本发明涉及作为通过高加工度的罐身加工而成形的三片罐、需要耐压强度的两片罐等的原材料使用的罐用钢板及其制造方法。详细而言，本发明涉及总伸长率大并且具有优良的上屈服强度的罐用钢板及其制造方法。
背景技术：
近年来，为了扩大不锈钢罐的需求，采取了降低制罐成本的对策、将不锈钢罐投入到瓶形罐、异形罐这样的新型罐种中的对策。
作为降低制罐成本的对策，可以列举原材料的低成本化。通过拉深加工而成形的两片罐自不用说，即使是以单纯的圆筒成形为主体的三片罐，也在推进所使用的钢板的薄壁化。
但是，如果单纯将钢板薄壁化，则罐体强度会降低。因此，在DRD(drawing and redrawing，拉深与再拉深)罐、焊接罐的罐身部这样使用高强度材料的部位，不能使用仅单纯薄壁化后的钢板。因此，期望高强度且极薄的罐用钢板。
目前，极薄的硬质罐用钢板通过在退火后实施压下率为20％以上的二次冷轧的Double Reduce法(以下称为DR法)来制造。利用DR法制造的钢板为高强度，但具有总伸长率小的特征。
另一方面，作为最近投入市场的异形罐这样的、通过加工度强的罐身加工而成形的罐的原材料，从加工性的观点出发，难以使用缺乏延展性的DR材料。另外，DR材料与在通常的退火后进行表面光轧的钢板相比，制造工序也增加，因此制造成本高。
为了避免这种DR材料的缺点，在下述专利文献中提出了：省略二次冷轧而使用各种强化法、并且通过一次冷轧和退火工序来控制特性的Single Reduce法(SR法)；或者通过二次冷轧压下率为约5％以下的轻压下来制造高强度钢板的方法。
在专利文献1中公开了一种板厚为0.3mm以下的高强度罐用极薄冷轧钢板，其特征在于，具有以质量％计含有C：0.02％以下、Si：0.10％以下、Mn：1.5％以下、P：0.20％以下、S：0.01％以下、Al：0.01％以下、N：0.0050～0.0250％、且含有0.0050％以上的(固溶C+固溶N)、余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成和再结晶率为90％以上的组织，烘烤硬化量(BH量)为100MPa以上，烤漆处理所带来的拉伸强度的增加量ΔTS为30MPa以上，烤漆处理后的屈服应力为550MPa以上。另外，专利文献1中提出了如下技术：调节热轧条件和冷却条件，在连续退火后骤冷至低温范围，有效利用固溶C量+固溶N量的作用，利用时效硬化现象，由此得到与DR材料匹敌的高强度罐用钢板。专利文献1记载的罐用钢板的烤漆处理后的屈服应力高达550MPa以上。
在专利文献2中公开了一种制罐时的深拉深性和凸缘加工性与制罐后的表面性状优良并且具有充分的罐强度的制罐用钢板，其特征在于，以重量比计，含有C：0.020～0.150％、Si：0.05％以下、Mn：1.00％以下、P：0.050％以下、S：0.010％以下、N：0.0100％以下、Al：0.100％以下、Nb：0.005～0.025％，余量由不可避免的杂质和铁构成，实质上为铁素体单相组织，屈服强度为40kgf/mm2以上，平均结晶粒径为10μm以下，板厚为0.300mm以下。另外，专利文献2提出了通过将由Nb碳化物带来的析出强化、由Nb、Ti、B的碳氮化物带来的微细化强化复合地组合而取得强度与延展性的平衡的钢板。
在专利文献3中公开了一种薄壁化深拉减薄罐用钢板，其特征在于，由含有C：0.001～0.010重量％、Si≤0.05重量％、Mn≤0.9重量％、P：0.131～0.200重量％、S≤0.04重量％、Al：0.006～0.08重量％、N：0.0010～0.015重量％且余量为Fe和不可避免的杂质的低碳钢板构成，并提出了利用Mn、P、N等的固溶强化来进行高强度化的方法。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2001-107186号公报
专利文献2：日本特开平8-325670号公报
专利文献3：日本特开2004-183074号公报
技术实现要素：
发明所要解决的问题
首先，为了薄规格化(薄壁化)，需要确保强度。另一方面，在通过扩罐加工这样的罐身加工而成形的罐体、通过凸缘加工而成形的罐体使用钢板的情况下，需要应用高延展性的钢。
例如，在两片罐制造时的底部加工、以扩罐加工为代表的三片罐制造时的罐身加工和凸缘加工中，为了不发生钢板的破裂，需要使用总伸长率大的钢板作为原材料。
此外，如果还考虑对腐蚀性强的内容物的耐性，则需要制成耐腐蚀性良好的钢板。因此，不能进行阻碍耐腐蚀性的过量的元素添加。
关于上述特性，上述现有技术中，虽可制造满足强度、延展性(总伸长率)、耐腐蚀性中的任意一项的钢板，但无法制造满足全部特性的钢板。
例如，专利文献1记载的方法虽然是对强度升高有效的方法，但钢中的固溶C、固溶N量多，因此屈服伸长率增大。屈服伸长率是由于通过固溶C、固溶N将位错固定而使可动位错减少从而产生的。在屈服伸长率大时的应变区域，产生局部的屈服现象而发生不均匀变形，因此产生被称为拉伸变形的褶皱，有时会损害外观。
在专利文献2中提出了利用析出强化来实现高强度化、取得强度与延展性的平衡的钢，但未考虑屈服伸长率，专利文献2记载的制造方法中，得不到本发明中作为目标的屈服伸长率的值。
在专利文献3中提出了由固溶强化带来的高强度化。该文献记载的技术中，过量地添加了通常作为阻碍耐腐蚀性的元素已知的P、Mn，因此，阻碍耐腐蚀性的可能性高。
本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于提供在烤漆后具有450～600MPa的上屈服强度和13％以上的总伸长率的特性、而且对腐蚀性强的内容物也具有良好的耐腐蚀性的高加工性高强度罐用钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人为了解决上述问题而进行了深入研究。其结果，得到了以下的见解。
本发明人着眼于析出强化、固溶强化、加工强化的复合组合，通过实现析出强化和固溶强化的平衡，能够进行高强度化而无损伸长率。
此外，使二次冷轧中的压下率为1～19％，通过以比以往的二次冷轧中的压下率低的压下率进行加工强化，能够进行高强度化而不使总伸长率降低。
另外，通过以不妨碍耐腐蚀性的范围的元素添加量进行原板的成分设计，对腐蚀性强的内容物也显示出良好的耐腐蚀性。
本发明基于上述见解对成分、制造方法进行综合管理，由此完成了高加工性高强度罐用钢板及其制造方法。
本发明是基于上述见解而完成的，其主旨如下所述。
[1]一种高加工性高强度罐用钢板，其特征在于，
具有以质量％计含有C：超过0.020％且为0.130％以下、Si：0.04％以下、Mn：0.10～1.20％、P：0.100％以下、S：0.030％以下、Al：0.10％以下、N：超过0.0120％且为0.020％以下、Nb：0.004～0.040％且余量由铁和不可避免的杂质构成的成分组成，
析出Nb量与总Nb量之比为析出Nb量/总Nb量≥0.30，
Nb析出物平均粒径为20nm以下，
铁素体平均结晶粒径为7.0μm以下，
烤漆处理后的上屈服强度为450～630MPa、总伸长率为13％以上。
[2]如[1]所述的高加工性高强度罐用钢板，其特征在于，在板厚方向上从表面至1/8深度位置的区域中的Nb析出物的体积率与从距表面3/8深度位置至4/8深度位置的区域中的Nb析出物的体积率之比满足下述式1。
(3/8～4/8的Nb析出物体积率)/(表面～1/8的Nb析出物体积率)≥1.10(式1)
[3]一种高加工性高强度罐用钢板的制造方法，其为[1]或[2]所述的高加工性高强度罐用钢板的制造方法，其特征在于，具有：
将钢在精轧温度为Ar3相变点以上且990℃以下的条件下进行轧制，在卷取温度为400℃以上且低于600℃的条件下进行卷取的热轧工序；
在上述热轧工序后进行酸洗，在压下率为80％以上的条件下进行轧制的一次冷轧工序；
在上述一次冷轧工序后，在均热温度为650～780℃、均热时间为10秒以上且55秒以下的条件下进行连续退火的退火工序；和
在上述退火工序后，在压下率为1～19％的条件下进行轧制的二次冷轧工序。
发明效果
根据本发明，可以得到具有450～630MPa的上屈服强度、13％以上的总伸长率的高加工性高强度用钢板。详细而言，在本发明中，利用由Nb带来的析出强化、由N带来的固溶强化和通过在退火后以压下率1～19％这样的低压下率进行二次冷轧而带来的加工强化，可在不损害其他特性的情况下进行复合强化，使强度升高。其结果，总伸长率为13％以上，同时在最终产品中使上屈服强度达到450～630MPa。
此外，本发明中，通过原板的高强度化，即使将焊接罐进行薄规格化(薄壁化)，也能够确保高的罐体强度。即使将本发明的高加工性高强度钢板应用于需要底部的耐压强度的两片罐用途，也能够在现有规格下得到高耐压强度。另外，通过提高延展性，还能够进行在焊接罐中使用的扩罐加工这样的强罐身加工和凸缘加工。
此外，本发明中，以不妨碍耐腐蚀性的方式对成分组成进行了设定。其结果，本发明的高加工性高强度罐用钢板在强度、加工性、耐腐蚀性的任一方面均优良。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明不限定于以下的实施方式。
本发明的高加工性高强度罐用钢板的上屈服强度(以下也称为U-YP)为450～630MPa，总伸长率为13％以上，具有优良的耐腐蚀性。另外，本发明的高加工性高强度罐用钢板能够减小时效性。
本发明中，利用通过添加Nb作为析出强化元素、添加N作为固溶强化元素、并在退火后进行压下率为1～19％的二次冷轧而带来的加工强化，能够使上屈服强度为上述范围。此外，如果以特定的成分体系利用上述方法提高上屈服强度，则总伸长率也达到高的状态。具有优良的上屈服强度并且总伸长率高这一点是本发明的特征，是最重要的条件。如此，通过添加析出强化元素、固溶强化元素并且以使总伸长率达到高状态的方式对成分组成、组织、制造条件进行优化，可以得到上屈服强度为450～630MPa、总伸长率为13％以上的高加工性高强度罐用钢板。
接着，对本发明的高加工性高强度罐用钢板(本说明书中，有时将高加工性高强度罐用钢板称为罐用钢板)的成分组成进行说明。本发明的高加工性高强度罐用钢板具有以质量％计含有C：超过0.020％且为0.130％以下、Si：0.04％以下、Mn：0.10～1.20％、P：0.100％以下、S：0.030％以下、Al：0.10％以下、N：超过0.0120％且为0.020％以下、Nb：0.004～0.040％且余量由铁和不可避免的杂质构成的成分组成。以下，对各成分进行说明。需要说明的是，本说明书中，成分组成的说明中的“％”表示“质量％”。
C：超过0.020％且为0.130％以下
本发明的罐用钢板中，在连续退火后达到规定以上的上屈服强度(450～630MPa)的同时具有13％以上的总伸长率是必须的。为此，使铁素体平均结晶粒径为7.0μm以下、以及利用通过添加Nb而生成的NbC所带来的析出强化变得重要。为了将铁素体平均结晶粒径调节至上述范围、并且利用由NbC带来的析出强化，罐用钢板的C含量变得重要。具体而言，需要使C含量超过0.020％。C含量超过0.040％时，热轧板的强度升高，冷轧时的变形阻力增加，因此有时在轧制后容易产生表面缺陷。另外，为了减少该缺陷，需要减小轧制速度。但是，在使上屈服强度为600MPa以上的情况下，优选使C含量为0.070％以上。另一方面，C含量超过0.130％时，在钢的熔炼中的冷却过程中产生亚包晶裂纹。因此，C含量的上限设定为0.130％。需要说明的是，如上所述，C含量超过0.040％时，热轧板的强度升高，冷轧时的变形阻力有增加的倾向，为了避免轧制后的表面缺陷，有时需要减小轧制速度，因此，从制造容易性的观点出发，C含量优选超过0.020％且为0.040％以下。
Si：0.04％以下
Si是通过固溶强化使钢高强度化的元素。但是，Si含量超过0.04％时，耐腐蚀性显著受损。因此，Si含量设定为0.04％以下。需要说明的是，在本发明中，通过调节Si以外的元素、制造条件来提高上屈服强度，因此不需要利用由Si带来的固溶强化。因此，本发明中，可以不含有Si。
Mn：0.10～1.20％
Mn通过固溶强化使钢的强度增加，铁素体平均结晶粒径也减小。Mn含量为0.10％以上时，使铁素体平均结晶粒径减小的效果显著地产生。另外，为了确保目标的上屈服强度，需要使Mn含量为0.10％以上。因此，将Mn含量的下限设定为0.10％。另一方面，Mn含量超过1.20％时，耐腐蚀性、表面特性差。因此，将Mn含量的上限设定为1.20％。
P：0.100％以下
P是固溶强化能力强的元素。但是，P的含量超过0.100％时，耐腐蚀性差。因此，P含量设定为0.100％以下。
S：0.030％以下
需要说明的是，本发明的高加工性高强度罐用钢板可以不含有S，但从实施本专利的方面考虑，优选使S为0.030％以下。本发明的罐用钢板的Nb、C、N含量高，因此，在连铸时，板坯边缘在矫直区容易破裂。从防止板坯破裂的观点出发，S含量优选设定为0.030％以下。优选S含量为0.020％以下。更优选S含量为0.010％以下。
Al：0.10％以下
增加Al含量时，会带来再结晶温度的升高，因此，需要与Al含量的增加量相应地将退火温度设定得较高。本发明中，由于为了增加上屈服强度而添加的其他元素的影响，再结晶温度升高，必须将退火温度设定得较高。因此，需要尽力避免由Al导致的再结晶温度的升高。因此，将Al含量设定为0.10％以下。需要说明的是，Al优选作为脱氧剂而添加，为了得到该效果，优选使Al含量为0.010％以上。
N：超过0.0120％且为0.020％以下
N是用于增加固溶强化所需要的元素。另一方面，N含量过多时，容易在连铸时的温度降低的下部矫直区发生板坯破裂。因此，N含量设定为0.020％以下。另一方面，为了发挥固溶强化的效果，需要使N含量超过0.0120％。
Nb：0.004～0.040％
Nb在本发明中是重要的添加元素。Nb是碳化物生成能力高的元素，使微细的碳化物析出。由此，上屈服强度升高。本发明中，可以通过Nb含量来调节上屈服强度和表面性状。Nb含量为0.004％以上时，产生该效果，因此，Nb含量的下限限定为0.004％。另一方面，Nb会带来再结晶温度的升高，因此，Nb含量超过0.040％时，在650～780℃的退火温度、10秒以上且55秒以下的均热时间的连续退火中会残留一部分未再结晶等，难以进行退火。因此，将Nb含量的上限限定为0.040％。需要说明的是，从抑制冷轧时的变形阻力增加的观点出发，Nb含量优选设定为0.004～0.020％。
上述必要成分和任选成分以外的余量为Fe和不可避免的杂质。
接着，对本发明的罐用钢板的组织进行说明。
铁素体平均结晶粒径：7.0μm以下
本发明的罐用钢板的组织为铁素体单相组织。铁素体平均结晶粒径不仅影响上屈服强度，还会影响拉深加工时的表面性状。最终产品的铁素体平均结晶粒径超过7.0μm时，拉深加工后，在局部产生表面粗糙现象，会丧失表面外观的美观。因此，铁素体平均结晶粒径设定为7.0μm以下。另外，为了将铁素体平均结晶粒径进行细粒化，需要降低连续退火时的均热温度而抑制铁素体结晶的晶粒生长、或者大量地添加形成将晶界移动钉扎的微细析出物的元素，制造成本增加，基于上述理由，铁素体平均结晶粒径优选为5.0μm以上。需要说明的是，铁素体平均结晶粒径只要在烤漆后处于上述范围即可，但由于铁素体平均结晶粒径在烤漆处理前后不发生变化，因此在烤漆处理之前或之后进行测定都可以。本发明中，烤漆处理是指与烤漆、层压时的加热相当的处理，具体而言，是指在170～265℃、12秒～30分钟的范围内的热处理。需要说明的是，在后述的实施例中，作为标准的条件，实施了210℃、20分钟的热处理。
另外，铁素体平均结晶粒径的控制通过成分组成、冷轧的压下率、退火温度来进行。具体而言，通过采用上述成分组成、并且采用后述的制造条件，可以得到7.0μm以下的铁素体平均结晶粒径。升高连续退火中的均热温度时，铁素体平均结晶粒径变大，降低均热温度时，铁素体平均结晶粒径变小。
析出Nb量/总Nb量≥0.30
通过使析出Nb量与总Nb量之比(析出Nb量/总Nb量)为0.30以上，能够改善总伸长率、耐腐蚀性，并且能够实现目标的上屈服强度450～630MPa。另外，析出Nb量增多时，析出Nb的粒径会粗大化，基于上述理由，析出Nb量/总Nb量优选为0.9以下。需要说明的是，析出Nb量/总Nb量只要在烤漆后处于上述范围即可。析出Nb量/总Nb量在烤漆处理前后不发生变化，因此，在烤漆处理之前或之后进行测定都可以。关于烤漆处理，与上述相同，因此省略说明。
作为以满足析出Nb量/总Nb量≥0.30的方式进行调节的方法，例如，可以通过升高连续退火时的均热温度来增加Nb析出量。
Nb析出物平均粒径：20nm以下
Nb析出物平均粒径大于20nm时，无法期待由析出物导致的位错的钉扎所带来的强度升高的效果。因此，为了在改善总伸长率、耐腐蚀性的同时得到规定的强度，Nb析出物平均粒径设定为20nm以下。需要说明的是，Nb析出物平均粒径采用通过实施例记载的方法测定的值。在此，关于Nb析出物平均粒径，只要在烤漆后使Nb析出物平均粒径处于上述范围即可。由于Nb析出物平均粒径在烤漆处理前后不发生变化，因此在烤漆处理之前或之后进行测定都可以。关于烤漆处理，与上述相同，因此省略说明。
作为将Nb析出物平均粒径调节为20nm以下的方法，例如，在想要减小Nb析出物平均粒径的情况下，缩短连续退火的均热时间来抑制Nb析出物的生长即可。
(3/8～4/8的Nb析出物体积率)/(表面～1/8的Nb析出物体积率)≥1.10
通过在板厚方向上从表面至1/8深度位置的区域中的Nb析出物的体积率与从距表面3/8深度位置至4/8深度位置的区域中的Nb析出物的体积率之比为1.10以下，使从距表面3/8深度位置至4/8深度位置的区域中的Nb析出物的密度增加，在中心层增加析出强化量，进一步提高上屈服强度。另外，在从表面至1/8深度位置为止的区域，使Nb析出物的密度减小，得到更良好的总伸长率。如此，在板厚方向上赋予材质差异，由此，能够以极其优良的状态兼顾高加工性和高强度。另外，上述体积比率之比是指：在烤漆后，上述体积比率之比处于上述范围。关于烤漆处理，与上述相同，因此省略说明。
关于在板厚方向上从表面至1/8深度位置的区域中的Nb析出物的体积率，例如，如果通过降低热轧的最终精轧的温度使表层粗粒化从而促进表层的晶粒内的Nb析出这样的方法进行调节，则成为较大的值，如果提高最终精轧的温度使表层细粒化从而抑制表层的晶粒内的Nb析出，则成为较小的值。
关于从距表面3/8深度位置至4/8深度位置的区域中的Nb析出物的体积率，例如，如果提高热轧的卷取温度而使Nb析出物生长，则成为较大的值，如果降低热轧的卷取温度而抑制Nb析出物的生长，则成为较小的值。
上屈服强度：450～630MPa
对于板厚约0.2mm的材料，为了确保焊接罐的镶板强度、抗凹强度、两片罐的耐压强度，将上屈服强度设定为450MPa以上。另一方面，如果想要得到超过630MPa的上屈服强度，则需要添加大量的元素。大量的元素添加存在阻碍本发明的罐用钢板的耐腐蚀性的危险。因此，上屈服强度设定为630MPa以下。上屈服强度可以通过采用上述成分组成、并且采用后述的制造条件而控制为目标值。需要说明的是，本发明中，是指在烤漆后，上屈服强度处于上述范围。关于烤漆处理，与上述相同，因此省略说明。
总伸长率：13％以上
总伸长率低于13％时，难以将本发明的罐用钢板应用于通过例如扩罐加工这样的罐身加工而成形的罐的制造。另外，总伸长率低于13％时，在罐的凸缘加工时产生裂纹，因此，难以将本发明的罐用钢板应用于罐的制造。因此，总伸长率的下限设定为13％。需要说明的是，总伸长率通过将成分组成设定为特定范围、并将退火后的二次冷轧的压下率设定为特定范围而控制为目标值。需要说明的是，本发明中，是指烤漆后的总伸长率处于上述范围。关于烤漆处理，与上述相同，因此省略说明。另外，本发明中，总伸长率通常为35％以下。
接着，对能够适当地制造本发明的罐用钢板的制造方法的一例进行说明。本发明的罐用钢板通过具有热轧工序、一次冷轧工序、退火工序和二次冷轧工序的方法来制造。以下，对各制造工序进行说明。
热轧工序
热轧工序是将钢(例如板坯)在精轧温度为Ar3相变点以上且990℃以下的条件下进行热轧、在卷取温度为400℃以上且低于600℃的条件下进行卷取的工序。
对作为原料的钢进行说明。钢通过将调节为上述成分组成的钢水使用利用转炉等的通常公知的熔炼方法进行熔炼、接着使用连铸法等通常使用的铸造方法制成轧制原材料而得到。以下，轧制原材料是指原料的钢。
对由上述得到的轧制原材料实施热轧，制造热轧板。在热轧的轧制开始时，优选使轧制原材料的温度为1230℃以上。
另外，热轧中的精轧温度设定为Ar3相变点以上。热轧中的精轧温度在确保上屈服强度方面是重要因素。精轧温度低于Ar3相变点时，通过γ+α的双相区热轧进行晶粒生长，因此上屈服强度降低，耐压强度不足。因此，热轧精轧温度限定为Ar3相变点以上。需要说明的是，在使精轧温度超过990℃的情况下，总伸长率不足，成形性劣化。另外，从防止高温下的氧化皮产生的观点出发，也使精轧温度以990℃作为上限。
热轧工序中的卷取温度在将本发明中重要的上屈服强度、总伸长率控制为目标值的方面是重要因素。将卷取温度设定为600℃以上时，为了固溶强化而添加的N形成AlN而析出，固溶N量降低，其结果，上屈服强度降低。因此，将卷取温度设定为低于600℃。另外，将卷取温度设定为低于400℃时，总伸长率降低，成形性劣化，因此卷取温度设定为400℃以上。需要说明的是，在为了降低卷取温度而进行骤冷的情况下，冷却变得不均匀，板形状劣化，因此，从制造效率的观点出发，也使卷取温度以400℃作为下限。另外，从控制Nb析出物的观点出发，优选卷取后的冷却速度为缓冷，优选11.5℃/小时以下的冷却，进一步优选6.3℃/小时以下的冷却，进一步优选1.7℃/小时以下的冷却。在这样的冷却后，优选在达到200℃以下后进行下一工序的处理，更优选100℃以下，进一步优选50℃以下。
一次冷轧工序
一次冷轧工序是在热轧工序后将钢板(热轧板)进行酸洗、在压下率为80％以上的条件下进行轧制的工序。
酸洗只要能将表层氧化皮除去即可，条件没有特别规定。可以通过通常进行的方法来进行酸洗。
一次冷轧中的压下率是本发明中的重要条件之一。一次冷轧中的压下率小于80％时，难以制造上屈服强度为450MPa以上的钢板。此外，在使本工序中的压下率小于80％的情况下，为了得到与DR材料匹敌的板厚(约0.17mm)，需要至少使热轧板的板厚为1mm以下。但是，在操作上难以使热轧板的板厚为1mm以下。因此，本工序中的压下率设定为80％以上。
退火工序
退火工序是在一次冷轧工序后将钢板(冷轧板)在均热温度为650～780℃、均热时间为10秒以上且55秒以下的条件下进行连续退火的工序。
退火使用连续退火。为了确保良好的加工性，均热温度需要设定为钢板的再结晶温度以上，并且，为了使组织更均匀且还确保总伸长率，将均热温度设定为650℃以上。另一方面，在均热温度超过780℃的情况下，铁素体结晶粒径变大，上屈服强度降低，耐压强度不足。另外，为了在超过780℃的条件下进行连续退火，需要为了防止钢板的断裂而尽量降低搬运速度，生产率降低。因此，将均热温度设定为650～780℃的范围。
在均热时间超过55秒这样的速度下，Nb析出物粒径过度增大，上屈服强度降低，耐压强度不足，也无法确保生产率，因此均热时间设定为55秒以下。在均热时间小于10秒时，高速通板时产生加热不均，Nb析出形态达不到所期望的形态，总伸长率劣化，另外，炉内的张力变得不稳定，板有可能断裂，因此均热时间设定为10秒以上。
二次冷轧工序
二次冷轧工序是在上述退火工序后将钢板(退火板)在压下率为1～19％的条件下进行轧制的工序。
将退火后的二次冷轧中的压下率设定得与通常的DR材料制造条件同样时，加工时导入的应变增多，因此总伸长率降低。在本发明中，需要利用极薄材料来确保总伸长率为13％以上，因此，二次冷轧中的压下率设定为19％以下。另外，为了调节钢板的表面粗糙度，将辊的凹凸转印到钢板上，基于上述理由，需要将二次冷轧的压下率设定为1％以上。需要说明的是，从防止轧制时的钢板与辊的滑移和确保总伸长率的观点出发，二次冷轧的压下率优选为4～12％。
实施例
将含有表1所示的成分组成、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢在实机转炉中进行熔炼，得到钢坯。将所得到的钢坯再加热后，进行热轧、卷取。接着，酸洗后，进行一次冷轧，制造薄钢板。需要说明的是，酸洗前的钢板温度在卷的全长为25～60℃的范围。将所得到的薄钢板以15℃/秒的加热速度进行加热。然后，进行连续退火。接着，冷却后，实施二次冷轧，连续地实施通常的镀Sn，得到镀锡板。需要说明的是，将详细的制造条件示于表2。另外，Ar3相变点通过测定在冷却时发生γ→α相变、使体积变化最大时的温度来算出。
[表2]
对于由上述得到的镀覆钢板(镀锡板)，进行与210℃、20分钟的烤漆处理相当的热处理后，进行拉伸试验，测定上屈服强度和总伸长率，另外，对结晶组织和平均结晶粒径也进行了考察。考察方法如下所述。
拉伸试验使用JIS5号尺寸的拉伸试验片来进行，测定上屈服强度(U-YP)、总伸长率(El)，对强度、延展性和时效性进行评价。时效性通过有助于加工成形时的拉伸变形的产生的屈服伸长率进行评价。屈服伸长率为4％以下时，能够抑制加工时的拉伸变形的产生。将所得到的结果示于表3。
关于结晶组织，对样品进行研磨，利用硝酸酒精溶液使晶界腐蚀，利用光学显微镜进行观察。
关于铁素体平均结晶粒径，对于以上述方式进行观察后的结晶组织，使用JIS G5503的切断法进行测定。将所得到的结果示于表3。
另外，关于析出Nb量，使用10％乙酰丙酮-1％四甲基氯化铵-甲醇液进行电解提取后，进行酸溶解，通过ICP测定对Nb进行定量。关于总Nb量，将试样直接进行酸溶解，通过ICP进行测定。另外，Nb析出物平均粒径通过TEM进行测定。将所得到的结果示于表3。
[表3]
对于在板厚方向上从表面至1/8深度位置的区域中的Nb析出物的体积率、从距表面3/8深度位置至4/8深度位置的区域中的Nb析出物的体积率，通过如下方法测定：在各深度位置利用TEM以100000倍对各10个视野进行观察，由所得到的照片测定析出物的粒径和个数，换算为体积率。将测定结果示于表4。
关于耐压强度的测定，将板厚0.26mm的样品(镀覆钢板)成形为63mmΦ的盖后，卷边接缝安装到63mmΦ的焊接罐身上，向罐内部导入压缩空气，测定罐盖发生变形时的压力。在即使内部的压力为0.20MPa时罐盖也没有发生变形时记作“○”，在内部的压力小于0.20MPa时罐盖发生变形时记作“×”。将结果示于表4。
关于成形性，使用板厚0.26mm的样品，使用JIS B 7729规定的试验机，利用JIS Z 2247规定的方法进行评价。将埃里克森值(产生贯穿裂纹时的成形高度)为6.5mm以上记作“○”、将埃里克森值小于6.5mm记作“×”。将结果示于表4。
[表4]
由表3确认，本发明例中，组织是平均结晶粒径为7.0μm以下、微细的铁素体组织，因此，上屈服强度大，强度和延展性两者均优良。另外，在本发明中，由于调节为表1所示的成分组成，因此耐腐蚀性也优良。
另外，比较例中，本申请权利要求中的任意一个条件未得到满足，因此得不到本申请的期望的特性。
产业上的可利用性
根据本发明，可以得到强度、延展性、耐腐蚀性中的任一特性均优良的钢板，因此，最适合作为以伴有高加工度的罐身加工的三片罐、底部被进行数％加工的两片罐为中心的罐用钢板。