(57)【要約】【課題】深絞り性に優れた冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００４５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．１０〜１．６％、Ｐ：０．０１〜０．１５％、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｔｉ：０．００２〜０．１５０％、Ｂ：０．０００２〜０．００１０％を、次式｛０．２＜（Ｍｎ（ｍａｓｓ％）−Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％））／（Ｂ（ｐｐｍ）−Ｂ＊（ｐｐｍ））≦０．５｝を満足するように含有し、板厚１／４厚位置での｛３３２｝＜１１０＞方位のランダム強度比（Ａ）が３．０超、｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位のランダム強度比（Ｂ）及び｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比（Ｃ）が何れも７以上で、かつ、次式｛２．０≦（Ｂ）／（Ａ）＜５．０｝を満足する。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０００５〜０．００４５％、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．１０〜１．６％、
Ｐ  ：０．０１〜０．１５％、
Ｓ  ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎ  ：０．００６％以下、
Ｔｉ：０．００２〜０．１５０％、
Ｂ  ：０．０００２〜０．００１０％
を、下記（１）式を満足するように含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
板厚１／４厚位置での｛３３２｝＜１１０＞方位のランダム強度比（Ａ）が３．０超、｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位のランダム強度比（Ｂ）及び｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比（Ｃ）が何れも７以上で、かつ、次式｛２．０≦（Ｂ）／（Ａ）＜５．０｝を満足することを特徴とする深絞り性優れた冷延鋼板。
０．２＜（Ｍｎ（ｍａｓｓ％）−Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％））／（Ｂ（ｐｐｍ）−Ｂ＊（ｐｐｍ））≦０．５    ・・・・・（１）
但し、上記（１）式において、
Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％）＝５５Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２
Ｂ＊（ｐｐｍ）＝１０（Ｎ（ｍａｓｓ％）−１４Ｔｉ（ｍａｓｓ％）／４８）／１４×１００００
であり、Ｍｎ＊＜０、Ｂ＊＜０の場合は、Ｂ＊を０とする。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％
を含有することを特徴とする請求項１に記載の深絞り性に優れた冷延鋼板。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．００５〜０．５００％、
Ｃｒ：０．００５〜３．０００％、
Ｗ  ：０．００５〜３．０００％、
Ｃｕ：０．００５〜３．０００％、
Ｎｉ：０．００５〜３．０００％
の内の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の深絞り性に優れた冷延鋼板。
【請求項４】
質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．１０００％、
Ｒｅｍ：０．０００５〜０．１０００％、
Ｖ  ：０．００１〜０．１００％
の内の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜請求項３の何れか１項に記載の深絞り性に優れた冷延鋼板。
【請求項５】
圧延方向、圧延直角方向、及び４５°方向のｒ値が、何れも１．４以上で、かつ、平均ｒ値が１．６以上、Δｒが０.２以下であることを特徴とする請求項１〜請求項４の何れか１項に記載の深絞り性に優れた冷延鋼板。
ここで、
平均ｒ値＝（ｒＬ＋２×ｒＤ＋ｒＣ）／４
Δｒ＝｜（ｒＬ＋ｒＣ）−２×ｒＤ）／２｜
であり、
ｒＬ：圧延方向のｒ値
ｒＤ：４５°方向のｒ値
ｒＣ：圧延直角方向のｒ値
である。
【請求項６】
請求項１〜請求項５の何れか１項に記載の深絞り性に優れた冷延鋼鈑の表面に、さらに、電気亜鉛系めっきが施されていることを特徴とする深絞り性に優れた電気亜鉛系めっき冷延鋼板。
【請求項７】
請求項１〜請求項５の何れか１項に記載の深絞り性に優れた冷延鋼鈑の表面に、さらに、溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする深絞り性に優れた溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
【請求項８】
請求項１〜請求項５の何れか１項に記載の深絞り性に優れた冷延鋼鈑の表面に、さらに、合金化溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする深絞り性に優れた合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
【請求項９】
請求項１〜請求項４の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片を１１５０℃以上に加熱し、
次いで、仕上圧延の開始温度を１０００〜１１００℃として、下記（２）式で求められる（Ａ３変態温度−４０）℃以上、９６０℃以下の温度範囲で、下記（３）式で決定される形状比（Ｘ）が３．０〜４．２となる圧延を、少なくとも１パス以上行い、
次いで、７００℃までを冷速４０℃／ｓ以下で冷却した後、５５０〜７００℃の温度範囲で巻き取り、
次いで、酸洗を行った後、圧下率が５０〜９０％の冷間圧延を施し、
さらに、室温から６５０℃までの平均加熱速度２〜２０℃/ｓで、７００℃以上９００℃以下に加熱し、１秒以上保持する焼鈍を行うことを特徴とする深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法。
Ａ３（℃）＝９３７．２−４７６．５Ｃ＋５６Ｓｉ−１９．７Ｍｎ−１６．３Ｃｕ−２６．６Ｎｉ−４．９Ｃｒ＋３８．１Ｍｏ＋１３６．３Ｔｉ−１９．１Ｎｂ＋１２４．８Ｖ＋１９８．４Ａｌ＋３３１５．０Ｂ    ・・・・・（２）
Ｘ（形状比）＝ｌｄ／ｈｍ    ・・・・・（３）
但し、上記（２）式において、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ．Ｎｂ，Ｖ，Ａｌ，Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。
また、上記（３）式において、
ｌｄ（熱延ロールと鋼鈑の接触弧長）：√（Ｌ×（ｈｉｎ−ｈｏｕｔ）／２）、
ｈｍ：（ｈｉｎ＋ｈｏｕｔ）／２、
であり、また、
Ｌ：ロール直径、
ｈｉｎ：圧延ロール入側の板厚、
ｈｏｕｔ：圧延ロール出側の板厚、
である。
【請求項１０】
請求項６に記載の深絞り性に優れた電気亜鉛系めっき冷延鋼板を製造する方法であって、
請求項９に記載の方法で製造した鋼板の表面に電気亜鉛系めっきを施すことを特徴とする深絞り性に優れた電気亜鉛系めっき冷延鋼板の製造方法。
【請求項１１】
請求項７に記載の深絞り性に優れた溶融亜鉛めっき冷延鋼板を製造する方法であって、
請求項９に記載の方法で製造した鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする深絞り性に優れた溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
【請求項１２】
請求項８に記載の深絞り性に優れた合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板を製造する方法であって、
請求項９に記載の方法で製造した鋼板の表面に、請求項１１に記載の方法で溶融亜鉛めっきを施した後、さらに、４５０〜６００℃までの温度範囲で１０ｓ以上の熱処理を行うことを特徴とする深絞り性に優れた合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、深絞り性に優れた冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車分野においては、燃費改善の観点から車体軽量化のニーズが高まっており、衝突安全性確保の観点から、各種高強度鋼板が自動車部材に適用されるようになっている。また、近年は、ドア、フード、フェンダー等のパネル用内板、外板にも高強度鋼板が提供されつつある。このような、外板やパネル部品等には、高い加工性、特に深絞り性が要求されており、従来より、加工性の良好な高強度鋼板に関して多くの技術が開示されている。これらのパネル用高強度鋼板等に関する技術の多くは、ＮｂやＴｉを添加した極低炭素鋼をＭｎやＰで固溶強化した３４０〜４４０ＭＰａ級ＩＦハイテンであるが、ＩＦ軟鋼と比較して深絞り性の指標であるｒ値が低く、特にｒ値の異方性が大きい。そのため、異方性の指標であるΔｒを小さくするための技術も多く開示されている。
【０００３】
例えば、特許文献１は、仕上温度８００〜９００℃の低温熱延を行い、６５０℃以下の低温巻取りを行うことと、８３０℃以上の高温焼鈍を行うことで、二次加工性を確保しつつ、鋼板のΔｒを低減する技術に関するものである。しかしながら、特許文献１に記載の技術のように、８３０℃以上の高い焼鈍温度を常に確保することは、生産性を著しく低下させるという問題がある。
【０００４】
また、特許文献２は、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗの何れか１種又は２種以上を０．０５％添加することで、Ｍｎ添加による鋼板のｒ値の劣化を抑制するものである。また、特許文献２では、ＭｎとＢの複合添加による相互作用が変態挙動に及ぼす影響ついて言及されている。しかしながら、特許文献２に記載の技術では、Ｂ量と巻取温度から決定される冷延率の範囲での冷延を行う必要があり、製造上の制約が大きい。
【０００５】
また、特許文献３は、低温熱延・高温巻取を行うことによって、高い平均ｒ値と低Δｒを有する鋼板を提供する技術である。しかしながら、特許文献３に記載の技術のように、８６０℃以下の低温で熱延を行い、その後、７００〜８００℃で巻き取ることは、現行設備への負荷が極めて高い。
【０００６】
また、特許文献４は、フェライト域熱延を施すことで鋼板のｒ値を高める技術に関するものである。しかしながら、特許文献４においては、平均ｒ値だけが評価されており、異方性に関する記述はない。
【０００７】
また、特許文献５は、Ｔｉ−Ｍｇ−Ｏ系の酸化物のサイズと密度を規定することで、鋼板のｒ値の面内異方性を小さくする技術である。この技術は、ｒ値の異方性を大きくする｛１１０｝＜００１＞と｛１００｝＜１１０＞の核生成及び成長を、酸化物で阻害することでｒ値を高め、Δｒを低減する技術である。しかしながら、特許文献５においては、その他のｒ値を高める方位の制御に関する記述はなく、また、個々の方向のｒ値の開示もない。
【０００８】
以上説明したように、従来の技術の多くは、異方性の制御の指標としてΔｒを用いている。しかしながら、Δｒは、圧延方向と圧延直角方向のｒ値の平均値と４５°方向のｒ値の差であるために、例えば、圧延方向のｒ値が低くても圧延直角方向のｒ値が高ければΔｒは大きくならないケースがある。また、実際のプレス成形を考えると、ｒ値が低い方向が一つでもあると、その方向から割れやしわが生じることから、Δｒだけではなく、各方向のｒ値の絶対値を上げることが重要である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開平５―２４７５４０号公報
【特許文献２】特開平１０−２７０７６８号公報
【特許文献３】特開２００５−１５８８２号公報
【特許文献４】特開平６−２０６９号公報
【特許文献５】特開平１１−３２３４７６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は上記問題に鑑みてなされたものであり、圧延方向、圧延直角方向、及び４５°方向のｒ値が、何れも１．４以上で、かつ、平均ｒ値が１．６以上、Δｒが０.２以下で、ｒ値の面内異方性が小さく、深絞り性に優れた冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法を提供することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、上記問題を解決するため、鋭意研究を行った。この結果、Ｃの添加量を低減し、さらに、Ｎｂ及びＴｉを添加することで固溶Ｃ量を極力低減した鋼に、またさらに、Ｍｎ，Ｐ，Ｂを適正な範囲で添加し、熱間圧延条件を最適化させることにより、面内異方性を低減できることを知見した。すなわち、上記条件を採用することにより、その後の冷間圧延及び焼鈍中に、γファイバー方位の一つである｛１１１｝＜１１２＞を発達させるとともに、４５°及び圧延直角方向のｒ値が高いが圧延方向のｒ値が低い｛５５７｝＜９  １６  ５＞方位と、圧延方向のｒ値が極めて高い｛３３２｝＜１１０＞方位をバランスさせることで、面内異方性の小さな冷延鋼板を製造できることを見出した。
本発明は、上述のように、面内異方性を低減させ、深絞り性に優れた冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法であり、その要旨は以下のとおりである。
【００１２】
［１］  質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００４５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．１０〜１．６％、Ｐ：０．０１〜０．１５％、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｔｉ：０．００２〜０．１５０％、Ｂ：０．０００２〜０．００１０％を、下記（１）式を満足するように含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成を有し、板厚１／４厚位置での｛３３２｝＜１１０＞方位のランダム強度比（Ａ）が３．０超、｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位のランダム強度比（Ｂ）及び｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比（Ｃ）が何れも７以上で、かつ、次式｛２．０≦（Ｂ）／（Ａ）＜５．０｝を満足することを特徴とする深絞り性優れた冷延鋼板。
０．２＜（Ｍｎ（ｍａｓｓ％）−Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％））／（Ｂ（ｐｐｍ）−Ｂ＊（ｐｐｍ））≦０．５    ・・・・・（１）
但し、上記（１）式において、
Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％）＝５５Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２
Ｂ＊（ｐｐｍ）＝１０（Ｎ（ｍａｓｓ％）−１４Ｔｉ（ｍａｓｓ％）／４８）／１４×１００００
であり、Ｍｎ＊＜０、Ｂ＊＜０の場合は、Ｂ＊を０とする。
【００１３】
［２］  さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％を含有することを特徴とする上記［１］に記載の深絞り性に優れた冷延鋼板。
［３］  さらに、質量％で、Ｍｏ：０．００５〜０．５００％、Ｃｒ：０．００５〜３．０００％、Ｗ：０．００５〜３．０００％、Ｃｕ：０．００５〜３．０００％、Ｎｉ：０．００５〜３．０００％の内の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の深絞り性に優れた冷延鋼板。
［４］  質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．１０００％、Ｒｅｍ：０．０００５〜０．１０００％、Ｖ：０．００１〜０．１００％の内の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［１］〜［３］の何れか１項に記載の深絞り性に優れた冷延鋼板。
［５］  圧延方向、圧延直角方向、及び４５°方向のｒ値が、何れも１．４以上で、かつ、平均ｒ値が１．６以上、Δｒが０.２以下であることを特徴とする上記［１］〜［４］の何れか１項に記載の深絞り性に優れた冷延鋼板。
ここで、
平均ｒ値＝（ｒＬ＋２×ｒＤ＋ｒＣ）／４
Δｒ＝｜（ｒＬ＋ｒＣ）−２×ｒＤ）／２｜
であり、
ｒＬ：圧延方向のｒ値
ｒＤ：４５°方向のｒ値
ｒＣ：圧延直角方向のｒ値
である。
［６］  上記［１］〜［５］の何れか１項に記載の深絞り性に優れた冷延鋼鈑の表面に、さらに、電気亜鉛系めっきが施されていることを特徴とする深絞り性に優れた電気亜鉛系めっき冷延鋼板。
［７］  上記［１］〜［５］の何れか１項に記載の深絞り性に優れた冷延鋼鈑の表面に、さらに、溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする深絞り性に優れた溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
［８］  上記［１］〜［５］の何れか１項に記載の深絞り性に優れた冷延鋼鈑の表面に、さらに、合金化溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする深絞り性に優れた合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
【００１４】
［９］  上記［１］〜［４］の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片を１１５０℃以上に加熱し、次いで、仕上圧延の開始温度を１０００〜１１００℃として、下記（２）式で求められる（Ａ３変態温度−４０）℃以上、９６０℃以下の温度範囲で、下記（３）式で決定される形状比（Ｘ）が３．０〜４．２となる圧延を、少なくとも１パス以上行い、次いで、７００℃までを冷速４０℃／ｓ以下で冷却した後、５５０〜７００℃の温度範囲で巻き取り、次いで、酸洗を行った後、圧下率が５０〜９０％の冷間圧延を施し、さらに、室温から６５０℃までの平均加熱速度２〜２０℃/ｓで、７００℃以上９００℃以下に加熱し、１秒以上保持する焼鈍を行うことを特徴とする深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法。
Ａ３（℃）＝９３７．２−４７６．５Ｃ＋５６Ｓｉ−１９．７Ｍｎ−１６．３Ｃｕ−２６．６Ｎｉ−４．９Ｃｒ＋３８．１Ｍｏ＋１３６．３Ｔｉ−１９．１Ｎｂ＋１２４．８Ｖ＋１９８．４Ａｌ＋３３１５．０Ｂ    ・・・・・（２）
Ｘ（形状比）＝ｌｄ／ｈｍ    ・・・・・（３）
但し、上記（２）式において、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ．Ｎｂ，Ｖ，Ａｌ，Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。
また、上記（３）式において、
ｌｄ（熱延ロールと鋼鈑の接触弧長）：√（Ｌ×（ｈｉｎ−ｈｏｕｔ）／２）、
ｈｍ：（ｈｉｎ＋ｈｏｕｔ）／２、
であり、また、
Ｌ：ロール直径、
ｈｉｎ：圧延ロール入側の板厚、
ｈｏｕｔ：圧延ロール出側の板厚、
である。
【００１５】
［１０］  上記［６］に記載の深絞り性に優れた電気亜鉛系めっき冷延鋼板を製造する方法であって、上記［９］に記載の方法で製造した鋼板の表面に電気亜鉛系めっきを施すことを特徴とする深絞り性に優れた電気亜鉛系めっき冷延鋼板の製造方法。
［１１］  上記［７］に記載の深絞り性に優れた溶融亜鉛めっき冷延鋼板を製造する方法であって、上記［９］に記載の方法で製造した鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする深絞り性に優れた溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
［１２］  上記［８］に記載の深絞り性に優れた合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板を製造する方法であって、上記［９］に記載の方法で製造した鋼板の表面に、上記［１１］に記載の方法で溶融亜鉛めっきを施した後、さらに、４５０〜６００℃までの温度範囲で１０ｓ以上の熱処理を行うことを特徴とする深絞り性に優れた合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１６】
本発明の深絞り性に優れた冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法によれば、上記構成により、圧延方向、圧延直角方向、及び４５°方向のｒ値が、何れも１．４以上で、かつ、平均ｒ値が１．６以上、Δｒが０.２以下で、ｒ値の面内異方性が小さく、深絞り性に優れた冷延鋼板、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板あるいは合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板を得ることができる。従って、例えば、ドア、フード、フェンダー等のパネル用内板、外板等の自動車部材に本発明を適用することにより、加工性の向上の他、燃費改善や車体軽量化のメリットを十分に享受することができることから、その社会的貢献は計り知れない。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】本発明の実施形態である深絞り性に優れた冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法について説明する図であり、ＯＤＦ（Ｃｒｙｓｔａｌｌｉｔｅ  Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ  Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ  Ｆｕｎｃｔｉｏｎ；φ２＝４５°断面）上の各結晶方位の位置を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下、本発明の実施形態である深絞り性に優れた冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法について説明する。なお、本実施形態は、本発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り本発明を限定するものではない。
【００１９】
本発明者等は、鋼板のｒ値を高める方位としてよく知られているγファイバー（｛１１１｝＜１１２＞〜｛１１１｝＜１１０＞方位群））、及び、それに近い方位のｒ値の異方性を調査し、γファイバーから少しずれた｛５５７｝＜９  １６  ５＞という方位が圧延方向のｒ値が低く、４５°方位と圧延直角方向のｒ値が高い方位であるのに対し、｛３３２｝＜１１０＞方位は圧延方向のｒ値が極めて高い方位であることから、γファイバー方位を高めるとともに、この二つの方位をバランス良く発達させることが、ｒ値の異方性を低減させ、かつ、平均のｒ値を高めるための最良の方法であることを見出した。また、この二つの方位をバランスよく発達させるためには、熱延時に適度な剪断変形を与えて｛５５７｝＜９  １６  ５＞の元となる初期方位を与えるとともに、熱延板粒径を大きくし、冷延中の｛３３２｝＜１１０＞の発達を促すことが重要であることを見出した。また、このような冷延鋼板を焼鈍する際に、Ｍｎ，Ｂ間の弱い相互作用を活用して回復を適度に抑制することによって、上述の二つの方位が再結晶しやすくなることを新たに見出したものである。
【００２０】
［冷延鋼鈑］
本発明の深絞り性に優れた冷延鋼鈑は、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００４５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．１０〜１．６％、Ｐ：０．０１〜０．１５％、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｔｉ：０．００２〜０．１５０％、Ｂ：０．０００２〜０．００１０％を、下記（１）式を満足するように含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成を有し、板厚１／４厚位置での｛３３２｝＜１１０＞方位のランダム強度比（Ａ）が３．０超、｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位のランダム強度比（Ｂ）及び｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比（Ｃ）が何れも７以上で、かつ、次式｛２．０≦（Ｂ）／（Ａ）＜５．０｝を満足するものである。
０．２＜（Ｍｎ（ｍａｓｓ％）−Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％））／（Ｂ（ｐｐｍ）−Ｂ＊（ｐｐｍ））≦０．５    ・・・・・（１）
但し、上記（１）式において、
Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％）＝５５Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２
Ｂ＊（ｐｐｍ）＝１０（Ｎ（ｍａｓｓ％）−１４Ｔｉ（ｍａｓｓ％）／４８）／１４×１００００
であり、Ｍｎ＊＜０、Ｂ＊＜０の場合は、Ｂ＊を０とする。
【００２１】
「鋼組成」
以下、本発明において鋼組成を限定する理由についてさらに詳しく説明する。なお、以下の説明においては、特に指定の無い限り、「％」は質量％を表すものとする。
【００２２】
（Ｃ：炭素）０．０００５〜０．００４５％
Ｃは、熱延鋼板内に固溶状態や粗大セメンタイトとして残存すると、冷延中に粒内に剪断帯を形成する他、焼鈍時の回復・再結晶を阻害し、ｒ値の異方性を大きくする｛１１０｝＜００１＞方位の発達や集合組織のランダム化を招くことから、含有量を０．００４５％以下とする。また、この観点からは、Ｃ量は０．００４％以下に制限することが望ましく、さらに望ましくは０．００３５％以下である。一方、Ｃ量を０．０００５％未満にするためには、真空脱ガス処理コストが大きくなりすぎることから、Ｃの下限は０．０００５％とする。
【００２３】
（Ｓｉ：シリコン）１．０％以下
Ｓｉは、その下限は規定しないが、脱酸元素であることから０．０１％以上含まれていることが望ましい。また、Ｓｉは、固溶強化により強度を増加させる元素であることから、用途に応じて１．０％を上限に添加する。Ｓｉを、１．０％を超えて添加することは、加工性の劣化を招くことから、この値を上限とする。また、Ｓｉの添加は、Ｓｉスケールと呼ばれる熱延中のスケール疵の原因となる他、めっきの密着性を低下させることから、０．８％以下とすることがより望ましい。また、この観点から、Ｓｉの含有量は、さらに望ましくは０．６％以下である。
【００２４】
（Ｍｎ：マンガン）０．１０〜１．６％
Ｍｎは、本発明において重要な元素である。Ｍｎは、Ｂと複合添加することによって冷延後の焼鈍中の回復を抑制する。このように、回復を抑制されたγファイバー方位の加工粒からは、｛５５７｝＜９  １６  ５＞が再結晶しやすく、４５°方向及び圧延直角方向のｒ値が向上する。そのため、本発明においては、Ｍｎは０．１０％以上添加する。また、この観点からは、Ｍｎを０．３％以上添加することが望ましい。
【００２５】
一方、Ｍｎを１．６％超添加すると、焼き入れ性が上がり、熱延板組織がベイネティックフェライト化し、冷延焼鈍後の｛３３２｝＜１１０＞方位が弱くなる。また、Ｂとの相互作用による焼鈍中の回復抑制効果が強すぎるため、｛５５７｝＜９  １６  ５＞方位が強くなりすぎる。そのため、本発明においては、Ｍｎの上限は１．６％とする。また、この観点からはＭｎは１．３％以下とすることがより望ましく、さらに望ましくは１．０％未満である。
【００２６】
（Ｐ：リン）０．０１〜０．１５％
Ｐは、その下限は限定しないが、安価に強度を向上させることが出来る元素であることから、０．０１％超添加することが望ましい。また、この観点からは、Ｐを０．０３％以上添加することがより望ましい。一方、Ｐを０．１５％以上添加することは、二次加工割れの原因となることから、０．１５％を上限とする。また、この観点からは、Ｐ量は０．１％以下にすることがより望ましく、さらに望ましくは０．０７％以下である。
【００２７】
（Ｓ：硫黄）０．０１０％以下
Ｓは、ＭｎＳを形成し、加工性の劣化を招くとともに、固溶Ｍｎ量を低減させることから、０．０１０％を上限とする。また、この観点からは、Ｓ量は、さらに望ましくは０．００８％以下とする。
【００２８】
（Ａｌ：アルミニウム）０．１０％以下
Ａｌは、脱酸調製剤であり、下限は特に限定しないが、脱酸作用の観点からは０．０１０％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌは変態点を著しく高める元素であり、０．１０％超を添加すると、γ域圧延が困難となるので、その上限を０．１０％とする。
【００２９】
（Ｎ：窒素）０．００６％以下
Ｎは、鋼中に含まれる不純物であり、下限は特に設定しないが、０．０００５％未満とすると製鋼コストが高くなることから、０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｎは高温でＴｉとＴｉＮを形成し、γ相での再結晶を抑制するが、ＴｉＮの量が増えすぎると加工性が劣化することから、上限は０．００６％とする。また、この観点からは、Ｎ量は０．００４０％、より好ましくは０．００２０％以下とする。なお、ＴｉＮのＴｉ等量（４８Ｔｉ／１４）以上のＮを添加すると、残存したＮがＢＮを形成し、固溶Ｂ量が低減して焼き入れ効果や回復抑制効果が低減することから、Ｎ量は４８Ｔｉ／１４以下とすることがさらに望ましい。
【００３０】
（Ｔｉ：チタン）０．００２〜０．１５０％
Ｔｉは、ｒ値の向上に寄与する重要な元素である。Ｔｉは、γ相高温域で窒化物を形成し、熱間圧延中での再結晶を抑制する。また、巻取中にＴｉＣとして析出することで固溶Ｃ量を低減させ、γファイバー方位の発達を促し、ｒ値を向上させる。さらに、Ｔｉは、高温でＴｉＮを形成することによって、ＢＮの析出が抑制されるため、固溶Ｂが確保され、Ｍｎとの相互作用により、ｒ値向上に好ましい集合組織の発達が促進される。この効果を得るためには、Ｔｉを０．００２％以上添加することが必要である。一方、Ｔｉを０．１５０％以上添加すると、加工性が著しく劣化することから、この値を上限とする。また、この観点からは、Ｔｉ量を０．１００％以下にすることが好ましく、さらに好ましくは０．０６０％以下である。
【００３１】
（Ｂ：ボロン）０．０００２〜０．００１０％
Ｂも、Ｔｉと同様、本発明において重要な元素である。Ｂは、Ｍｎと複合添加することによって冷延後の焼鈍中の回復を適度に遅延し、最適な集合組織形成に寄与する。この観点から、Ｂは、０．０００２％以上添加し、より望ましくは０．０００３％以上添加する。一方、０．００１％超のＢの添加は、焼き入れ性の向上により、熱延板組織がベイネティックフェライト化し、冷延焼鈍後の｛３３２｝＜１１３＞方位が弱くなる。また、Ｍｎとの相互作用により、回復を遅延させる効果が大きすぎるために、｛５５７｝＜９  １６  ５＞方位が発達しすぎる。このため、Ｂ量は０．００１％を上限とする。また、この観点からは、Ｂ量は０．０００８％以下とすることが望ましく、さらに望ましくは０．０００６％以下である。
【００３２】
（Ｍｎ量とＢ量の関係式）
次に、Ｍｎ量とＢ量の関係式である下記（１）式について詳細に説明する。
本発明では、ＭｎとＢは下記（１）式で表される関係を満足する範囲で添加することとする。
０．２＜（Ｍｎ（ｍａｓｓ％）−Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％））／（Ｂ（ｐｐｍ）−Ｂ＊（ｐｐｍ））≦０．５    ・・・・・（１）
但し、上記（１）式において、
Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％）＝５５Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２
Ｂ＊（ｐｐｍ）＝１０（Ｎ（ｍａｓｓ％）−１４Ｔｉ（ｍａｓｓ％）／４８）／１４×１００００
であり、Ｍｎ＊＜０、Ｂ＊＜０の場合は、Ｂ＊を０とする。
【００３３】
上記（１）式は、固溶Ｍｎ量と固溶Ｂ量の比を示すが、この値が、０．２以下では、ＭｎとＢの相互作用による回復の遅延が不十分となり、｛５５７｝＜９  １６  ５＞方位の減少を招くことから、この値を下限とする。また、この観点からは、上記（１）式で表される値は０．２５を下限とすることがより望ましい。一方、上記（１）式で表される値が０．５を超えても、特段の効果が得られないだけでなく、｛５５７｝＜９  １６  ５＞方位が強くなりすぎることから、この値を上限とする。また、この観点からは、上記（１）式で表される値は、より望ましくは０．４５以下、さらに望ましくは０．３５以下である。
【００３４】
（Ｎｂ：ニオブ）０．００５〜０．０４０％
本発明においては、上記の必須元素に加え、さらに、Ｎｂを所定範囲で添加することが、より望ましい。ここで、Ｎｂは、熱間圧延においてγ相を加工した際の再結晶を顕著に抑制し、γ相での加工集合組織の形成を顕著に促す。また、Ｎｂは、巻取中にＮｂＣを形成し、固溶Ｃを低減することによって深絞り性の向上に寄与する。この観点から、Ｎｂは０．００５％以上添加することが望ましく、０．０１５％以上添加することがより望ましい。しかしながら、Ｎｂの添加量が０．０４％を超えると、焼鈍時の再結晶が抑制され、深絞り性が劣化する。このため、Ｎｂ添加量の上限は０．０４％とする。また、この観点からは、Ｎｂの添加量は０．０３％以下とすることがより望ましく、さらに望ましくは０．０２５％以下である。
【００３５】
さらに、本発明においては、鋼特性を改善するための元素として、Ｍｏ，Ｃｒ，Ｗ，Ｃｕ，Ｎｉの内の１種又は２種以上を添加することがより望ましい。具体的には、用途に応じて、それぞれ、Ｍｏは０．００５〜０．５００％、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉは、それぞれ０．００５〜３．０００％の範囲で１種又は２種以上添加することが望ましい。
【００３６】
（Ｍｏ：モリブデン）０．００５〜０．５００％
Ｍｏは、焼入性を向上させるとともに、炭化物を形成して強度を高める効果を有する元素である。そのため、Ｍｏを添加する場合は、０．００５％以上添加することが望ましい。一方、Ｍｏの０．５％超での添加は、延性や溶接性を低下させる。以上の観点から、Ｍｏは、０．００５％以上、０．５００％以下の範囲で、必要に応じて添加することが望ましい。
【００３７】
（Ｃｒ：クロム）０．００５％〜３．０００％
Ｃｒも、焼入性を向上させるとともに、炭化物を形成して強度を高める効果を有する元素である。そのため、Ｃｒを添加する場合は、０．００５％以上添加することが望ましい。一方、Ｃｒの３．０００％超での添加は、延性や溶接性を低下させる。以上の観点から、Ｃｒは、０．００５％以上、３．０００％以下の範囲で、必要に応じて添加することが望ましい。
【００３８】
（Ｗ：タングステン）０．００５％〜３．０００％
Ｗも、焼入性を向上させるとともに、炭化物を形成して強度を高める効果を有する元素である。そのため、Ｗを添加する場合は、０．００５％以上添加することが望ましい。一方、Ｗの３．０００％超での添加は、延性や溶接性を低下させる。以上の観点から、Ｗは、０．００５％以上、３．０００％以下の範囲で、必要に応じて添加することが望ましい。
【００３９】
（Ｃｕ：銅）０．００５％〜３．０００％
Ｃｕは、鋼板強度を上げるとともに、耐食性やスケールの剥離性を向上させる元素である。そのため、Ｃｕを添加する場合は、０．００５％以上添加することが望ましい。一方、Ｃｕの３．０００％超での添加は表面疵の原因となるため、０．００５％以上、３.０００％以下の範囲で必要に応じて添加することが望ましい。
【００４０】
（Ｎｉ：ニッケル）０．００５％〜３．０００％
Ｎｉは、鋼板強度を上げるとともに、靭性を向上させる元素である。そのため、Ｎｉを添加する場合は、０．００５％以上添加することが望ましい。一方、Ｎｉの３．０００％超の添加は延性劣化の原因となるため、０．００５％以上、３．０００％以下の範囲で必要に応じて添加することが望ましい。
【００４１】
さらに、本発明においては、強度を高めたり、鋼板の材質を改善したりする効果を得るための元素として、さらに、Ｃａ、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｖ内の１種または２種以上を添加することが好ましい。
【００４２】
Ｃａ及びＲＥＭの添加量が０．０００５％未満、Ｖの添加量が０．００１％未満では、上記の十分な効果が得られないことがある。一方、Ｃａ及びＲＥＭの添加量が０．１０００％超、Ｖの添加量が０．１００％超になるように添加すると、延性を損なうことがある。従って、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｖを添加する場合には、それぞれ、Ｃａ：０．０００５〜０．１０００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．１０００％、Ｖ：０．００１〜０．１００％の範囲で添加することが好ましい。
【００４３】
また、本発明の鋼は、以上の元素の他にも、さらに、鋼特性を改善させるための元素を含んでいても良く、また、残部として、鉄を含むとともに、Ｓｎ、Ａｓなどの不可避的に混入する元素（不可避的不純物）も含んでいても良い。
【００４４】
「結晶方位」
次に、本発明の冷延鋼板において結晶方位を限定する理由について説明する。
本発明の冷延鋼板は、板厚１／４厚位置での｛３３２｝＜１１０＞方位のランダム強度比（Ａ）が３．０超、｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位のランダム強度比（Ｂ）及び｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比（Ｃ）が何れも７以上で、かつ、次式｛２．０≦（Ｂ）／（Ａ）＜５．０｝を満足するものとして規定されている。
【００４５】
図１に、本発明の冷延鋼板の結晶方位が表示されるφ２＝４５°断面のＯＤＦ（Ｃｒｙｓｔａｌｌｉｔｅ  Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ  Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ  Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）を示す。ここで、結晶の方位は、通常、板面に垂直な方位を［ｈｋｌ］又は｛ｈｋｌ｝、圧延方向に平行な方位を（ｕｖｗ）又は＜ｕｖｗ＞で表示する。｛ｈｋｌ｝、＜ｕｖｗ＞は、等価な面の総称であり、［ｈｋｌ］、（ｕｖｗ）は、個々の結晶面を指す。すなわち、本発明においては、ｂ．ｃ．ｃ．構造を対象としているため、例えば、（１１１）、（−１１１）、（１−１１）、（１１−１）、（−１−１１）、（−１１−１）、（１−１−１）、（−１−１−１）面は等価であり、区別がつかない。このような場合、これらの方位を総称して｛１１１｝と称する。
【００４６】
なお、ＯＤＦは、対称性の低い結晶構造の方位表示にも用いられるため、一般的には、φ１＝０〜３６０°、Φ＝０〜１８０°、φ２＝０〜３６０°で表現され、個々の方位が［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）で表示される。しかしながら、本発明では、対称性の高い体心立方晶を対象としているため、Φとφ２については０〜９０°の範囲で表現される。また、φ１は、計算を行う際に変形による対称性を考慮するか否かによって、その範囲が変わるが、本発明においては、対称性を考慮し、φ１＝０〜９０°で表記する、すなわち、本発明では、φ１＝０〜３６０°での同一方位の平均値を、０〜９０°のＯＤＦ上に表記する方式を選択する。この場合は、［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）と｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞は同義である。従って、例えば、図１に示した、φ２＝４５°断面におけるＯＤＦの（１１０）[１−１１]のランダム強度比は、｛１１０｝＜１１１＞方位のランダム強度比である。
【００４７】
ここで、｛３３２｝＜１１０＞方位、｛５５７｝＜９  １６  ５＞方位、及び｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比は、Ｘ線回折によって測定される｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち、複数の極点図を基に級数展開法で計算した、３次元集合組織を表す結晶方位分布関数（ＯＤＦ：Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ  Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ  Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）から求めればよい。なお、ランダム強度比とは、特定の方位への集積を持たない標準試料と供試材のＸ線強度を、同条件でＸ線回折法等によって測定し、得られた供試材のＸ線強度を標準試料のＸ線強度で除した数値である。
【００４８】
図１に示したように、本発明の冷延鋼板の結晶方位の一つである｛３３２｝＜１１０＞は、ＯＤＦ上では、φ１＝０°、Φ＝６５°、φ２＝４５°で表される。しかしながら、試験片加工や試料のセッティングに起因する測定誤差を生じることがあるため、｛３３２｝＜１１０＞方位のランダム強度比（Ａ）の値は、φ１＝０〜２°、Φ＝６３〜６７°の範囲内での最大のランダム強度比とし、その下限を３．０超とする。この値が３．０以下になると、特に圧延方向のｒ値が低下してしまうことから、この値を上限とする。また、この観点からは、ランダム強度比（Ａ）は３．５以上とすることがより望ましい。なお、ランダム強度比（Ａ）の値の上限は、後述する｛５５７｝＜９  １６  ５＞方位のランダム強度比との関係を満足する限り、特に限定しない。
【００４９】
また、｛５５７｝＜９  １６  ５＞方位は、ＯＤＦ上では、φ１＝２０°、Φ＝４５°、φ２＝４５°で表される。上述したように、本発明では、試験片加工等に起因する測定誤差を考え、｛５５７｝＜９  １６  ５＞方位のランダム強度比（Ｂ）の値は、図１中の斜線部で示したφ１＝１８〜２２°、Φ＝４３〜４７°の範囲内での最大ランダム強度比とし、その値の下限は７とする。この値が７未満では、ｒ値の下限を満足することが出来ない。また、この観点からは、ランダム強度比（Ｂ）の値は９以上であることがより望ましい。なお、ランダム強度比（Ｂ）の上限は設けないが、ランダム強度比が３０以上になることは、鋼板内の結晶粒の方位が全て揃っていること、すなわち単結晶になっていることを示し、ランダム強度比（Ａ）との関係を満足できなくなることから、３０未満とすることが望ましい。
【００５０】
また、｛１１１｝＜１１２＞方位は、ＯＤＦ上では、φ１＝９０°、Φ＝５５°、φ２＝４５°で表される。本発明では、上述したような、試験片加工等に起因する測定誤差を考え、｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比（Ｃ）の値は、図中の斜線部で示したφ１＝８８〜９０°、Φ＝５３〜５７°の範囲内での最大ランダム強度比とし、その値の下限は７とする。この値が７未満では、ｒ値の下限を満足することが出来ない。
【００５１】
また、｛３３２｝＜１１０＞方位のランダム強度比（Ａ）と｛５５７｝<９  １６  ５＞方位のランダム強度比（Ｂ）は、次式｛２．０≦（Ｂ）／（Ａ）＜５．０｝を満足することとする。この値が２．０未満では、４５°方向のｒ値が低下することから、これを下限とする。また、この観点からは、上記式で表される値が３．０以上であることがより好ましい。一方、この値が５．０超になると。圧延方向のｒ値が低下してしまうため、この観点からは、４．０以下とすることが望ましい。
【００５２】
なお、Ｘ線回折用試料の作製は、次のようにして行う。
まず、鋼板を機械研磨や化学研磨などによって板厚方向に所定の位置まで研磨し、バフ研磨によって鏡面に仕上げた後、電解研磨や化学研磨によって歪みを除去すると同時に、１／４板厚部が測定面となるように調整する。ここで、測定面を正確に所定の板厚位置にすることは困難であるので、目標とする位置を中心として、板厚に対して３％の範囲内が測定面となるように試料を作製すればよい。また、Ｘ線回折による測定が困難な場合には、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ  Ｐａｔｔｅｒｎ）法やＥＣＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｃｈａｎｎｅｌｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法により、統計的に十分な数の測定を行っても良い。
【００５３】
「製造方法」
次に、本発明の深絞り性に優れた冷延鋼板の製造条件の限定理由について詳しく述べる。
本発明の冷延鋼板の製造方法は、上述した深絞り性に優れた冷延鋼板を製造する方法であり、まず、上記化学成分を有する鋼片を１１５０℃以上に加熱し、次いで、仕上圧延の開始温度を１０００〜１１００℃として、下記（２）式で求められる（Ａ３変態温度−４０）℃以上、９６０℃以下の温度範囲で、下記（３）式で決定される形状比（Ｘ）が３．０〜４．２となる圧延を、少なくとも１パス以上行う。次いで、７００℃までを冷速４０℃／ｓ以下で冷却した後、５５０〜７００℃の温度範囲で巻き取り、次いで、酸洗を行った後、圧下率が５０〜９０％の冷間圧延を施す。そして、室温から６５０℃までの平均加熱速度２〜２０℃/ｓで、７００℃以上９００℃以下に加熱し、１秒以上保持する焼鈍を行う方法である。
Ａ３（℃）＝９３７．２−４７６．５Ｃ＋５６Ｓｉ−１９．７Ｍｎ−１６．３Ｃｕ−２６．６Ｎｉ−４．９Ｃｒ＋３８．１Ｍｏ＋１３６．３Ｔｉ−１９．１Ｎｂ＋１２４．８Ｖ＋１９８．４Ａｌ＋３３１５．０Ｂ    ・・・・・（２）
Ｘ（形状比）＝ｌｄ／ｈｍ    ・・・・・（３）
但し、上記（２）式において、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ．Ｎｂ，Ｖ，Ａｌ，Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。
また、上記（３）式において、
ｌｄ（熱延ロールと鋼鈑の接触弧長）：√（Ｌ×（ｈｉｎ−ｈｏｕｔ）／２）、
ｈｍ：（ｈｉｎ＋ｈｏｕｔ）／２、
であり、また、
Ｌ：ロール直径、
ｈｉｎ：圧延ロール入側の板厚、
ｈｏｕｔ：圧延ロール出側の板厚、
である。
なお、上記（２）式において、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖを意図的に添加しない鋼板については、これらの、含有率を０％として、上記（２）式を用いれば良い。
【００５４】
本発明の製造方法では、まず、鋼を常法により溶製、鋳造し、熱間圧延に供する鋼片を得る。この鋼片は、鋼塊を鍛造又は圧延したものでも良いが、生産性の観点から、連続鋳造により鋼片を製造することが好ましい。また、薄スラブキャスター等を用いて製造してもよい。
【００５５】
また、通常、鋼片は鋳造後、冷却し、熱間圧延を行うために、再度、加熱する。この場合、熱間圧延を行う際の鋼片の加熱温度は１１５０℃以上とする。これは、鋼片の加熱温度が１１５０℃未満であると、ＮｂやＴｉが十分に固溶せず、熱間圧延中にｒ値に適した集合組織の形成が阻害されるためである。また、鋼片を効率良く均一に加熱するという観点からも、加熱温度を１１５０℃以上とする。加熱温度の上限は規定しないが、１３００℃超に加熱すると、鋼板の結晶粒径が粗大になり、加工性を損なうことがある。なお、溶製した鋼を鋳造後、直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスを採用しても良い。
【００５６】
本発明において、仕上圧延の開始温度は重要であり、その温度範囲は１０００〜１１００℃とする。仕上圧延の開始温度が１１００℃超となると、仕上圧延の前段での圧延中の歪が十分蓄積されず、熱間圧延中に加工集合組織が発達しない。また、この観点からは、仕上圧延は１０５０℃以下で開始することがより望ましい。一方、１０００℃未満で圧延を開始すると、上記（２）式で求められる（Ａ３変態温度−４０）℃以上で熱間圧延を終了することが困難になるとともに、ｒ値を劣化させる方位が発達することから、１０００℃を下限とする。また、この観点からは、仕上圧延の開始温度は１０２０℃以上とすることがより望ましい。
【００５７】
また、本発明の冷延鋼板の製造方法においては、（Ａ３変態温度−４０）℃以上９６０℃以下の温度域で、上記（３）式で決定される形状比（Ｘ）が３．０〜４．２となる圧延を、少なくとも１パス以上行う。
【００５８】
（Ａ３変態温度−４０）℃未満で圧延が行われると、ｒ値を低下させる方位が発達することから、この温度を下限とする。一方、９６０℃以下の再結晶が抑制された温度域で適度なせん断変形が加えられないと、冷延再結晶焼鈍時に｛５５７｝＜９  １６  ５＞方位の核生成サイトとなる初期組織が形成されないことから、この温度を上限とする。また、この観点からは、上記圧延温度は９３０℃以下とすることが好ましい。
【００５９】
上記（３）式で決定される形状比が３．０未満では、十分なせん断変形が加わらないことから、この値を下限とする。一方、４．２以上の形状比で圧延を行うと、熱延板最表層に、冷延・焼鈍後にｒ値を低下させる方位が発達することから、この値を上限とする。なお、圧延ロールの直径Ｌは、室温で測定したものであり、熱延中の扁平を考慮する必要はない。また、各圧延ロールの入側の板厚ｈｉｎ、及び、出側の板厚ｈｏｕｔは、放射線等を用いてその場で測定してもよいし、圧延荷重より、変形抵抗等を考慮して計算で求めても良い。
【００６０】
次いで、上記熱延の終了後、７００℃まで４０℃／ｓ以下の冷速で冷却する。冷却時の到達温度が７００℃超で、冷却速度が４０℃／ｓ超になると、焼き入れ性が上がりすぎて熱延板組織がベイネティックフェライト化し、粒径も微細化することから、冷延・焼鈍後の｛３３２｝＜１１３＞の発達が不十分となり、ｒ値の異方性が大きくなる。一方、熱延板の冷却速度を２℃未満にコントロールすることは、製造への負荷が高く、生産性も低下させるが、格段の効果も得られないことから、この値を下限とする。
【００６１】
上記条件による冷却の後、５５０〜７００℃の温度範囲で巻き取る。巻取温度が５５０℃未満になると、ＴｉＣ又はＮｂＣが析出せず、固溶Ｃが残存し、ｒ値が低下する他、熱延板組織がベイネティックフェライト化し、粒径も小さくなることから、｛３３２｝＜１１３＞方位が減少する。そのため、上記範囲を巻取温度の下限とする。一方、巻取温度を７００℃超とすることは、製造上の負荷が高くなるとともに、特段の効果も得られないことから、この温度を上限とする。
【００６２】
次いで、上記のような方法で製造された熱延鋼鈑を酸洗後、５０〜９０％の範囲の圧下率で冷間圧延を施す。冷間圧延における圧下率を５０％未満にすることは、十分な冷延集合組織が発達せず、ｒ値が低下することから、この値を下限とする。また、この観点からは、冷間圧延における圧下率は６０％以上がより望ましく、さらに望ましくは６５％以上である。一方、圧下率が９０％超になると、冷延機への負荷が高くなるとともに、ｒ値の異方性を大きくする方位である｛１１０｝＜００１＞方位や、ｒ値の絶対値を下げる｛１００｝＜０１２＞方位の集積度が大きくなるため、この値を上限とする。また、この観点からは、冷間圧延における圧下率は８５％以下とすることがより望ましく、さらに望ましくは８０％以下である。
【００６３】
次いで、本発明の冷延鋼板の製造方法では、焼鈍を行うが、この際、室温から６５０℃までの平均加熱速度は２〜２０℃／ｓとする。この加熱速度が２℃／ｓ未満では、低温で再結晶が起こり、｛５５７｝＜９  １６  ５＞方位が弱くなることから、この値を下限とする。また、この観点からは、加熱速度を４℃／ｓ以上とすることがより望ましい。一方、加熱速度が２０℃／ｓを超えると、加熱中に再結晶が開始せず、｛１１２｝＜１１０＞方位が発達するために４５°方向のｒ値の低下を招く。また、この観点からは、加熱速度を１５℃／ｓ以下とすることがより望ましい。
【００６４】
本発明の冷延鋼板の製造方法では、上記加熱速度で６５０℃まで加熱した後、さらに、７００℃以上９００℃以下に加熱し、１秒以上行うこととする。焼鈍温度が７００℃以下では、冷延時の加工組織がそのまま残存するために成形性が著しく低下するため、この温度を焼鈍の下限値とする。一方、焼鈍温度が９００℃超となると、集合組織が破壊され、形状凍結性が劣化することから、これを上限とする。
【００６５】
なお、本発明の冷延鋼板の製造方法においては、上記条件による焼鈍の後、インライン又はオフラインで圧下率１０％以下の調質圧延を施しても良い。
【００６６】
［電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板］
本発明の深絞り性に優れた電気亜鉛系めっき冷延鋼板は、上記本発明の冷延鋼鈑の表面に、さらに、電気亜鉛系めっきが施されたものである。また、本発明の深絞り性に優れた溶融亜鉛めっき冷延鋼鈑は、上記本発明の深絞り性に優れた冷延鋼鈑の表面に、さらに、溶融亜鉛めっきが施されたものである。また、本発明の深絞り性に優れた合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板は、上記本発明の冷延鋼鈑の表面に、さらに、合金化溶融亜鉛めっきが施されたものである。このように、本発明においては、冷延鋼鈑の表面に、用途に応じて、電気亜鉛系めっき、溶融亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきを施してもよい。
【００６７】
本発明の電気亜鉛系めっき冷延鋼板の製造方法は、上記条件及び手順で製造した冷延鋼板の表面に、従来公知の方法で電気亜鉛系めっきを施す。また、本発明の溶融亜鉛めっき冷延鋼板（合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板）の製造方法は、上記条件及び手順で製造した冷延鋼板の表面に、従来公知の方法で溶融亜鉛めっきを施す。
この際、亜鉛めっきの組成としては、特に限定するものではなく、亜鉛のほか、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｎｉ等を必要に応じて添加しても構わない。
このような方法により、本発明の電気亜鉛系めっき冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき冷延鋼板が得られる。
【００６８】
そして、本発明の合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板を製造する場合には、上記方法で得られた本発明の溶融亜鉛めっき冷延鋼板に対し、さらに、４５０〜６００℃までの温度範囲で１０ｓ以上の熱処理を施すことで合金化処理を行う方法とすることができる。
【００６９】
上記の合金化処理（熱処理）は、４５０〜６００℃の範囲内で行う必要がある。この温度が４５０℃未満では、合金化が十分に進行しないという問題があり、また、６００℃以上では過度に合金化が進行し、めっき層が脆化するため、プレス等の加工によってめっきが剥離するなどの問題を誘発する。
【００７０】
また、合金化処理の時間は１０ｓ以上とする。合金化処理の時間が１０ｓ未満では、合金化が十分に進行しない。なお、合金化処理の時間の上限は特に規定しないが、通常、連続ラインに設置された熱処理設備によって行うため、３０００ｓを超えて行うと、生産性を損なうか、又は、設備投資が必要となり、製造コストが高くなることから、これを上限とすることが好ましい。
【００７１】
なお、本発明においては、上記の合金化処理に先立ち、製造設備の構成に応じて、予め、Ａｃ３変態温度以下の焼鈍を施してもよい。合金化処理の前に行う焼鈍の温度が上記温度域以下の温度であれば、集合組織にはほとんど変化を生じさせないことから、ｒ値の低下を抑えることが可能である。
また、本発明では、上述した調質圧延については、亜鉛めっき、合金化処理の後に行っても良い。
【００７２】
以上説明したような、本発明の深絞り性に優れた冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法によれば、上記構成により、圧延方向、圧延直角方向、及び４５°方向のｒ値が、何れも１．４以上で、かつ、平均ｒ値が１．６以上、Δｒが０.２以下で、ｒ値の面内異方性が小さく、深絞り性に優れた冷延鋼板、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板あるいは合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板を得ることができる。
従って、例えば、ドア、フード、フェンダー等のパネル用内板、外板等の自動車部材に本発明を適用することにより、加工性の向上の他、燃費改善や車体軽量化のメリットを十分に享受することができることから、その社会的貢献は計り知れない。
【実施例】
【００７３】
以下、本発明の深絞り性に優れた冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明するが、本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００７４】
本実施例においては、まず、下記表１に示す組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造し、この鋼片を加熱して、熱間で粗圧延を行った後、引き続いて、下記表２に示す条件で仕上圧延を行った。この仕上圧延のスタンドは全７段からなり、ロール径は６５０〜８３０ｍｍである。また、最終パス後の仕上板厚は２．３ｍｍ〜４．５ｍｍとした。さらに、下記表２において、ＳＲＴ［℃］は鋼片の加熱温度、Ｆ０Ｔ［℃］は仕上圧延の１パス目の入側温度、ＦＴ［℃］は仕上圧延の最終パス後、すなわち仕上出側の温度、冷却速度は仕上圧延終了後から７００℃までの平均冷却速度、ＣＴ［℃］は巻取温度を示す。また、形状比の欄は７パス目の形状比を示す。冷延率は、熱延板の板厚と冷延終了後の板厚との差を熱延板の板厚で除した値であり、百分率として示した。加熱速度は室温から６５０℃までの平均加熱速度を表す。
【００７５】
【表１】
2014028998.tif 000003
【００７６】
【表２】
2014028998.tif 000004
【００７７】
なお、表１の空欄は、分析値が検出限界未満であったことを意味する。また、表１中に示す（１）式は、Ｍｎ，Ｓ，Ｔｉ，Ｎ，Ｂの含有量（質量％）によって計算した、下記（１）式の中辺の値であり、表１中に示す（２）式は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ａｌ，Ｂの各元素の含有量（質量％）によって計算した、次式｛Ａ３変態温度（下記（２）式による）−４０｝℃の値である。
０．２＜（Ｍｎ（ｍａｓｓ％）−Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％））／（Ｂ（ｐｐｍ）−Ｂ＊（ｐｐｍ））≦０．５    ・・・・・（１）
但し、上記（１）式において、
Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％）＝５５Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２
Ｂ＊（ｐｐｍ）＝１０（Ｎ（ｍａｓｓ％）−１４Ｔｉ（ｍａｓｓ％）／４８）／１４×１００００
Ａ３（℃）＝９３７．２−４７６．５Ｃ＋５６Ｓｉ−１９．７Ｍｎ−１６．３Ｃｕ−２６．６Ｎｉ−４．９Ｃｒ＋３８．１Ｍｏ＋１３６．３Ｔｉ−１９．１Ｎｂ＋１２４．８Ｖ＋１９８．４Ａｌ＋３３１５．０Ｂ    ・・・・・（２）
【００７８】
ここで、Ｍｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒの含有量が不純物程度である場合、例えば、表１のＭｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒが空欄である場合には、これらの元素を「０」として上記（２）式を計算した。
【００７９】
また、得られた鋼板から圧延直角方向を長手方向として、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して行い、引張強度を測定した。
また、ｒ値は、圧延方向、４５°方向、圧延直角方向を長手として、引張試験と同様にＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、歪み量１５％で値を測定した。
【００８０】
また、鋼板の板厚１／４位置での｛３３２｝＜１１０＞，｛５５７｝＜９  １６  ７＞、｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比は、以下のようにして測定した。まず、鋼板を機械研磨及びバフ研磨した後、さらに電解研磨して歪みを除去し、１／４板厚部が測定面となるように調整した試料を用いてＸ線回折を行った。なお、特定の方位への集積を持たない標準試料のＸ線回折も同条件で行った。
次に、Ｘ線回折によって得られた｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図を基に、級数展開法でＯＤＦを得た。そして、このＯＤＦから、上記の方位のランダム強度比を決定した。
【００８１】
また、これらの鋼板のうち、冷延焼鈍後に電気亜鉛系めっきを施した場合は表２中に「電気」、溶融亜鉛めっきを施した場合は、表２中に「溶融」と表記し、さらに、溶融亜鉛めっき後に、５２０℃で１５秒保持する合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっきを施した場合は、「合金」と表記した。
なお、本実施例における電気亜鉛系めっき処理としては、Ｚｎ−Ｎｉめっき（Ｎｉ＝１１ｍａｓｓ％）を施した。
目付け量は、いずれも２０ｇ／ｍ２とした。
【００８２】
本実施例における結果を下記表３に示す。なお、表３中におけるｒ値の欄のＬは圧延方向、Ｄは圧延方向に対して４５°方向、Ｃは圧延直角方向をそれぞれ意味する。
【００８３】
【表３】
2014028998.tif 000005
【００８４】
表３に示す結果から明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で製造した本発明例（表１〜３の備考欄における本発明例）の場合には、圧延方向、４５°方向、圧延直角方向の何れの方向のｒ値も１．４以上、平均ｒ値が１．６以上、Δｒが０．２以下となっており、ｒ値の面内異方性が小さいことが確認できる。また、これら本発明例においては、全体的にＥｌが高く、深絞り性に優れていることが明らかである。
【００８５】
一方、製造Ｎｏ．３８〜４４は、化学成分が本発明の範囲外である鋼Ｎｏ．Ｐ〜Ｖを用いた比較例である。製造Ｎｏ．３８及びＮｏ．４１は、Ｓｉの添加量が高いか、又は、Ａｌの添加量が高いために、（２）式の値が９６０℃を超えてしまった場合である。製造Ｎｏ．３８の場合は、ＦＴが（２）式の値よりも低くなっているためにα域熱延となり、ｒ値を下げる｛１００｝＜０１２＞方位が発達するとともに、ランダム強度比（Ａ），（Ｃ）の値も低くなっていることから、圧延方向のｒ値が低下し、Δｒも満足できない。一方、製造Ｎｏ．４１は、（２）式の値よりも高い温度で熱延を終了しているが、９６０℃以下で剪断変形が加えられていないために、｛５５７｝＜９  １６  ５＞方位の発達が不十分であり、そのため、４５°方向のｒ値が低下している。
【００８６】
製造Ｎｏ.３９は、Ｂ添加量が多すぎる場合の例を示す。この場合、Ｍｎ，Ｂによる焼き入れ性や回復遅延効果が高すぎるために、｛５５７｝＜９  １６  ５＞方位が強くなりすぎるとともに、｛３３２｝＜１１０＞方位が弱くなるため、圧延方向のｒ値が低下する。
製造Ｎｏ．４０は、Ｃ添加量が高すぎる場合である。この場合、熱延に固溶Ｃが残存するために、ランダム強度比（Ａ），（Ｂ），（Ｃ）の何れの方位も発達が抑制される。
製造Ｎｏ．４２、はＭｎが高すぎて、Ｔｉが添加されていない場合の例である。この場合、固溶Ｃが残存するため、全体的に集合粗組織が弱くなるとともに、Ｍｎが高すぎるために焼き入れ性が高くなりすぎ、（３３２）＜１１０＞方位が低減するため、ｒ値の絶対値及びΔｒともに満足できない。
製造Ｎｏ．４３は、Ｂ量が少ない場合である。この場合、回復が抑制されないために、｛５５７｝＜９  １６  ５＞方位が弱く、４５°方向のｒ値が低下し、Δｒも満足出来ない。
製造Ｎｏ．４４は、Ｔｉ量が多すぎる場合である。この場合、回復・再結晶が著しく抑制されるために、焼鈍後も部分的に未再結晶粒が残存するため、加工性が低下している。また、ｒ値を劣化させる｛１１２｝＜１１０＞方位が残存し、｛３３２｝＜１１０＞が発達しないため、圧延方向のｒ値が劣化し、平均ｒ値、Δｒ値ともに満足できない。
【００８７】
鋼Ｎｏ．Ｃの比較例である製造Ｎｏ．７のように、熱延の最終パスの形状比が低すぎる場合、十分な剪断変形が導入されず、｛５５７｝＜９  １６５＞方位が弱いためにＢ／Ａを満足できないことから、圧延方向のｒ値が低下している。
鋼Ｎｏ．Ｅの比較例である製造Ｎｏ．１２のように、加熱温度が低く、十分なＦ０ＴやＦＴが確保できない場合、α域熱延となるために｛５５７｝＜９  １６５＞方位は強くなるが、｛３３２｝＜１１０＞，｛１１１｝＜１１２＞方位が弱くなるため、圧延方向のｒ値が低下し、異方性が大きくなっている。
【００８８】
鋼Ｎｏ．Ｆの比較例である製造Ｎｏ．１５のように、焼鈍温度が高すぎる場合、γ域焼鈍となってしまうために集合組織が弱くなり、ｒ値が低下している。
鋼Ｎｏ．Ｇの比較例である製造Ｎｏ．１８のように、Ｆ０Ｔが高すぎる場合、｛３３２｝＜１１０＞方位が｛５５７｝＜９  １６  ５＞方位に比較して強くなりすぎるために、４５°方向のｒ値が低下し、Δｒが大きくなっている。
【００８９】
鋼Ｎｏ．Ｈの比較例である製造Ｎｏ．２０のように、熱延後の冷却速度が速く、冷延率が低い場合、｛３３２｝＜１１０＞方位が弱くなるとともに、｛５５７｝＜９  １６  ５＞，｛１１１｝＜１１２＞方位が弱くなるために、ｒ値が全体的に低下するが、特に圧延方向のｒ値が低くなっている。
鋼Ｎｏ．Ｉの比較例である製造Ｎｏ．２３のように、巻取温度が低すぎる場合、熱延板に固溶Ｃが残存するために｛５５７｝＜９  １６  ５＞、｛１１１｝＜１１２＞方位が十分に発達しないために、ｒ値が低下している。
鋼Ｎｏ．Ｋの比較例である製造Ｎｏ．２７のように、冷間圧延率が高くなりすぎると、（｛５５７｝＜９  １６  ５＞）方位は強くなるが、｛３３２｝＜１１０＞，｛１１１｝＜１１２＞方位が弱くなるため、ｒ値が確保出来ない結果となった。
【００９０】
鋼Ｎｏ．Ｍの比較例である製造Ｎｏ．３１のように、焼鈍時の加熱速度が速すぎると、｛１１２｝＜１１０＞方位が強くなり｛５５７｝＜９  １６  ５＞方位が弱くなることから、圧延方向及び圧延直角方向のｒ値が低下している。
鋼Ｎｏ．Ｎの比較例である製造Ｎｏ．３４のように、焼鈍温度が低すぎると、再結晶が十分に進行せず、未再結晶が残存するために延性が低下するとともに、圧延方向と圧延直角方向のｒ値が劣化している。
鋼Ｎｏ．Ｏの比較例である製造Ｎｏ．３７のように、形状比が高すぎる場合、冷延焼鈍後に｛３３２｝＜１１０＞方位が弱くなり｛５５７｝＜９  １６  ５＞方位が強くなることから、圧延方向のｒ値が低下している。
【００９１】
以上説明した実施例の結果より、本発明により、深絞り性に優れた冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板が実現可能となることが明らかである。
【産業上の利用可能性】
【００９２】
本発明の深絞り性に優れた冷延鋼板は、例えば、自動車、家庭電気製品、建物等に使用される。また、本発明の深絞り性に優れた冷延鋼板は、表面処理をしない狭義の冷延鋼板と、防錆のために溶融Ｚｎめっき、合金化溶融Ｚｎめっき、電気亜鉛系めっきなどの表面処理を施した広義の冷延鋼板を含む。この表面処理には、アルミ系のめっき、各種めっき鋼板の表面への有機皮膜、無機皮膜の形成、塗装、それらを組み合わせた処理も含まれる。そして、本発明の冷延鋼板は、面内に異方性が少なく、かつ高いｒ値を有するため、従来の鋼板よりも複雑な形状でのプレスが可能となり、自動車の高機能化が可能になるとともに、これまで軟鋼しか適用できなかった部品に適用することで、板厚を減少させること、すなわち軽量化が可能になり、地球環境保全に寄与できることから、その社会的貢献は計り知れない。
【図１】
2014028998.tif 000006
【手続補正書】
【提出日】平成25年5月30日(2013.5.30)
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００９
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０００９】
【特許文献１】特開平５―２４７５４０号公報
【特許文献２】特開２０００−９６１８３号公報（特願平１０−２７０７６８）
【特許文献３】特開２００５−１５８８２号公報
【特許文献４】特開平６−２０６９号公報
【特許文献５】特開平１１−３２３４７６号公報