拉深罐用冷轧钢板及其制造方法与流程

本发明涉及拉深罐用冷轧钢板及其制造方法。

本申请基于在2017年04月19日向日本提出的专利申请2017－083214号要求优先权，将其内容援引于此。

背景技术：

单1～单5电池、钮扣电池、大型混合动力电池等的电池罐、各种容器，通过对冷轧钢板或在冷轧钢板的表面施加了ni镀层、ni扩散镀层、sn镀层、以及无锡钢(tfs)镀层(由金属cr层和cr水合氧化物层这两层构成的镀层)等各种镀层的冷轧镀层钢板(以下有时包括有镀层的钢板在内统称为冷轧钢板)进行严苛的多段的拉深加工、di(drawingandironing：深冲-减薄拉深)加工等而制造。或者，将不具有镀层的冷轧钢板制罐后实施镀ni、镀sn、镀tfs等各种镀敷或涂装而成为罐容器。

对这些罐容器所用的冷轧钢板要求的主要的特性是：(1)压制成形性(加工时不发生裂纹等缺陷而能够成形)、(2)耐表面粗糙性(压制加工后的表面粗糙度小)、(3)耐凸耳性(原料的各向异性小，深拉深加工后的耳发生小)、(4)非时效性(在拉深加工时不发生拉伸滑移)。

另一方面，混合动力汽车等中使用的电池罐，越来越被要求性能提高，需要能耐受更严苛的压制加工的钢板。为了上述的性能提高，需要压制成形性优异、具有高的平均塑性应变比rm和小的|δr|(δr的绝对值)、且非时效性的耐表面粗糙性优异的冷轧钢板。

以往的拉深罐用冷轧钢板，例如在专利第3516813号(专利文献1)、专利第3996754号(专利文献2)、专利第4374126号(专利文献3)以及专利第5359709号(专利文献4)中被公开。

在专利文献1中公开了一种拉深罐用钢板，其特征在于，具有下述组成：c：≤0.0030wt％、si：≤0.05wt％、mn：≤0.5wt％、p：≤0.03wt％、s：≤0.020wt％、sol.al：0.01～0.100wt％、n：≤0.0070wt％、ti：0.01～0.050wt％、nb：0.008～0.030wt％、b：0.0002～0.0007wt％，且余量由fe和不可避免的元素构成，晶粒度no.为10.0以上、hr30t为47～57。在专利文献1中记载了：上述拉深罐用钢板能够抑制表面缺陷。

在专利文献2中公开了一种拉深罐用钢板，其特征在于，具有下述组成：c：0.0050～0.0170％、si：≤0.35％、mn：≤1.0％、p：≤0.020％、s：≤0.025％、sol.al：0.005～0.100％、n：≤0.0070％、ti：(6～20)×c％，且余量由fe和不可避免的元素构成，δr值为+0.15～－0.12的范围，平均r值≥1.20，再结晶晶粒的gs.no为8.5～11.0，凸耳率为1.0％以下。

在专利文献3中公开了一种拉深罐用钢板，其特征在于，具有下述组成：以质量％计，c：0.045～0.100％、si：≤0.35％、mn：≤1.0％、p：≤0.070％、s：≤0.025％、sol.al：0.005～0.100％、n：≤0.0060％、b：b/n＝0.5～2.5，且余量由fe和不可避免的杂质构成，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℃/秒以上来使钢板的晶体取向随机化。在专利文献3中记载了：上述拉深罐用钢板尤其是耐凸耳性优异。

在专利文献4中公开了一种拉深罐用钢板，其特征在于，具有下述组成：以质量％计，c：0.0035～0.0080％、si：≤0.35％、mn：≤1.0％、p：≤0.030％、s：≤0.025％、sol.al：0.003～0.100％、n：≤0.0100％、nb≤0.040％且为(3～6)×c％，余量由fe和不可避免的杂质构成，δr值为+0.15～－0.15，平均r值：1.00～1.35，再结晶晶粒的gs.no：11.0～13.0，凸耳率：2.5％以下。在专利文献4中记载了：上述拉深罐用钢板的耐凸耳性以及拉深加工后的表面品位优异。

可是，专利文献1的冷轧钢板的晶粒度号为10.3～10.9(参照专利文献1的表2)，专利文献2的冷轧钢板的晶粒度号为8.8～10.8(参照专利文献2的表2)，都粒径大。由于晶粒越大，耐表面粗糙性越恶化，因此这些专利文献所公开的冷轧钢板，耐表面粗糙性成为问题。

在专利文献3中，虽然公开了所得到的拉深罐用钢板的耐凸耳性优异，但是关于晶粒度号没有公开。另外，由于是低碳钢，因此推定平均塑性应变比rm为1.0左右的低值。

专利文献4的冷轧钢板的晶粒度号为11.6～12.1(参照专利文献4的表2)，虽然粒径小，但是平均r值低为1.05～1.35(参照专利文献4的表2)。因此，可以认为压制成形性低。

如以上所述，以往技术难以得到使压制成形性(拉深加工性)和耐表面粗糙性同时提高，而且具有良好的耐凸耳性和非时效性的钢板。

所谓晶粒度号，在jisg0551(2013)中用以下的式子定义，晶体粒径越小，晶粒度号越大。在此，m是每1mm²试样截面的平均晶粒数，g为晶粒度号。

m＝8×2^g

另外，特别是在设想了电池罐等用途的情况下，拉深罐用钢板使用施加了ni镀层的钢板的情况多。ni镀层钢板，从ni的优异的化学稳定性出发，被作为碱性锰干电池、锂离子电池、镍氢电池等各种电池的壳体使用。近年来，作为电池罐用的镀ni方法，代替从前的在制罐后进行滚镀的方法，使用了预先对制罐前的钢带进行镀ni的方法。在预先进行镀ni的情况下，从制造成本、镀层的均匀性的方面来看，比在制罐后进行滚镀的情况有优势。但是，在制罐前进行了镀ni的状态的ni镀层钢板，有由于制罐时的加工而导致ni镀层产生裂纹、镀层皮膜剥离的情况。这样的裂纹、剥离导致耐蚀性降低。

针对这样的问题，例如专利文献5(特开平6－2104号公报)公开了一种高耐蚀性ni镀层钢带，其中，在冷轧钢板上形成镀层厚度为1～5μm的ni镀层后，通过在低温(450～680℃)下长时间(6～13小时)的热处理，使ni镀层成为fe－ni扩散层。

若在镀ni后进行热处理，则会在ni镀层与钢板的界面形成fe－ni扩散合金层，由此镀层的密着性提高(以下将对ni镀层钢板进行热处理，至少在ni镀层与钢板的界面形成了fe－ni扩散合金层的钢板称为ni扩散镀层钢板)。另外，fe不扩散而在表层残留的ni镀层成为再结晶了的软质的ni镀层，在加工时难以开裂。因此，能够减少加工后的基底钢板露出。另一方面，再结晶了的软的ni镀层，在压制时容易热粘着于模具上，有时降低生产率。

本发明人进行研究的结果可知，在专利文献5的热处理条件下，这样的再结晶了的软的ni镀层残存的可能性高。

要抑制ni镀层向模具的热粘着的话，只要使fe扩散到表层即可。在专利文献6(特开2014－47359号公报)中公开了一种电池容器用表面处理钢板，其特征在于，具有fe－ni扩散层，该fe－ni扩散层是通过在钢板的、至少成为电池容器的内面侧的面形成ni镀层后，进行热扩散处理而形成的，上述fe－ni扩散层的最表层中的ni和fe的比率按ni/fe摩尔比计为7.5以下，并且，上述fe－ni扩散层的厚度为0.6μm以上。记载了：该表面处理钢板，特别是作为使用非水电解液作为电解液的电池的电池容器使用时，能够抑制fe、ni向非水电解液中的溶出，能够有效防止点蚀和液泄漏的发生、以及电池特性的降低。

在专利文献6中记载了：实施热扩散处理之前的ni镀层的厚度优选为1.0μm以下(作为ni附着量，为8.9g/m²以下)。作为其理由，在专利文献6中记载了：如果ni镀层的厚度为1.0μm以下，则在热处理温度：700～800℃、热处理时间：10～300秒的条件下进行了连续退火的情况下，能够使fe扩散到最表层，但另一方面，如果ni镀层的厚度超过1.0μm，则在上述条件下进行了连续退火的情况下，在镀层的表层部分中残存没有与fe合金化的ni。

最近，伴随着ni扩散镀层钢板的普及，有对具有作为罐用钢板的优异的成形性(包括耐凸耳性)和耐表面粗糙性，而且在镀层的最表层部含有一定浓度以上的fe的、ni附着量为9.0g/m²以上的ni扩散镀层钢板的潜在的需要。可是，在专利文献6中，没有得到ni附着量为9.0g/m²以上且fe扩散到表面的ni扩散镀层。

另外，在要制造将fe扩散到ni镀层的表层的ni扩散镀层钢板的情况下，钢板母材的再结晶条件和ni－fe的相互扩散的条件并不一定一致。存在下述问题：当为能够将母材的晶粒成长抑制为最适的程度的热处理条件时，在厚的ni镀层的表层部残存完全没有合金化的ni。这样的问题，越是具备附着量大的ni镀层的冷轧钢板(钢板未退火)就越显著。

在上述的专利文献6中，对于母材的晶粒度的控制没有进行充分的考虑。

在先技术文献

专利文献

专利文献1:日本国专利第3516813号公报

专利文献2:日本国专利第3996754号公报

专利文献3:日本国专利第4374126号公报

专利文献4:日本国专利第5359709号公报

专利文献5:日本国特开平6－2104号公报

专利文献6:日本国特开2014－47359号公报

技术实现要素：

本发明的目的是提供压制成形性(拉深加工性)、罐的耐表面粗糙性、以及耐凸耳性优异且非时效性的拉深罐用冷轧钢板。

(1)本发明的一方式涉及的拉深罐用冷轧钢板，化学组成以质量％计含有c：0.0060～0.0110％、si：0.50％以下、mn：0.70％以下、p：0.070％以下、s：0.050％以下、sol.al：0.005～0.100％、n：小于0.0025％、满足式(1)的nb、b：0～0.0030％、ti：0～0.035％，余量包含fe和杂质，具有晶粒度号为11.0以上的铁素体单相组织，板厚为0.15～0.50mm，在以100℃实施1小时的时效处理后的钢板的l方向上，屈服强度yp为220～290mpa，抗拉强度ts为330～390mpa，总伸长率el为32％以上，屈服点伸长率yp－el为0％，平均塑性应变比rm超过1.35，面内各向异性δr为－0.30～+0.15。

500×c≤nb/c≤8.0(a)

在此，向式(a)中的元素符号代入对应的元素的含量(质量％)。

(2)在上述(1)所记载的拉深罐用冷轧钢板中，也可以进而在表面具备ni镀层、ni扩散镀层、sn镀层和无锡钢(tfs)镀层之中的任一种镀层。

(3)在上述(2)所记载的拉深罐用冷轧钢板中，也可以：具有ni附着量为9.0～27.0g/m²的ni扩散镀层，在采用xps来分析上述ni扩散镀层的表层的fe浓度的情况下，fe浓度为3～80质量％。

(4)在上述(2)所记载的拉深罐用冷轧钢板中，也可以：具有ni附着量为9.0～22.5g/m²的ni扩散镀层，在采用xps来分析上述ni扩散镀层的表层的fe浓度的情况下，fe浓度为3～80质量％。

(5)本发明的另一方式涉及的拉深罐用钢板的制造方法，是制造(1)所记载的拉深罐用冷轧钢板的方法，具备：

将具有(1)中所记载的化学组成的铸坯加热至1000～1280℃，在870～960℃的精轧温度下实施精轧，精轧后冷却，在450℃以上且小于700℃的温度下卷取，来制造热轧钢板的工序；

对上述热轧钢板实施冷轧率为80％以上且小于90％的冷轧，来制造具有0.15～0.50mm的板厚的冷轧钢板的工序；

实施将上述冷轧钢板在810～850℃下均热、然后冷却的连续退火的工序；和

将上述连续退火后的上述冷轧钢板以0.5～5.0％的压下率进行调质轧制的工序。

(6)在上述(5)所记载的拉深罐用冷轧钢板的制造方法中，也可以：在制造上述热轧钢板的工序中，将上述铸坯在1100～1230℃下加热，在600～670℃下进行卷取，来制造上述热轧钢板。

(7)在上述(5)或(6)所记载的拉深罐用冷轧钢板的制造方法中，也可以：在实施上述调质轧制之后，进而对上述冷轧钢板的至少一个表面实施镀ni处理、镀sn处理和镀无锡钢(tfs)处理之中的任一种处理。

(8)在上述(5)或(6)所记载的拉深罐用冷轧钢板的制造方法中，也可以：在制造上述冷轧钢板的工序之后、且实施上述连续退火的工序之前，对上述冷轧钢板的至少一个表面实施ni附着量为9.0～27.0g/m²的镀ni处理。

(9)在上述(5)或(6)所记载的拉深罐用冷轧钢板的制造方法中，也可以：在制造上述冷轧钢板的工序之后、且实施上述连续退火的工序之前，对上述冷轧钢板的至少一个表面实施ni附着量为9.0～22.5g/m²的镀ni处理。

根据本发明的上述方式，能够提供压制成形性(拉深加工性)、罐的耐表面粗糙性以及耐凸耳性优异且非时效性的拉深罐用微细晶粒冷轧钢板。

而且，本发明的上述方式涉及的拉深罐用冷轧钢板，在母材钢板上形成了ni附着量大的ni扩散镀层的情况下，能够在ni扩散镀层的最表层中确保适度的fe浓度、并且将母材晶粒微细化。

附图说明

图1是表示c含量以及f1(＝nb/c)与材质特性的关系的图。

具体实施方式

本发明人对于压制成形性、制罐后的罐的耐表面粗糙性、耐凸耳性、非时效性进行调查、研究，得到以下见解。在此，如前述那样，有时将冷轧钢板、和冷轧镀层钢板统称为冷轧钢板。

已知，关于压制成形性，一般而言，平均塑性应变比rm(以下有时称为平均r值)越高，得到越良好的特性。添加nb的超低碳钢(nb－sulc)等所代表的if(interstitialfree)钢，具有高的平均r值。可是，一般地，if钢的晶粒比低碳钢粗大。在这样的if钢中，如果要更加提高平均r值，则需要提高退火时的温度，晶粒进一步粗大化。

另一方面，制罐前的冷轧钢板的晶粒越微细，越能抑制制罐后的冷轧钢板表面发生的表面粗糙。特别是在电池罐等的用途中，需要确保上盖的封口部的密封性，因此要求超过以往的极优异的拉深加工后的表面品位。在应对这样的要求的情况下，需要使晶粒度号为11.0以上(平均晶体粒径≤7.8μm)。

如上述那样，通过使用if钢，能得到高的平均r值。另一方面，晶粒越大，耐表面粗糙性越恶化。因此，难以使用晶粒大的if钢来兼顾压制成形性和耐表面粗糙性。如果使用低碳钢，则能够将晶粒细化，但难以得到高的平均塑性应变比rm。因此，即使使用低碳钢也难以兼顾压制成形性和耐表面粗糙性。

r值的面内各向异性(以下有时简单地称为面内各向异性)δr的绝对值越小，耐凸耳性越良好。具体而言，δr的绝对值越小，深拉深加工时的耳的发生越小。如果耐凸耳性良好，则伴随拉深罐的凸耳的钢板成品率改善，能够减少多段的拉深加工和di加工中的由凸耳引起的工序间的顺序传送故障和由凸耳顶端的撕掉所致的压痕伤等。

rm、δr分别用下述的(i)、(ii)式定义。

rm＝(r0+2×r45+r90)/4·····(i)

δr＝(r0+r90－2×r45)/2·····(ii)

其中，r0：轧制方向的r值，r90：与轧制方向正交的方向的r值，r45：与轧制方向构成45°的方向的r值。

另外，各方向的r值用下述的(iii)式求得。

r＝ln(w/w0)/ln(t/t0)·····(iii)

其中，t0：变形前的板厚，t：变形后的板厚，w0：变形前的板宽度，w：变形后的板宽度。

要减小面内各向异性的绝对值|δr|的话，使晶粒微细是有效的。

如果发生拉伸滑移，则在罐周面以及罐底形成凹凸。如果电池罐(拉深罐)具有这样的凹凸形状，则接触电阻变大，因此不优选，而且，有时罐的伸张刚性降低，罐的耐内外压强度也降低。因此，拉深罐用冷轧钢板，在拉深加工时必须抑制发生拉伸滑移的情况。

在钢中存在过量的固溶c的情况下，拉伸滑移由于科特雷耳效应而发生。具体而言，在外力作用于冷轧钢板的情况下，由于由固溶c所致的科特雷耳效应，直到屈服点前位错不移动，在屈服点位错一下子从固溶c解放从而移动，由此发生屈服点伸长率(yp－el)。此时，发生拉伸滑移。即，拉伸滑移起因于钢板变形时的屈服点伸长率(yp－el：在刚刚屈服后以比屈服点小的变形阻力进行的稳定变形的伸长率量)而发生。因此，如果屈服点伸长率为0，则能够长期地抑制拉伸滑移的发生。

本发明人进行研究的结果发现，外力抑制拉伸滑移的发生，并且提高压制成形性、耐表面粗糙性以及耐凸耳性，对将c含量设为0.0060～

0.0110％、且nb含量设为满足式(1)的量的钢板在规定的温度域进行退火，使组织成为晶粒度号为11.0以上的铁素体单相组织是重要的。

500×c≤nb/c≤8.0(1)

在此，向式(1)中的元素符号代入对应的元素的含量(质量％)。

在此，定义为f1＝nb/c。f1是与c固溶量和由nb碳化物所致的铁素体粒的微细化相关的指标。

如果f1低于500×c，则钢中的nb含量相对于c含量之比过少。在该情况下，钢中的c没有作为nbc充分地析出，因此在钢中固溶的状态的c量(固溶c量)过量地多。其结果，由于固溶c的科特雷耳效应，发生屈服点伸长率yp－el，发生拉伸滑移。

另一方面，如果f1高于8.0，则nb含量相对于c含量之比过多。在该情况下，nbc粗大化，钉扎效果降低。因此，铁素体粒粗大化，晶粒度号变得小于11.0。在该情况下，容易发生表面粗糙。

在f1满足式(1)的情况下，生成适当量的nb碳化物，铁素体粒微细化，晶粒度号变为11.0以上。因此，耐表面粗糙性提高。而且，由于固溶c量降低，因此不发生拉伸滑移。而且，铁素体粒微细化，面内各向异性的绝对值|δr|被抑制为较低。

图1是表示c含量以及f1(＝nb/c)与材质特性的关系的图。图1是关于后面详述的实施例之中c含量以及nb/c以外的成分以及制造条件处于本发明的范围的实施例，整理c含量以及f1与材质特性的关系的图。关于材质特性，晶粒度号为11.0以上，在以100℃实施1小时的时效处理后的拉深罐用冷轧钢板的l方向(轧制方向)上，屈服强度yp为220～290mpa，抗拉强度ts为330～390mpa，总伸长率el为32％以上，屈服点伸长率yp－el为0％，平均塑性应变比rm超过1.35，面内各向异性δr为－0.30～+0.15的试样判为合格，上述材质特性的任一项脱离范围的情况判为不合格。

评价以100℃进行1小时时效处理(以下称为「促进时效处理」。)之后的、屈服强度yp、抗拉强度ts、总伸长率el、屈服点伸长率yp－el、平均塑性应变比rm、以及面内各向异性δr是基于以下理由。

冷轧钢板，即使在制造后马上关于这些全部材质特性具有规定的特性，若时间经过，则发生常温时效，特性也会变化。由于时效，一般地强度上升，伸长率降低，容易发生屈服点伸长率。因此，若从制造出开始时间经过，则在实际制造拉深罐时，有时不能得到规定的特性。在100℃下1小时的时效处理是促进该常温时效的促进试验，意味着：如果即使在100℃下实施1小时的时效处理也达到规定的特性，则即使在常温下经过长时间，也具有规定的特性。

可以认为，在不进行促进时效的情况下，例如如果在制造后在常温下保管6个月以上，则时效完结。

从图1可知，如果在将c含量以及f1(＝nb/c)以外的成分以及制造条件限定在本发明的范围的基础上，将c含量设为0.0060～0.0110％、且f1满足式(1)，则即使促进时效后也能得到所需要的材质特性。

根据以上的见解完成的本发明的拉深罐用冷轧钢板，具有以质量％计含有c：0.0060～0.0110％、si：0.50％以下、mn：0.70％以下、p：0.070％以下、s：0.050％以下、sol.al：0.005～0.100％、n：小于0.0025％、满足式(1)的nb、以及b：0～0.0030％，且余量包含fe和杂质的化学组成，具有晶粒度号为11.0以上的铁素体单相组织，板厚为0.15～0.50mm，在以100℃实施1小时的时效处理之后的拉深罐用冷轧钢板的l方向上，屈服强度yp为220～290mpa，抗拉强度ts为330～390mpa，总伸长率el为32％以上，屈服点伸长率yp－el为0％，平均塑性应变比rm超过1.35，面内各向异性δr为－0.30～+0.15。晶粒度号，在实验的范围中为12.0以下，但若考虑经济性，则优选为13.0以下。但是，从耐表面粗糙性的观点出发，晶粒度号大是有利的，因此不限定上限。

500×c≤nb/c≤8.0(1)

在此，向式(1)中的元素符号代入对应的元素的含量(质量％)。

上述拉深罐用冷轧钢板，也可以是进而在表面具备ni镀层、ni扩散镀层、sn镀层和无锡钢(tfs)镀层之中的任一种镀层的冷轧镀层钢板。

本发明的拉深罐用冷轧钢板的制造方法，具备：将具有上述化学组成的铸坯加热至1000℃以上，在870～960℃实施精轧，精轧后冷却，在450℃以上且小于700℃的温度下进行卷取，来制造热轧钢板的工序；对热轧钢板实施80％以上且小于90％的冷轧率的冷轧，来制造具有0.15～0.50mm的板厚的冷轧钢板的工序；实施将冷轧钢板在810～850℃进行均热、然后冷却的连续退火的工序；和将连续退火后的冷轧钢板以0.5～5.0％的压下率进行调质轧制的工序。

在制造上述热轧钢板的工序中，也可以将铸坯在1100～1230℃加热，在600～670℃进行卷取，来制造热轧钢板。

上述制造方法，也可以进而在实施调质工序之后，对冷轧钢板的至少一个表面实施镀ni处理、镀sn处理和镀tfs处理之中的任一种处理。

上述制造方法，也可以进而在制造冷轧钢板的工序之后、实施连续退火的工序之前，对冷轧钢板的至少一个表面实施镀ni处理。ni附着量可以设为9.0～27.0g/m²或9.0～22.5g/m²。

通过在冷轧后、上述的连续退火前进行镀ni，能够同时地进行ni镀层的ni－fe合金化、和钢板的退火，因此从热经济的观点来看也有合理性。在该情况下，在将ni镀层钢板退火之后，进行调质轧制。

以下对本发明一实施方式涉及的拉深罐用冷轧钢板(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的化学组成，含有以下元素。以下关于含量的％，只要没有说明就是指质量％。

c：0.0060～0.0110％

碳(c)是在钢中固溶从而提高钢的强度，并且在含有适当量的后述的nb的情况下形成微细碳化物从而将晶粒微细化的元素。若c含量为0.0060％以上，则以满足后述的其他的化学组成以及制造条件为前提，促进时效处理后的l方向的屈服强度yp成为220mpa以上，抗拉强度ts成为330mpa以上。若c含量小于0.0060％，则不能得到该效果。因此，将c含量设为0.0060％以上。c含量的优选的下限为0.0065％，更优选为0.0070％。

另一方面，若c含量超过0.0110％，则冷轧钢板的硬度变得过高。在该情况下，促进时效处理后的l方向的总伸长率el降低，压制成形性降低。因此，c含量为0.0110％以下。c含量的优选的上限为0.0105％。

si：0.50％以下

硅(si)在本实施方式涉及的拉深罐用冷轧钢板中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装密着性降低。因此，si含量为0.50％以下。si含量的优选的上限为小于0.50％。优选si含量尽量低。

mn：0.70％以下

mn将冷轧钢板硬质化，使冷轧钢板的总伸长率el降低。因此，若mn含量过量，则压制成形性降低。因此，mn含量为0.70％以下。mn含量的优选的上限为0.50％、更优选为0.35％、进一步优选为0.22％。

另一方面，锰(mn)具有防止由s的存在引起的钢的热脆化的效果。在要得到该效果的情况下，优选将mn含量设为0.02％以上，更优选设为0.05％以上。

p：0.070％以下

磷(p)是不可避免地含有的杂质。虽然p是提高冷轧钢板的强度的元素，但若p含量过高，则压制成形性降低。具体而言，罐的耐二次加工脆性开裂性降低。深拉深加工而成的罐，例如，在－10℃那样的低温中，有由于落下时的冲击或弯曲加工变形而导致罐侧壁端部发生脆性断裂的情况。将这样的断裂的容易度称为二次加工脆性开裂性。因此，p含量为0.070％以下。p含量也可以为0％。

s：0.050％以下

硫(s)是不可避免地含有的杂质。s使热轧制时的钢板发生表层脆性开裂，使热轧钢带发生边部粗糙。因此，s含量为0.050％以下。s含量优选尽量低，也可以为0％。

sol.al：0.005～0.100％

铝(al)是对钢的脱氧有效的元素。若al含量小于0.005％，则不能得到上述效果。因此，将al含量设为0.005％以上。

另一方面，若al含量超过0.100％，则上述效果饱和，制造成本变高。因此，al含量为0.100％以下。在本实施方式中，al含量是指酸溶al(sol.al)的含量。

n：小于0.0025％

氮(n)是不可避免地含有的杂质。若n含量为0.0025％以上，则容易发生板坯的边裂。因此，将n含量设为小于0.0025％。n含量也可以为0％。

nb：满足式(1)的含量

500×c≤nb/c≤8.0(1)

在此，向式(1)中的元素符号代入对应的元素的含量(质量％)。另外，定义为f1＝nb/c。

nb是通过与c结合形成微细碳化物，从而抑制固溶c量的元素。该微细碳化物有助于晶粒的微细化。f1是与由nb碳化物带来的铁素体粒的微细化相关的指标。若f1低于500×c，则钢中的nb含量相对于c含量之比过少。在该情况下，不作为nbc析出而在钢中固溶的状态的c量(固溶c量)变多。因此，由于固溶c的科特雷耳效应而发生屈服点伸长率yp－el。

另一方面，若f1高于8.0，则nb含量相对于c含量之比过多。在该情况下，nbc粗大化，钉扎效果降低。因此，铁素体粒粗大化，晶粒度号变得小于11.0。在该情况下，容易发生表面粗糙。

若f1为500×c～8.0，则钢中的nb含量相对于c含量之比适当。在该情况下，充分地析出微细的nbc。通过这些微细nbc的钉扎效应，铁素体粒微细化，晶粒度号变为11.0以上。而且，固溶c量得到抑制，因此在时效后也不产生屈服点伸长率yp－el(yp－el＝0％)。因此，不发生拉伸滑移。

本实施方式涉及的拉深罐用冷轧钢板的化学组成的余量包含fe以及杂质。在本实施方式中，所谓杂质意指在工业性制造钢铁材料时，从作为原料的矿石、废料混入、或从制造环境等混入的成分。上述杂质为例如cu、ni、cr以及sn。这些元素的优选的含量为cu：0.5％以下、ni：0.5％以下、cr：0.3％以下、以及sn：0.05％以下。

本实施方式涉及的拉深罐用冷轧钢板的化学组成，将含有上述元素、且余量包含fe和杂质作为根本，但也可以含有b、ti来代替一部分fe。

b：0～0.0030％

硼(b)在退火时将再结晶晶粒细粒化。在要得到该效果的情况下，优选将b含量设为0.0001％以上。更优选为0.0003％以上。

另一方面，若b含量超过0.0030％，则基于细粒化的最适冷轧率降低，生产率降低。因此，即使是含有的情况，b含量也为0.0030％以下。b含量的优选的上限为0.0020％。b为任意添加元素，也可以不含有。

ti：0～0.035％

ti是形成微细的碳氮化物的元素，对晶粒的粗大化的抑制有效。在要得到该效果的情况下，优选将ti含量设为0.005％以上。更优选为0.010％以上。

另一方面，若ti含量超过0.035％，则tin粗大化，有时韧性劣化。因此，即使是含有的情况，ti含量也为0.035％以下。ti含量的优选的上限为0.025％。ti为任意添加元素，也可以不含有。

[组织以及晶粒度号]

本实施方式涉及的拉深罐用冷轧钢板的组织，由铁素体和析出物构成。也就是说，组织的基体(母相)为铁素体单相。由于基体为铁素体单相，因此能实现均匀的变形，能够使总伸长率el为32％以上。其结果，能得到优异的压制成形性。

而且，如果晶粒粗大，则容易发生表面粗糙。因此，在本实施方式涉及的拉深罐用冷轧钢板的组织中，铁素体粒的晶粒度号为11.0以上。优选为11.2以上。

铁素体粒的晶粒度号意指基于jisg0551(2013)标准的晶粒度号。具体而言，关于晶粒度号，是通过用光学显微镜进行观察冷轧钢板的l截面(与轧制方向以及板厚方向平行的截面)，采用比较法(参照jisg0551(2013)7.2)来测定晶粒度号的。

[机械特性]

对上述的拉深罐用冷轧钢板在100℃实施1小时的时效处理(称为促进时效处理)之后的l方向(轧制方向)上的屈服强度yp、抗拉强度ts、总伸长率el、屈服点伸长率yp－el、平均塑性应变比rm值、面内各向异性δr如下。

yp：220～290mpa；

ts：330～390mpa；

el≥32％；

yp－el＝0；

平均塑性应变比rm＞1.35；

面内各向异性δr：－0.30～+0.15。

若ys或ts低于下限，不能得到需要的强度。若ys超过上限，则成形载荷增加，成形加工变得困难。若ts超过上限，则成形性劣化，引起二次加工脆化的危险增大。

若总伸长率el、平均塑性应变比rm过少，则成形性降低。平均塑性应变比rm优选为1.40以上。

平均塑性应变比rm的上限可以不限定，但本实施方式涉及的拉深罐用冷轧钢板，由于没有进行baf－oa，因此平均塑性应变比rm实质上成为2.1以下。

若yp－el超过0，则发生拉伸滑移。

若面内各向异性的绝对值|δr|变大，则耐凸耳性降低。若面内各向异性δr为－0.30～+0.15，则耐凸耳性也优异。

l方向上的屈服强度yp、抗拉强度ts、总伸长率el、以及屈服点伸长率yp－el采用以下方法得到。

制作从拉深罐用冷轧钢板制取的、平行部与l方向(轧制方向)平行的jis5号拉伸试样(基于jisz2201的规定)。对制作出的试样在100℃实施1小时的时效处理(促进时效处理)。对促进时效处理后的拉伸试样，依据jisz2241(2011)标准，在室温(25℃)的大气中实施拉伸试验，求出屈服强度yp(mpa)、抗拉强度ts(mpa)、总伸长率el(％)。

平均塑性应变比rm以及面内各向异性δr用以下方法求得。

从拉深罐用冷轧钢板制作相对于轧制方向平行、与45°以及90°的各方向平行的jis13号b拉伸试样(基于jisz2201的规定)。对制作出的试样，在100℃实施1小时的时效处理(促进时效处理)。对促进时效处理后的拉伸试样，实施基于jisz2254(2008)标准的塑性应变比试验，求出塑性应变量为15％时的平均塑性应变比rm以及面内各向异性δr。

[镀层]

本实施方式涉及的拉深罐用冷轧钢板，也可以在表面具备镀层。关于镀层，并不一定限定，但可例示例如ni镀层、ni扩散镀层、sn镀层、以及无锡钢(tfs)镀层等镀层。

上述的表面处理之中的ni扩散镀，通过将ni镀层钢板进行热处理，使镀层的一部分成为ni－fe合金层，由此能够提高镀层的密着性，因此特别优选。

另外，关于ni扩散镀层，也可通过在退火前实施镀ni，从而在前述的罐用拉深钢板的退火过程中使ni镀层的至少一部分成为经济性高的ni－fe合金层。本实施方式涉及的冷轧钢板，难以发生由高温退火所致的晶粒的粗粒化，因此通过对冷轧后、未退火的钢板实施镀层膜厚较大的ni镀敷，并在高温下退火，能够提供fe扩散至镀层表面的厚膜的ni扩散镀层钢板。fe扩散至镀层表面的厚膜的ni扩散镀层钢板，与模具之间的滑动性优异。另外，若fe扩散至表层，则在压制时能降低对模具的热粘着，因此难以产生伤痕，能够得到耐蚀性提高的效果，对于碱性电池的罐内面而言，能够抑制导电性的降低，对于锂离子电池的内面而言，也能期待耐电解液性的提高。

在实施镀ni处理的情况下，在冷轧钢板的表面形成的ni镀层的优选的厚度为0.51～5.1μm(作为ni附着量，为4.5～45.0g/m²)。在实施ni扩散镀处理的情况下，在冷轧钢板的表面形成的ni镀层的优选的厚度为1.0～3.0μm(作为ni附着量，为9.0～27.0g/m²)，更优选为1.0～2.5μm(作为ni附着量，为9.0～22.5g/m²)，进一步优选为1.2～2.0μm(作为ni附着量，为10.8～18.0g/m²)。若ni镀层的厚度过薄，则耐蚀性劣化。另一方面，若ni镀层的厚度过厚，则即使连续退火，也不能够使fe扩散到ni镀层的最表层，在镀层的表层部分残存不与fe合金化的ni，因此在压制时容易与模具热粘着，有时压制成形性降低。

镀层的附着量，可采用荧光x射线分析装置来测定。

在使镀层为fe扩散到镀层表面的ni扩散镀层的情况下，希望ni扩散镀层的表层的fe浓度为3质量％以上。若fe浓度小于3质量％，则在压制时容易与模具热粘着，压制成形性没有提高。表层的fe浓度优选为10质量％以上，更优选为15质量％以上。从耐蚀性的观点出发，表层的fe浓度为80质量％以下，优选为70质量％以下，更优选为60质量％以下。ni扩散镀层的表层的fe浓度可采用例如xps(x射线光电子能谱分析装置)来分析。

在此，所谓规定fe浓度的表层，表示直到采用xps能得到信息的深度(从表面起数nm)为止的位置。即，如果通过xps的测定，fe浓度为3质量％以上、80质量％以下，则可判断为fe很理想地扩散到镀层的表面。

[板厚]

本实施方式涉及的拉深罐用冷轧钢板的板厚为0.15～0.50mm。若板厚超过0.50mm，则难以得到优异的压制成形性。另一方面，若板厚小于0.15mm，则由于必须减薄热轧钢板的板厚，因此在该情况下，不能够确保后述的热轧时的精轧温度。因此，冷轧钢板的板厚为0.15～0.50mm。

[制造方法]

说明本实施方式涉及的拉深罐用冷轧钢板的制造方法的一例。

本实施方式涉及的拉深罐用冷轧钢板的制造方法，具备：制造铸坯的工序(制钢工序)；制造热轧钢板的工序(热轧工序)；制造冷轧钢板的工序(冷轧工序)；对冷轧钢板实施cal(连续退火)的工序(cal(连续退火)工序)；和对cal后的冷轧钢板实施调质轧制的工序(调质轧制工序)。以下对各工序进行详述。

[制钢工序]

起初，制造具有上述的化学组成的钢液。由制造出的钢液，采用连续铸造法来制造铸坯(板坯)。对于板坯的制造方法，不作特别限定。

[热轧工序]

将加热至1000℃以上的加热温度的板坯进行热轧制，来制造热轧钢板。更具体而言，板坯的加热温度为例如1000℃～1280℃。若板坯的加热温度超过1280℃，则在热轧制时容易发生边裂。另外，平均塑性应变比rm降低。另一方面，若板坯的加热温度低于1000℃，则难以确保适当的精轧温度ft。板坯的优选的加热温度为1100℃～1230℃。

在热轧制中，在870～960℃的精轧温度ft下完成精轧。若ft超过960℃，则平均塑性应变比rm降低。另一方面，若ft低于870℃，则面内各向异性的绝对值|δr|变大。

将精轧后的热轧钢板采用冷却带进行冷却后，卷取成卷。卷取温度ct为例如450℃以上且小于700℃。若ct超过700℃，则冷轧以及退火后的晶粒变得粗大，耐表面粗糙性降低。另一方面，若ct低于450℃，则平均塑性应变比rm降低，并且面内各向异性的绝对值|δr|变大。优选的卷取温度ct为600～670℃。

[冷轧工序]

将热轧钢板进行冷轧，来制造冷轧钢板。在冷轧率小于80％或超过90％的情况下，钢板的面内各向异性变大。因此，冷轧率设为80％以上且小于90％。优选在事前使冷轧率变化来研究出拉深罐用冷轧钢板的最适的冷轧率，并设定冷轧率以使得钢板的面内各向异性的绝对值|δr|变小。

[cal(连续退火)工序]

对冷轧钢板实施连续退火。由于将连续退火生产线称为“continuousannealingline”，因此在本实施方式中，将连续退火称为「cal」。cal中的退火温度st(均热温度)为810～850℃。若退火温度st小于810℃，则在钢中再结晶未完成，残存未再结晶组织。在该情况下，不能得到期望的机械特性。

另一方面，若退火温度st超过850℃，则再结晶晶粒粗大化，晶粒度号变小。因此，退火温度st为810～850℃。退火温度st的优选的下限为820℃。退火温度st的优选的上限为830℃。在退火温度st下的均热时间为例如10～60秒。

[关于baf－oa]

在本实施方式中，在cal后不实施箱式退火中的过时效处理(箱式退火称为“boxannealingfurnace”，过时效处理称为“overaging”，以下称为baf－oa)。原因是，本实施方式涉及的拉深罐用冷轧钢板，促进时效处理后的屈服点伸长率yp－el为0％，不会发生拉伸滑移。本实施方式涉及的拉深罐用冷轧钢板的制造方法，由于在cal后不实施baf－oa，因此生产率提高。

[调质轧制工序]

对cal后的冷轧钢板实施调质轧制(光整冷轧)。调质轧制中的压下率为0.5～5.0％。若压下率小于0.5％，则在促进时效处理后的冷轧钢板中，有时发生屈服点伸长率yp－el。若压下率超过5.0％，则总伸长率el变得小于32％，压制成形性降低。如果压下率为0.5～5.0％，则不发生拉伸滑移，也能够得到优异的压制成形性。

通过以上的制造工序，能制造出本实施方式涉及的拉深罐用冷轧钢板。

[镀敷处理]

也可以对上述的拉深罐用冷轧钢板实施镀敷等的表面处理。对于表面处理，并不一定限定，但可例示例如镀ni处理、ni扩散镀处理、镀sn处理、以及镀无锡钢(tfs)处理等镀敷处理。就镀ni处理、镀sn处理以及镀tfs处理而言，例如，对调质轧制工序后的冷轧钢板进行实施。

在实施镀ni处理的情况下，在冷轧钢板的表面形成的ni镀层的优选的厚度为0.51～5.1μm(作为ni附着量，为4.5～45.0g/m²)。在镀ni后实施热处理来形成ni扩散镀层的情况下，优选在冷轧工序后、cal工序前实施镀ni处理。在该情况下，对形成有ni镀层的冷轧钢板实施cal。在cal实施时，ni镀层的ni扩散，形成ni扩散镀层。

在实施ni扩散镀处理的情况下，在cal工序前的冷轧钢板的表面形成的ni镀层的优选的厚度为1.0～3.0μm(作为ni附着量，为9.0～27.0g/m²)，更优选的厚度为1.0～2.5μm(作为ni附着量，为9.0～22.5g/m²)，进一步优选为1.2～2.0μm(作为ni附着量，为10.8～18.0g/m²)。若ni镀层的厚度过薄，则耐蚀性劣化。若ni镀层的厚度过厚，则即使在上述的条件下进行连续退火也不能够使fe扩散到ni镀层的最表层，在镀层的表层部分残存不与fe合金化的ni，因此在压制时容易与模具热粘着，压制成形性劣化。

在ni扩散镀层钢板(特别是钢带)的制造中，如果在进行冷轧钢板的连续退火工序之前，预先对作为高硬度冷轧板材的冷轧钢板进行前处理(脱脂、酸洗等)，然后通过例如电镀ni来进行镀ni，然后进行连续退火，则在连续退火的工序中能够同时地进行原料钢板的再结晶和ni－fe的合金化，因此是合理的。

实施例

采用各种的制造条件制造具有各种的化学组成的冷轧钢板，对机械特性以及r值进行了调查。

[供试材的制造方法]

制造了表1所示的化学组成的钢a～z的板坯。

对各试验号码的板坯在表2－1、表2－2所示的热轧条件(板坯加热温度(℃)、精轧温度ft(℃)、卷取温度ct(℃))下实施热轧制，来制造了热轧钢板。

将热轧钢板酸洗后，以表2－1、表2－2所示的冷轧条件(冷轧率)实施冷轧，来制造了板厚为0.25mm或0.55mm的冷轧钢板。

另外，对于表2－1、表2－2所示的各冷轧钢板，也追加实施了形成了ni扩散镀层的试验水准。具体而言，在cal前，对冷轧钢板的表背面以下述表3所示的条件进行电镀，形成了镀层皮膜。镀层附着量通过变更镀敷时间来调整。

对得到的表2－1、表2－2的冷轧钢板以及表4－1、表4－2的镀ni处理过的冷轧钢板，实施了cal(连续退火)。退火温度st(℃)见表2－1、表2－2以及表4－1、表4－2所示。在此，在表2－1、表2－2中针对冷轧钢板示出，在表4－1、表4－2中针对进行了ni扩散镀处理的冷轧钢板(通过将ni镀层钢板连续退火从而成为进行了ni扩散镀处理的冷轧钢板)示出。表4－1、表4－2的进行了ni扩散镀处理的冷轧钢板的试验号码，在成分以及直至冷轧为止的制造工序相同的冷轧钢板的试验号码后附带b、b2、b3而示出。

在cal中，对各试验号码的冷轧钢板以及进行了ni扩散镀处理的冷轧钢板，在退火温度st(℃)下均热25秒钟。然后，实施采用氮气进行的气体冷却。在气体冷却中，从退火温度st(℃)到变为50℃以下的平均冷却速度均设为25℃/秒。

试验号码11的冷轧钢板以及试验号码11b的ni扩散镀处理过的冷轧钢板，还在cal后实施了baf－oa。在baf－oa中，将冷轧钢板以及ni扩散镀处理过的冷轧钢板在450℃均热5小时后，缓冷72小时。对其他的试验号码的冷轧钢板以及ni扩散镀处理过的冷轧钢板不实施baf－oa。表2－1、表2－2以及表4－1、表4－2中的「退火方式」栏中，「cal+baf－oa」表示在cal后实施了baf－oa。「cal」表示实施cal、但不实施baf－oa。

对退火后的冷轧钢板以及ni扩散镀过的冷轧钢板实施了调质轧制。调质轧制中的压下率为1.8％或0.3％。通过以上的制造工序，制造出成为供试材的冷轧钢板以及ni扩散镀过的冷轧钢板。

关于这样制造的冷轧钢板以及ni扩散镀过的冷轧钢板，测定了组织、机械特性、平均塑性应变比rm以及面内各向异性δr、表面以及背面的ni镀层皮膜的ni附着量、镀层表层的fe浓度。

[组织观察以及晶粒度号测定]

采用调质轧制实施后的冷轧钢板、ni扩散镀过的冷轧钢板的l截面(与轧制方向以及板厚方向平行的截面)进行光学显微镜观察，鉴定冷轧钢板以及ni扩散镀过的冷轧钢板的组织。将鉴定的结果示于表2－1、表2－2、表4－1、表4－2。组织均为铁素体单相组织。

而且，依据jisg0552(2013)标准，采用上述的方法求出各试验号码的冷轧钢板的铁素体粒的晶粒度号。将得到的结果示于表2－1、表2－2以及表4－1、表4－2。

如果为铁素体单相组织，且晶粒度号为11.0以上，则判断为耐表面粗糙性优异。

[机械特性评价试验]

从各试验号码的冷轧钢板以及ni扩散镀过的冷轧钢板制作了jis5号拉伸试样。拉伸试样的平行部与冷轧钢板以及ni扩散镀层钢板的l方向(轧制方向)平行。对制作出的拉伸试样实施了促进时效处理。具体而言，对各拉伸试样在100℃实施了1小时的时效处理。

对促进时效处理后的拉伸试样，依据jisz2241(2011)标准，在室温(25℃)大气中实施拉伸试验，求出屈服强度yp(mpa)、抗拉强度ts(mpa)、总伸长率el(％)、屈服点伸长率yp－el(％)。将得到的结果示于表2－1、表2－2以及表4－1、表4－2。

[rm值以及δr值测定试验]

从各试验号码的冷轧钢板以及ni扩散镀过的冷轧钢板制作了相对于轧制方向平行、与45°以及90°的各方向平行的jis13号b拉伸试样(基于jisz2201的规定)。对制作出的试样在100℃实施1小时的时效处理(促进时效处理)，对促进时效处理后的拉伸试样，实施依据jisz2254(2008)标准的塑性应变比试验，求出塑性应变量为15％时的平均塑性应变比rm以及面内各向异性δr。将求出的结果示于表2－1、表2－2以及表4－1、表4－2。

如果rm超过1.35，则判断为压制成形性优异。另外，如果δr为－0.30～+0.15，则判断为耐凸耳性优异。

[镀层附着量以及镀层表层的fe浓度]

针对ni扩散镀处理过的冷轧钢板，除了上述的试验以外，还采用xps(x射线光电子能谱分析装置)测定了ni扩散镀层的表层的fe浓度。在xps分析中，使用了アルバック·ファイ(ulvac·phi)制的phi5600。x射线源使用mgkα。采用ar离子进行了按sio2换算为4nm的溅射后，分析了组成。组成按ni和fe的合计设为100％。x射线束直径设为800μm。

另外，使用荧光x射线分析装置测定镀层附着量。

将测定结果示于表4－1、表4－2。

表1

(注)下划线表示本发明的范围以外的条件。

表2-1

(注)下划线表示本发明的范围以外的条件。

表2-2

(注)下划线表示本发明的范围以外的条件。

表3

表4-1

(注)下划线表示本发明的范围以外的条件。

表4-2

(注)下划线表示本发明的范围以外的条件。

[试验结果]

参照表2－1、表2－2，试验号码1～10的化学组成适当，f1也在式(1)的范围内。而且，制造条件也适当。因此，这些试验号码的冷轧钢板，晶粒度号高为11.0以上，铁素体粒微细。另外，平均塑性应变比rm超过1.35，面内各向异性δr为－0.30～+0.15。

而且，不论试验号码1～10中的哪个试验号码，在促进时效处理后的冷轧钢板的l方向上，都是屈服强度yp为220～290mpa、抗拉强度ts为330～390mpa、总伸长率el为32％以上、屈服点伸长率yp－el为0％。

即，这些试验号码，具有优异的机械特性，压制成形性、耐表面粗糙性、以及耐凸耳性优异，且为非时效性。

参照表4－1、表4－2，试验号码1b～10b的化学组成适当，f1也在式(1)的范围内。而且，制造条件也适当。因此，这些试验号码的ni扩散镀过的冷轧钢板，晶粒度号高为11.0以上，铁素体粒微细。另外，平均塑性应变比rm超过1.35，面内各向异性δr为－0.30～+0.15。

而且，不论试验号码1b～10b中的哪个试验号码，在促进时效处理后的冷轧钢板的l方向上，都是屈服强度yp为220～290mpa、抗拉强度ts为330～390mpa、总伸长率el为32％以上、屈服点伸长率yp－el为0％。

即，这些试验号码，具有优异的机械特性，压制成形性、耐表面粗糙性、以及耐凸耳性优异，且为非时效性。

另外，将试验号码1b2和1b3除外，试验号码1b～10b中的任一试验号码都是ni扩散镀层的表层的fe浓度在3～80质量％的范围内。

而且，将试验号码1b2除外，试验号码1b～10b中的任一试验号码都是ni附着量为4.5g/m²以上。另外，将1b2、6b除外，ni附着量为9.0g/m²以上。因此，能确保充分的耐蚀性。

关于1b2，ni附着量为4.2g/m²，过少，因此钢板在充分体现其特性的条件下进行了退火的情况下，ni镀层的表层的fe浓度超过80％，担忧耐蚀性成为问题。关于1b3，ni附着量为30.5g/m²，过大，因此钢板在充分体现其特性的条件下进行退火的结果，镀层的表层残存ni层，软质化的ni层容易招致在压制成形时向模具凝着。

另一方面，试验号码11、11b，c含量过高。而且，在退火工序中，实施cal以及baf－oa，退火温度st也较低，小于800℃。其结果，平均塑性应变比rm低为1.35以下。试验号码11b，ni扩散镀层的表层的fe浓度小于3质量％，在试验号码8b的退火条件下，在ni附着量为13.5g/m²的情况下，ni－fe的合金化未进行到镀层表层。

试验号码12、12b，c含量过低，n含量过高。而且，f1超过式(1)的上限。其结果，晶粒度号小于11.0。而且，屈服强度小于220mpa，较低。试验号码12b，ni扩散镀层的表层的fe浓度达到了16％，但在该退火条件下，晶粒度号为9.3，成为非常粗的粒。

试验号码13、13b，c含量过低。其结果，晶粒度号小于11.0。而且，屈服强度也小于220mpa，较低。试验号码13b，ni扩散镀层的表层的fe浓度为9％，但晶粒度号小于11.0。另外，平均塑性应变比rm低为1.35以下。

试验号码14、14b，c含量过低。其结果，晶粒度号小于11.0。试验号码14b，ni扩散镀层的表层的fe浓度与13b大致同样，在适当的范围，但晶体粒径大。

试验号码15、15b，c含量过低。其结果，晶粒度号小于11.0。而且，屈服强度也小于220mpa，较低。试验号码15b，ni扩散镀层的表层的fe浓度与13b大致同样。

试验号码16、16b，f1小于式(1)的下限。因此，屈服点伸长率yp－el高于0％。16b，ni扩散镀层的表层fe浓度在适当的范围。另外，平均塑性应变比rm低为1.35以下。

试验号码17、17b，f1超过式(1)的上限。因此，晶粒度号小于11.0。17b，ni扩散镀层的表层fe浓度在适当的范围。

试验号码18、18b，c含量过高，而且，f1小于式(1)的下限。因此，屈服点伸长率yp－el高于0％。而且，屈服强度yp超过390mpa，抗拉强度ts超过390mpa，总伸长率el小于32％。18b，ni扩散镀层的表层fe浓度在适当的范围。

试验号码19、19b，c含量过高。因此，晶粒度号小于11.0。而且，屈服强度yp超过390mpa，抗拉强度ts超过390mpa，总伸长率el小于32％。19b，ni扩散镀层的表层fe浓度在适当的范围。

试验号码20、20b，f1超过式(1)的上限。因此，晶粒度号小于11.0。20b，ni扩散镀层的表层fe浓度在适当的范围。

试验号码21、21b，f1超过式(1)的上限。因此，晶粒度号小于11.0。21b，ni扩散镀层的表层fe浓度在适当的范围。另外，平均塑性应变比rm低为1.35以下。

试验号码22、22b，f1小于式(1)的下限。因此，屈服点伸长率yp－el高于0％。22b，ni扩散镀层的表层fe浓度在适当的范围。

试验号码23、23b，退火温度st过低。因此，平均塑性应变比rm低为1.35以下，而且，面内各向异性δr低于－0.30。在23b的退火条件下，在ni扩散镀层的表层中没有检出fe。

试验号码24、24b，退火温度st过高。因此，晶粒度号小于11.0，粗粒化。而且，屈服强度小于220mpa，抗拉强度小于330mpa，较低。24b，ni扩散镀层的表层fe浓度在适当的范围。

试验号码25、25b，精轧温度ft过高。因此，平均塑性应变比rm低为1.35以下。25b，ni扩散镀层的表层fe浓度在适当的范围。

试验号码26、26b，精轧温度ft过低。因此，面内各向异性δr低于－0.30。26b，ni扩散镀层的表层fe浓度在适当的范围。

试验号码27、27b，卷取温度ct过高。因此，晶粒度号小于11.0。27b，ni扩散镀层的表层fe浓度在适当的范围。

试验号码28、28b，卷取温度ct过低。因此，平均塑性应变比rm低为1.35以下，而且，面内各向异性δr低于－0.30。28b，ni扩散镀层的表层fe浓度在适当的范围。

试验号码29、29b，板坯加热温度过高。因此，晶粒度号小于11.0。而且，平均塑性应变比r低为1.35以下。29b，ni扩散镀层的表层fe浓度在适当的范围。

试验号码30、30b，c含量过低，而且，f1超过式(1)的上限。而且，退火温度st过低。其结果，平均塑性应变比r低为1.35以下。30b，在ni扩散镀层的表层中没有检出fe。如果为钢t的化学组成，则在确保理想的晶粒度上，可以认为适当的退火温度为780℃以下。可是，在其退火条件下，不能够使ni－fe的合金化进行到ni附着量大的ni扩散镀层的表层。

试验号码31、31b，c含量过低，而且，f1超过式(1)的上限。因此，晶粒度号小于11.0。而且，屈服强度小于220mpa，抗拉强度小于330mpa，较低。31b，ni扩散镀层的表层fe浓度在适当的范围。

试验号码32、32b，c含量过低。而且，退火温度st过低。其结果，平均塑性应变比r低为1.35以下。32b，在ni扩散镀层的表层中没有检出fe。在确保理想的晶粒度上，可以认为钢x的适当的退火温度为780℃以下，在其退火条件下，不能够使ni－fe的合金化进行到ni附着量大的ni扩散镀层的表层。

试验号码33、33b，c含量过低。因此，晶粒度号小于11.0。而且，屈服强度小于220mpa，较低。33b，ni扩散镀层的表层fe浓度在适当的范围。另外，平均塑性应变比rm低为1.35以下。

试验号码34、34b，c含量过低。而且，退火温度st过低。其结果，平均塑性应变比r低为1.35以下。34b，在ni扩散镀层的表层中没有检出fe。在确保理想的晶粒度上，可以认为钢y的适当的退火温度为780℃以下，在其退火条件下，使ni－fe的合金化进行到ni附着量大的ni扩散镀层的表层较为勉强。

试验号码35、35b，c含量过低。因此，晶粒度号小于11.0。而且，屈服强度小于220mpa，较低。35b，ni扩散镀层的表层fe浓度在适当的范围。

试验号码35b2，是除了ni镀层的ni附着量以外，与试验号码35b相同的条件的例子。试验号码35b2，ni镀层的ni附着量过少。因此，ni扩散镀层的表层的fe浓度超过80质量％。

试验号码35b3，是除了ni镀层的ni附着量以外，与试验号码35b相同的条件的例。试验号码35b3，ni镀层的ni附着量过多。因此，ni扩散镀层的表层的fe浓度小于3质量％。另外，平均塑性应变比rm低为1.35以下。

试验号码36、36b，mn含量过高。其结果，抗拉强度超过390mpa，较高。因此，总伸长率小于32％，较低，塑性应变比rm低为1.35以下，而且，面内各向异性δr低于－0.30。

试验号码37、37b，冷轧率高于90％。其结果，面内各向异性δr低于－0.30。

试验号码38、38b，冷轧率小于80％。其结果，面内各向异性δr低于－0.30。

试验号码39、39b，板厚大于0.50mm。因此，塑性应变比rm低为1.35以下，而且，面内各向异性δr低于－0.30。

试验号码40、40b，调质轧制率小于0.5％。因此，屈服点伸长率yp－el高于0％。

以上说明了本发明的实施方式。可是，上述的实施方式只不过是用于实施本发明的例示。因此，本发明不限定于上述的实施方式，能够在不脱离其主旨的范围内适当变更上述的实施方式来实施。

产业上的利用可能性

根据本发明，能够提供压制加工性、罐的耐表面粗糙性以及耐凸耳性优异且非时效性的拉深罐用微细晶粒冷轧钢板。