jié)晶結(jié)束溫度以上且鐵素體單相區(qū)域溫度。通過在該溫度范圍內(nèi)進行均熱，能理想地控制顯微組織。再者，退火溫度ST的上限優(yōu)選為710℃或705℃。

當退火溫度ST超過鐵素體單相區(qū)域溫度(例如超過715℃)時，就成為在鐵素體和奧氏體的雙相區(qū)域溫度下的退火，因此在均熱后的冷卻時會形成珠光體。因而，不能得到上述的顯微組織。在包含珠光體的顯微組織的情況下，屈服比YR下降。而且，鐵素體的平均粒徑變得大于4.0μm。如果退火溫度ST為650～715℃，則能理想地控制顯微組織。另外，在退火溫度ST下的保持時間設為15～30秒即可。

在上述退火溫度ST下進行均熱后，將鋼板冷卻。此時，使500～400℃的區(qū)間的平均冷卻速度CR為5～80℃/秒。如果平均冷卻速度CR超過80℃/秒，則固溶C量變得過高。在該情況下，加速時效處理后的屈服點伸長率YP－EL變得大于0％。另一方面，如果平均冷卻速度CR低于5℃/秒，則固溶C量變得過低。在該情況下，屈服強度YP變得低于360MPa。如果500～400℃的區(qū)間的平均冷卻速度CR為5～80℃/秒，則可確保固溶C量為5～50ppm左右。因而，加速時效處理后的屈服強度YP達到360MPa以上，屈服點伸長率YP－EL變?yōu)?％。而且，能夠得到優(yōu)異的總伸長率EL和高的屈服比YR。另外，如果500～400℃的區(qū)間的平均冷卻速度CR為5～80℃/秒，則能理想地控制顯微組織。

[通過箱式退火來實現(xiàn)的過時效處理工序(BAF－OA工序)]

在本實施方式涉及的冷軋鋼板的制造方法中，不實施BAF－OA。如上所述，即使不實施BAF－OA，本實施方式的冷軋鋼板也具有高強度，沖壓成形性優(yōu)異，非St－St性也優(yōu)異。如果在本實施方式涉及的冷軋鋼板的制造方法中實施BAF－OA，則鋼中的固溶C減少，屈服強度YP變得低于360MPa。因此，在本實施方式涉及的冷軋鋼板的制造方法中，不實施BAF－OA。在本實施方式中，由于不實施BAF－OA，因此拉深罐用冷軋鋼板的生產(chǎn)率顯著提高。

[調(diào)質(zhì)軋制工序]

在調(diào)質(zhì)軋制工序中，將在退火工序后沒有實施過時效處理的退火鋼板以0.5～5.0％的累計壓下率進行調(diào)質(zhì)軋制(平整軋制)，來制造調(diào)質(zhì)軋制鋼板。如果壓下率低于0.5％，則在加速時效處理后的鋼板中，有時屈服點伸長率YP－EL變得超過0％。如果壓下率超過5.0％，則總伸長率EL變得低于25％，沖壓成形性下降。如果壓下率為0.5～5.0％，則直到拉深等加工為止發(fā)生的時效硬化后也能夠得到優(yōu)異的非St－St性和沖壓成形性。調(diào)質(zhì)軋制工序后的調(diào)質(zhì)軋制鋼板的板厚成為0.15～0.50mm。

[鍍敷工序]

在本實施方式涉及的冷軋鋼板的制造方法中，也可以在調(diào)質(zhì)軋制工序后在調(diào)質(zhì)軋制鋼板的表面上(板面上)實施鍍Ni處理、Ni擴散鍍處理、鍍Sn處理和TFS鍍處理之中的至少一種處理。在該情況下，在調(diào)質(zhì)軋制鋼板的板面上形成鍍Ni層、Ni擴散鍍層、鍍Sn層和TFS鍍層(由金屬Cr層和Cr水合氧化物層這兩層構(gòu)成的鍍層)之中的至少一方。再者，Ni擴散鍍層是通過對實施了鍍Ni處理的鋼板實施擴散熱處理而形成的。

通過致密且復合地控制上述的各工序中的各制造條件，能夠得到本實施方式涉及的冷軋鋼板所特有的顯微組織。具體而言，僅通過按各工序控制熱軋工序后的熱軋鋼板的顯微組織、一次冷軋工序后的一次冷軋鋼板的顯微組織、退火工序后的退火鋼板的顯微組織、以及調(diào)質(zhì)軋制工序后的調(diào)質(zhì)軋制鋼板的顯微組織，能夠得到本實施方式所特有的顯微組織。其結(jié)果，能夠得到高強度、沖壓成形性優(yōu)異、非St－St性也優(yōu)異的拉深罐用冷軋鋼板。

實施例1

接著，通過實施例更具體、詳細地說明本發(fā)明的一種技術(shù)方案的效果，但實施例中的條件是為了確認本發(fā)明的可實施性以及效果而采用的一條件例，本發(fā)明并不被該一條件例限定。只要在不脫離本發(fā)明的要旨、能實現(xiàn)本發(fā)明的目的，本發(fā)明就可以采用各種條件。

作為制鋼工序，制造了鋼種A～M的板坯。

作為熱軋工序，將這些板坯加熱到1200℃，實施熱軋，制造了板厚為2.1mm的熱軋鋼板。熱軋的終軋溫度均為925℃。熱軋鋼板的卷取溫度CT如表1所示。

作為一次冷軋工序，將熱軋鋼板酸洗后，實施了一次冷軋。試驗號碼1～19，制造了板厚0.25mm的一次冷軋鋼板。試驗號碼20，制造了板厚0.45mm的一次冷軋鋼板。一次冷軋的累計壓下率如表1所示。

作為退火工序，對一次冷軋工序后的鋼板實施了CAL(連續(xù)退火)。平均升溫速度HR、退火溫度ST、500～400℃的區(qū)間的平均冷卻速度CR如表1所示。在退火溫度ST下，將鋼板進行均熱25秒鐘。在進行均熱后，利用氮氣實施了氣體冷卻。此時，并不進行2個階段的冷卻(并不在中間溫度下保持鋼板)，而是將鋼板從退火溫度ST冷卻到50℃。在氣體冷卻下，從500℃到400℃為止的平均冷卻速度CR如表1所示，從400℃到50℃為止的平均冷卻速度為25℃/秒。

試驗號碼1的鋼板，在CAL后進一步實施了BAF－OA(通過箱式退火來進行的過時效處理)。在BAF－OA中，將鋼板在450℃下進行均熱5小時后，花費72小時進行了緩冷。再者，試驗號碼1以外的鋼板沒有實施BAF－OA。

作為調(diào)質(zhì)軋制工序，對退火工序后的鋼板實施了調(diào)質(zhì)軋制。調(diào)質(zhì)軋制中的壓下率均為1.8％。

作為鍍敷工序，對表1所示的試驗號碼8的鋼板實施了鍍Ni處理。具體而言，在調(diào)質(zhì)軋制工序后，采用電鍍法在鋼板的表面和背面形成了鍍Ni層。表面和背面的鍍Ni層的膜厚均為2μm。該試驗號碼8的鋼板成為兩面具有鍍Ni層的冷軋鋼板。

關(guān)于如上述那樣制造出的冷軋鋼板，化學成分的測定結(jié)果示于表2中，顯微組織的觀察結(jié)果和機械特性的測定結(jié)果示于表3中。

關(guān)于顯微組織，在制造出的冷軋鋼板的L截面上，使用光學顯微鏡來進行觀察。組織觀察用的試樣是從制造出的冷軋鋼板的寬度方向的中央部制取的。關(guān)于顯微組織照片，拍攝了研磨并經(jīng)硝酸乙醇腐蝕液腐蝕過的試樣的L截面的厚度方向的1/4厚度之間的部位。使用顯微組織照片，采用JIS G0551(2013)的切割法來求出鐵素體的平均粒徑。

在表2中，“F+C”表示顯微組織主包含鐵素體和粒狀滲碳體?！癋+P”表示顯微組織主要包含鐵素體和珠光體?！啊痢痢北硎居^察到未再結(jié)晶組織。在觀察到未再結(jié)晶組織的情況下，沒有測定鐵素體平均粒徑(因為不能夠測定)。

機械特性，使用制造出的冷軋鋼板進行拉伸試驗來測定。由各試驗號碼的冷軋鋼板制作了JIS5號拉伸試樣。拉伸試樣的平行部與冷軋鋼板的L方向(軋制方向)平行。對制作出的拉伸試樣實施了加速時效處理。具體而言，對各拉伸試樣在100℃下實施了1小時的時效處理。

根據(jù)JIS Z2241(2011)，在室溫(25℃)、大氣中對加速時效處理后的拉伸試樣實施拉伸試驗，求出了屈服強度YP、抗拉強度TS、總伸長率EL、屈服點伸長率YP－EL、屈服比YR。

作為本發(fā)明例的試驗號碼5、7、8、11、13以及15的冷軋鋼板，制造條件、化學成分、顯微組織、機械特性都滿足本發(fā)明的范圍。其結(jié)果，這些冷軋鋼板具有高強度，沖壓成形性優(yōu)異，非St－St性也優(yōu)異。

另一方面，作為比較例的1～4、6、9、10、12、14、16～20的冷軋鋼板，制造條件、化學成分、顯微組織、機械特性中的某項不滿足本發(fā)明的范圍。其結(jié)果，這些冷軋鋼板不能同時實現(xiàn)強度、沖壓成形性、以及非St－St性。

試驗號碼1是在CAL后實施了BAF－OA的以往例，C含量過低。而且，卷取溫度CT過高。而且，CAL的退火溫度ST過高，為2相區(qū)域溫度。因而，顯微組織由鐵素體和珠光體構(gòu)成，鐵素體的平均粒徑超過4.0μm，屈服強度YP低于360MPa。而且，屈服比YR低于80％。

試驗號碼2～4以及18，雖然制造條件是適當?shù)模荂含量過低。因而，鐵素體的平均粒徑超過4.0μm，屈服強度YP低于360MPa。而且，屈服點伸長率YP－EL高于0％，發(fā)生了拉伸應變。

試驗號碼6和14，雖然化學組成是適當?shù)?，但是在CAL中的退火溫度ST過高，為2相區(qū)域溫度。因而，顯微組織由鐵素體和珠光體構(gòu)成，鐵素體的平均粒徑超過4.0μm。因而，總伸長率EL和/或屈服比YR低，沖壓成形性低。而且，試驗號碼6的屈服強度YP低于360MPa。

試驗號碼9，雖然化學組成是適當?shù)?，但是CAL中的500～400℃的區(qū)間的平均冷卻速度CR過慢。因而，屈服強度YP低于360MPa，屈服比YR低于80％?？梢哉J為是冷卻速度過慢、固溶C量過低的緣故。

試驗號碼10，雖然化學組成是適當?shù)?，但是CAL中的500～400℃的區(qū)間的平均冷卻速度CR過快。因而，屈服點伸長率YP－EL高于0％。而且，總伸長率EL低于25％。

試驗號碼12，雖然化學組成是適當?shù)?，但是在CAL中的退火溫度ST過低。因而，在顯微組織的一部分中殘留了未再結(jié)晶組織。其結(jié)果，總伸長率EL較低，低于25％，沖壓成形性低。

試驗號碼16、17以及19的C含量過高。因而，總伸長率EL過低，低于25％，沖壓成形性低。

試驗號碼20，雖然化學組成是適當?shù)?，但是在一次冷軋中的累計壓下率過低。因而，鐵素體的平均粒徑超過4.0μm，屈服強度YP低于360MPa。而且，屈服點伸長率YP－EL高于0％，發(fā)生了拉伸應變。

產(chǎn)業(yè)上的可利用性

根據(jù)本發(fā)明的上述技術(shù)方案，不實施BAF－OA就可提供高強度、沖壓成形性優(yōu)異、非St－St性也優(yōu)異的拉深罐用鋼板。該冷軋鋼板的沖壓成形性優(yōu)異，能夠抑制拉伸應變的發(fā)生，能夠?qū)崿F(xiàn)厚度減薄。因而，產(chǎn)業(yè)上的可利用性很高。

附圖標記說明

10：鐵素體

20：粒狀滲碳體