JP3266317B2 - 深絞り性に優れた高張力冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、主として自動車用な
どで、比較的厳しい加工が施される用途に供して好適
な、高張力鋼板及びその製造方法に関する。かかる高張
力鋼板は、例えば自動車用鋼板として、必要とする強度
を確保した上で板厚を軽減させて車体重量の軽減とそれ
に伴う燃費の軽減を図るために、また各部材の強度をよ
り向上させて信頼性・安全性の向上を図るために有用で
ある。かくして地球環境の保全やパッシブ・セーフティ
ーの向上の機運が高まる昨今において、極めて注目され
ている。

【０００２】

【従来の技術】従来、優れた成形性を有する冷延鋼板と
して、例えば特開昭56-139654 号公報等に記載があるよ
うに、極低炭素鋼をベースとして、加工性、時効性を改
善するために炭窒化物形成成分であるTi，Nb等を含有さ
せ、さらにＰ等の強化成分を、加工性を害しない範囲で
含有させて高強度化を図った鋼板が数多く提案されてい
る。しかしながら、これらの鋼板の強度は、引張強度
（T.S.）で高々40kgf/mm²であって、高強度化には限界
があった。そこでかかる鋼板をさらに高強度化すべく、
例えば特開昭59-193221 号公報には、さらにSiを含有さ
せた冷延鋼板について提案があるが、この鋼板では、Si
の多量含有に由来する別の問題、すなわち主として表面
性状の問題（例えば化成処理性の劣化、めっき性の劣
化）が避け難く、目的とする自動車用鋼板としては、到
底使用に耐え得ない。また強化成分としてＰを多量に含
有させた成分系の鋼板についても、耐２次加工ぜい性が
劣化する等の問題点があった。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】この発明では、自動車
用等に用いられる高張力鋼板として特に引張強度が40kg
f/mm² を超えるものを主たる開発目的とする。このよう
な高張力鋼板では、当然のことながら加工性（機械的特
性）のみならず、めっき性さらには耐２次加工ぜい性
等、その使途において要求される全ての特性を満たすこ
とが必須要件である。これらの特性には、互いに相反す
るものもあるが、他方の特性が従来の鋼板に比して劣る
ことなしに、一段と良好な特性が要求されるのである。
このような鋼板の使用目的が、薄肉化による自動車等の
軽量化であるため、強度を向上させる場合に劣化し勝ち
な耐２次加工ぜい性は、その他の特性と比べても極めて
過酷な条件を満足することが要求される。

【０００４】そこでこの発明は、上記の条件を悉く満足
する、深絞り性に優れた高張力冷延鋼板及びその有利な
製造方法を提案することをその目的とする。また電気・
溶融めっき鋼板への適用も当然可能である。

【０００５】

【課題を解決するための手段】この発明の骨子は、 加工性を向上させるべく、Ｃ量を0.0005〜0.0050wt％
に調整した極低炭素鋼を基本成分とし、Ｐ，Si，Ｐ及び
Mnの含有、より好ましくはさらにMoの含有で強度を上昇
させ、 耐２次加工ぜい性の確保のために、比較的多量のＢを
含有し、 Ti含有量を従来より少なめに抑えることで、必要以上
に鋼中に不純物相を介在させないことで、さらなる加工
性の向上を図り、 Ti、Nbの複合含有により、さらに高いｒ値を得る ものである。これは、合金成分の含有量が少ない従来の
鋼では得られない知見である。

【０００６】また製造工程においては、上記の組成にな
る成分鋼に対して、熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍を、各
工程間にわたる加熱，冷却条件を含めて適正に行うもの
である。

【０００７】すなわちこの発明は、Ｃ：0.0005〜0.0050
wt％（以下単に％で示す）、Si：0.45〜1.50％、Mn：1.
25〜3.50％、Ti：0.015 〜0.100 ％、Nb：0.003 〜0.01
0 ％、Ｂ：0.0015〜0.0050％、Al：0.001 〜0.100 ％、
Ｐ：0.043 〜0.150 ％、Ｓ：0.010 ％以下及びＮ：0.00
50％以下を、上記Si，Mn及びＰの各含有量［％Si］,
［％Mn］及び［％Ｐ］が次式

【数５】 Ａ＝100 ×［％Ｐ］＋80×［％Si］−60×［％Mn］ で算出するＡ値にて −50≦Ａ≦０ を満足する条件で含有し、残部はFeおよび不可避的不純
物の組成になり、かつフェライト単相組織になる深絞り
性に優れた高張力冷延鋼板（第１発明）である。

【０００８】またこの発明は、Ｃ：0.0005〜0.0050％、
Si：0.45〜1.50％、Mn：1.25〜3.50％、Ti：0.015 〜0.
100 ％、Nb：0.003 〜0.010 ％、Ｂ：0.0015〜0.0050
％、Al：0.001 〜0.100 ％、Ｐ：0.043 〜0.150 ％、
Ｓ：0.010 ％以下及びＮ：0.0050％以下を、上記Si，Mn
及びＰの各含有量［％Si］, ［％Mn］及び［％Ｐ］が次
式

【数６】 Ａ＝100 ×［％Ｐ］＋80×［％Si］−60×［％Mn］ で算出するＡ値にて −50≦Ａ≦０ を満足する条件で含有し、残部はFeおよび不可避的不純
物の組成になる鋼スラブを、連続鋳造後は300 ℃以下に
降温させることなく1150〜1300℃に加熱して熱間圧延を
施し、800 〜1000℃の温度範囲で仕上圧延を終了するこ
と、仕上圧延終了から３秒以内に水冷を開始し、引き続
き冷却速度30℃／ｓ以上で冷却して500 〜680 ℃で巻取
った後、酸洗すること、次いで圧下率65％以上の冷間圧
延を施すこと、さらに800 〜900 ℃の焼鈍を行うこと、
引き続き冷却速度20℃／秒以上で400 ℃以下の温度域ま
で急冷することからなる深絞り性に優れた高張力冷延鋼
板の製造方法（第２発明）である。

【０００９】さらにこの発明は、第１発明、第２発明の
それぞれの成分組成に加えて、Mo：0.0150〜0.5000％を
含有するもの（第３発明、第４発明）である。

【００１０】

【作用】まずこの発明の解明経緯について説明する。発
明者らは、鋼板の引張強さを40kgf/mm² 超〜55kgf/mm²
にすべく、極低炭素鋼をベースに種々の検討を重ね、そ
の結果、固溶Ｃを適正量残留させた上でＢを含有させる
ことで耐２次加工ぜい性等の特性が改善されること、ま
た比較的多量のＰを含有させることで、強化成分として
含有させるSiによる表面諸特性の劣化を最小限に抑制で
きることを見出した。また、Si，Mn及びＰの含有量の組
み合わせを所定範囲内に制御することで従来の鋼種に比
して極めて良好な材質が得られることも併せて見出し、
この発明に至ったのである。

【００１１】以下、この発明で成分組成範囲及び製造工
程について限定した理由について述べる。

【００１２】Ｃ：0.0005〜0.0050％ Ｃ含有量は、伸び及びｒ値の向上の観点から低減させる
ことが望ましいが、0.0005％よりも少ない場合は、耐２
次加工ぜい性の劣化や溶接部（溶接熱影響部）の強度低
下をもたらし好ましくない。また工業的にも0.0005％よ
りも低減するのはコスト的に見合わない。一方Ｃ含有量
が0.0050％を超える場合は、当量のTi，Nbを含有させて
も顕著な材質（特に延性）改善効果が得られないし、製
鋼工程熱延その他の製造過程において不都合を生じるお
それが著しいので好ましくない。したがってＣ含有量は
0.0005〜0.0050％の範囲に限定した。

【００１３】Si：0.45〜1.50％ Si含有量としては、まず十分な強化効果が得られる限度
として0.45％を下限とした。Si含有量は、基本的には目
標とする引張強度のレベルに応じて調節すればよいが、
1.50％を超えて含有させた場合には、熱延母板が顕著に
硬化するために冷延性が劣化することに加えて、化成処
理性などの劣化も顕著になる。さらに種々の内部欠陥も
増加する傾向にあって好ましくない。したがってSi含有
量の上限を1.50％とした。

【００１４】Mn：1.25〜3.50％ Mnは、単独にて含有させた場合には、冷延焼鈍後の機械
的特性、特にｒ値を劣化させるが、他成分と併用し、1.
25〜3.50％の範囲でかつ後述する相関式を満足させて含
有させた場合には、材質の顕著な劣化を伴うことなく強
度の上昇を図ることができる。ここにMn含有量が1.25％
に満たないと十分な強化を図ることができず、一方3.50
％を超えると鋼板が著しく硬化する結果、冷延工程で大
きな困難をきたす。したがってMn含有量は、1.25〜3.50
％の範囲に限定した。

【００１５】Ti：0.015 〜0.100 ％ Tiは、ｒ値の向上を図るために必須の成分である。Tiの
0.015 ％の含有でｒ値の改善効果が顕著になるが、0.10
0 ％を超えて含有させてもその効果は飽和することに加
えて、表面処理性の劣化が顕著となる。また、詳細な機
構は不明であるが、0.100 ％を超えてTiを含有させた場
合、ｒ値、El. の低下が著しいことも判明した。したが
ってTi含有量の下限は0.015 ％に、上限は0.100 ％にそ
れぞれ限定した。なお、上記効果がこの発明の如く、
Ｐ、Si、Mnを比較的多量に複合含有させた場合に特に顕
著であることを、この発明で初めて知見したのである。

【００１６】Nb：0.003 〜0.010 ％ Nbを、0.003 ％以上含有させることで、Tiの単独含有の
場合に比べてより高いｒ値を得ることができる。また、
Nbの含有により、焼鈍時の異常な粒成長を抑制する効果
があり、均一かつ微細な鋼板組織を得るために有利であ
る。また表面性状の改善に対しても効果がある。しか
し、Nbを0.010 ％を超えて含有させた場合は、耐２次加
工ぜい性が劣化するし、延性（El) ｒ値を始めとする加
工性も劣化する傾向を示す。またNb含有量が0.003 ％に
満たないとその効果が得られない。したがってNb含有量
は、0.003 〜0.010 ％に限定した。

【００１７】Ｂ：0.0015〜0.0050％ Ｂは、この発明において重要な成分の一つである。従来
の公知文献によれば、Ｂの含有は鋼の２次加工ぜい性に
絶大な効果を発揮することが報告されているが、同時に
材質（主としてｒ値）の劣化も避けられないため、含有
量の最適な範囲としては、0.0005〜0.0010％であると言
われていた。しかし、この発明で述べるSi，Mn，Ｐの複
合含有鋼においては、上記の範囲のＢ含有量では十分な
２次加工ぜい性の改善効果が得られないことが判明した
のである。すなわち、詳細な機構は不明であるが、Si、
Mn、Ｐを多量に複合含有させた場合には、各々を単独含
有させた場合よりも顕著に劣化することを知見したので
ある。そこでSi，Mn，Ｐの含有量のバランスと、含有さ
せるＢ量を種々に変化させて、機械的特性と耐２次加工
ぜい性について調査したところ、Ｂを0.0015％以上含有
させることで、実用上問題のないレベルまで耐２次加工
ぜい性を改善できることが明らかとなった。しかしこの
効果は0.0050％で飽和し、焼鈍条件によっては却って加
工性の低下を招くうれいがある。また熱延母板も顕著に
硬化する。したがってＢ含有量は、0.0015〜0.0050％に
限定した。

【００１８】Al：0.001 〜0.100 ％ Alもこの発明において重要な成分の一つである。Alは鋼
の清浄化に有効であり、製鋼プロセス上の理由で一応の
下限は0.001 ％であるが、介在物の除去が十分であれ
ば、実質的にAl無含有鋼であっても特性の劣化はないも
のと推定される。しかし、0.100 ％を超えて含有させた
場合には、表面性状の劣化につながるために上限は0.10
0 ％に限定した。

【００１９】Ｐ：0.043 〜0.150 ％ Ｐの含有はこの発明において極めて重要な意味を持つ。
すなわち本発明の成分鋼ではＰを含有させることによ
り、詳細な機構は不明であるが、強度が増加しながら、
さらに加工性（主としてｒ値）が顕著に向上することが
判明したのである。この効果は、0.043 ％以上の含有で
顕著である。またＰを0.150 ％を超えて含有させた場合
には、凝固時の偏析が極めて強固になる結果、強度の増
加が飽和することに加えて、加工性の劣化も招き、さら
に耐２次加工ぜい性についても大幅な劣化を招いて実質
上、使用に耐えない水準にまで劣化する。したがって上
限を0.150 ％とした。

【００２０】Ｓ：0.010 ％以下 Ｓは、この発明においてできるだけ低減したい成分であ
る。Ｓ量を低減することにより、鋼中の析出物が減少し
て加工性が向上すること及びＣを固定する有効なTi量が
向上することに寄与する。このような効果は、Ｓ含有量
を0.010 ％以下とすることで得られる。

【００２１】Ｎ：0.0050％以下 Ｎは、この発明においてできるだけ低減したい成分であ
る。Ｎ量を低減することにより、材質（特に延性、ｒ
値）の向上が期待できる。しかし0.0050％以下に低減す
ることでほぼ満足し得る効果が得られることに加え、さ
らなる低減はコストアップ要因となることから上限を0.
0050％とした。

【００２２】Mo：0.0150〜0.5000％ 第３発明、第４発明においては、Moを0.0150〜0.5000％
の範囲で含有させる。Moは、強度を向上させるために有
効な成分であるが、その含有量が0.0150％に満たない
と、目標とする強度の上昇効果が得られない不利があ
り、一方0.5000％を超えると、熱延母板が顕著に硬質化
する結果、冷延が困難になるという不都合が生じる。し
たがってMo含有量は0.0150〜0.5000％の範囲とした。

【００２３】上記Si，Mn及びＰについては、さらにその
各含有量［％Si］, ［％Mn 及び［％Ｐ］が次式

【数７】 Ａ＝100 ×［％Ｐ］＋80×［％Si］−60×［％Mn］ で算出するＡ値にて −50≦Ａ≦０を満足する含有量であることが必要であ
る。この条件を満足する範囲で各成分を 含有させることにより、その詳細な機構は不明である
が、所要の高張力が得られ、なおかつｒ値がほとんど劣
化せずに、高強度で高いｒ値の鋼板を製造することがで
きる。図１に、鋼板の平均ｒ値に及ぼすＡ値の影響を調
べたグラフを示す。この鋼板は、Si量，Mn量及びＰ量を
変化させた種々の連鋳スラブを1170〜1270℃（連続鋳造
後は350 ℃以上に保持）に加熱した後、仕上圧延温度：
900 ℃の熱間圧延を施し、仕上圧延後２秒以内に急冷開
始して、冷却速度約35℃／秒で冷却して550 ℃で巻取
り、次いで圧下率73％の冷間圧延を施して板厚0.8 mmと
した後、850 ℃、約20秒の短時間焼鈍を行い、引き続き
冷却速度25℃／秒で350 ℃まで冷却して製造したもので
ある。図１から明らかに、Ａ値を−50≦Ａ≦０の範囲に
保つことで、高いｒ値の鋼板を製造できることがわか
る。

【００２４】以上のような成分組成範囲になるこの発明
の冷延鋼板は、組織がフェライト単相組織である。

【００２５】次いでこの発明の冷延鋼板の好適な製造方
法における各製造条件の限定理由について述べる。 ・スラブ加熱温度：1150〜1300℃ 熱間圧延に先立つ連続鋳造スラブの加熱温度が1150℃に
満たないと、後述するような十分に高い熱延仕上温度を
確保することが困難である。ただし、この熱延温度が確
保されれば、スラブ加熱温度はより低下させることが材
質の観点から有利である。とは言うものの熱延時の負荷
も増大することから、現状の設備を前提として1150℃を
下限とする。一方スラブ加熱温度が1300℃を超えると最
終的に鋼板表面の性状が顕著に劣化する。したがって上
限を1300℃とした。またこの発明の鋼では、スラブの低
温じん性が劣化しているため、スラブ加熱炉に装入する
までの間は300 ℃以下に降温させることを避ける必要が
ある。このことは組織の均一化にも寄与する。

【００２６】・仕上圧延温度：800 〜1000℃ 仕上圧延温度は、冷延・焼鈍後のｒ値代表される加工性
を良好にするためには、低くとも800 ℃が必要である。
800 ℃に満たない温度で熱延された場合は、熱延板にお
ける圧延組織の残存が顕著となり、最終的に加工性に望
ましくない集合組織が形成されるので好ましくない。一
方、仕上圧延温度が1000℃を超える場合は、圧延装置の
ロール損傷が大きくなり、実際の製造に大きな障害とな
る。さらに集合組織の観点でも不利である。したがって
熱間圧延の仕上圧延温度は、800〜1000℃の範囲とし
た。

【００２７】・熱間圧延後の冷却条件 熱間圧延後の冷却は、仕上圧延終了から３秒以内に水冷
を開始し、引き続き冷却速度30℃／ｓ以上で、次に述べ
る500 〜680 ℃の巻取温度まで冷却する必要がある。仕
上圧延終了から３秒を超える時間を空冷した場合は、結
晶粒の粗大化が顕著に進行し、鋼板の強度のみならずｒ
値をはじめとする加工性の劣化を招く。また、引き続い
て冷却速度30℃／ｓ以上で急冷を続けないと、同様の現
象がおこり、さらに変態の機構が変化するためか、最終
的な材質、特にｒ値が劣化する。

【００２８】・巻取温度：500 〜680 ℃ 巻き取り温度が500 ℃に満たないと、冷却の不均一によ
って板形状の乱れを生じ、さらに熱延母板が硬質化する
こととあわせて次工程の酸洗、冷間圧延に支障を来す。
さらに材質的な見地からは、TiＣの析出が過度に抑制さ
れるためと考えられるが、材質の劣化を来す。一方巻き
取り温度が680 ℃を超えると、詳細な機構は不明である
がTiのりん化物が形成し、材質の劣化を招くのみなら
ず、スケール厚みの増大に伴う酸洗性の劣化も顕著にな
る。さらにSi等の表面濃化に伴う種々の問題も顕在化し
てくる。したがって巻き取り温度は、500 〜680 ℃の範
囲とした。

【００２９】・冷延圧下率：65％以上 酸洗後の冷延圧下率は、65％以上に限定する。65％に満
たないと十分な深絞り性が得られない。望ましくは80％
以上である。

【００３０】・焼鈍条件 焼鈍条件は、再結晶が完了し、良好な材質が得られる最
低限の温度として800℃が規定される。一方、徒に高温
の焼鈍を行った場合、T.S.が低下し目標とする高強度が
得難いばかりでなく、添加成分（例えばSi，Al等）の表
面濃化が顕著になるので化成処理性をはじめとする各種
の表面処理性が劣化する。これらのことを勘案して、許
容できる上限として900 ℃に限定する。なおこの焼鈍で
の均熱時間については、特に限定するものではないが、
20〜180 s 程度である。この均熱時間が 20s程度に満た
ないと条件によっては安定して再結晶が完了しない不利
があり、一方180s程度を超えると表面性状の劣化を招き
やすいという不都合を生じるうれいがある。

【００３１】・冷却条件 上述した焼鈍における温度から400 ℃までの冷却速度を
20℃／秒以上とする。冷却速度が20℃／秒に満たない
と、耐２次加工ぜい性が劣化する。また、かかる冷却を
400 ℃以下まで急冷しない場合も、同様に耐２次加工ぜ
い性が劣化する。なおこのような急冷を行うことより、
若干のT.S.の向上が、延性やｒ値の劣化を伴うことなし
に図られる。このパターンが満足されれば本鋼板は溶融
亜鉛、Alめっき鋼板としても適用可能である。

【００３２】

【実施例】

実施例１ 表１，表２に示す種々の成分組成になる鋼を、転炉にて
溶製し、以下に示す条件で板厚0.7 mmの冷延鋼板を製造
してその機械的特性を調査した。成分等に付したアンダ
ーラインは本発明範囲外を示す。

【００３３】

【表１】

【００３４】

【表２】

【００３５】スラブ加熱温度：1220〜1280℃（連続鋳造
後は350 ℃以上に保持） 仕上圧延温度：850 〜880 ℃ 冷却条件：仕上圧延後３秒以内に急冷開始、約40℃／秒
で冷却 巻取り温度：520 ℃ 冷延圧下率：78％ 焼鈍条件：840 ℃、30秒均熱 冷却条件：焼鈍温度から冷却速度25℃／秒で350 ℃まで
冷却

【００３６】得られた冷延鋼板の引張特性は、JIS 5 号
引張試験片を用いて、通常の試験法で評価した。また、
耐２次加工ぜい性については、絞り比2.0 で絞り抜いた
コニカルカップをフランジカットした後、種々の温度に
て５kgの重りを80cmの高さから落として衝撃荷重を与
え、ぜい性的な割れを生じる上限温度で評価した。この
温度が概ね−45℃以下であれば、通常の使用環境で問題
のないレベルと判断できる。かくして得られた結果を表
３，表４に示す。

【００３７】

【表３】

【００３８】

【表４】

【００３９】表３，表４から明らかなように、この発明
に従う実施例は、比較例に比べて優れたEl. （延性）と
高いｒ値を有する、良加工性高張力鋼板であることがわ
かる。また、耐２次加工ぜい性についても、そのぜい化
温度が−50℃以下と良好である。なお実施例の鋼板は、
いずれもポリゴナルフェライト単相組織であった。

【００４０】実施例２ 表５に示す成分の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造後、350
〜400 ℃に保持して表６に示す種々の製造条件で実機設
備による製造して板厚0.75mmの冷延鋼板を得た。これら
の鋼板に各種の試験を行い、諸特性を調査した。かくし
て得られた結果を表６に併記する。

【００４１】

【表５】

【００４２】

【表６】

【００４３】表６から明らかなように、この発明の条件
で製造した適合例が比較例よりも良好な特性を有してい
る。また、これらの鋼板について化成処理性及び電気め
っきのめっき密着性を行ったところ、従来の自動車用冷
延鋼板とほぼ同等のレベルであった。

【００４４】

【発明の効果】この発明の冷延鋼板は、高強度でありな
がら、優れた深絞り性及び耐２次加工ぜい性をも兼ね備
えることにより、自動車などの使途において特に有用で
ある。

【図面の簡単な説明】

【図１】図１は、鋼板の平均ｒ値に及ぼすＡ値の影響を
調べたグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平２−173247（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−310924（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−257142（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−32519（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 301 C22C 38/12

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃ：0.0005〜0.0050wt％、 Si：0.45〜1.50wt％、 Mn：1.25〜3.50wt％、 Ti：0.015 〜0.100 wt％、 Nb：0.003 〜0.010 wt％、 Ｂ：0.0015〜0.0050wt％、 Al：0.001 〜0.100 wt％、 Ｐ：0.043 〜0.150 wt％、 Ｓ：0.010 wt％以下及び Ｎ：0.0050wt％以下 を、上記Si，Mn及びＰの各含有量［％Si］, ［％Mn］及
   び［％Ｐ］が次式 【数１】 Ａ＝100 ×［％Ｐ］＋80×［％Si］−60×［％Mn］ で算出するＡ値にて −50≦Ａ≦０ を満足する条件で含有し、残部はFeおよび不可避的不純
   物の組成になり、かつフェライト単相組織になる深絞り
   性に優れた高張力冷延鋼板。
2. 【請求項２】 Ｃ：0.0005〜0.0050wt％、 Si：0.45〜1.50wt％、 Mn：1.25〜3.50wt％、 Ti：0.015 〜0.100 wt％、 Nb：0.003 〜0.010 wt％、 Ｂ：0.0015〜0.0050wt％、 Al：0.001 〜0.100 wt％、 Ｐ：0.043 〜0.150 wt％、 Ｓ：0.010 wt％以下及び Ｎ：0.0050wt％以下 を、上記Si，Mn及びＰの各含有量［％Si］, ［％Mn］及
   び［％Ｐ］が次式 【数２】 Ａ＝100 ×［％Ｐ］＋80×［％Si］−60×［％Mn］ で算出するＡ値にて −50≦Ａ≦０ を満足する条件で含有し、残部はFeおよび不可避的不純
   物の組成になる鋼スラブを、 連続鋳造後は300 ℃以下に降温させることなく1150〜13
   00℃に加熱して熱間圧延を施し、800 〜1000℃の温度範
   囲で仕上圧延を終了すること、 仕上圧延終了から３秒以内に水冷を開始し、引き続き冷
   却速度30℃／ｓ以上で冷却して500 〜680 ℃で巻取った
   後、酸洗すること、 次いで圧下率65％以上の冷間圧延を施すこと、 さらに800 〜900 ℃の焼鈍を行うこと、 引き続き冷却速度20℃／秒以上で400 ℃以下の温度域ま
   で急冷することからなる深絞り性に優れた高張力冷延鋼
   板の製造方法。
3. 【請求項３】 Ｃ：0.0005〜0.0050wt％、 Si：0.45〜1.50wt％、 Mn：1.25〜3.50wt％、 Mo：0.0150〜0.5000wt％、 Ti：0.015 〜0.100 wt％、 Nb：0.003 〜0.010 wt％、 Ｂ：0.0015〜0.0050wt％、 Al：0.001 〜0.100 wt％、 Ｐ：0.043 〜0.150 wt％、 Ｓ：0.010 wt％以下及び Ｎ：0.0050wt％以下 を、上記Si，Mn及びＰの各含有量［％Si］, ［％Mn］及
   び［％Ｐ］が次式 【数３】 Ａ＝100 ×［％Ｐ］＋80×［％Si］−60×［％Mn］ で算出するＡ値にて−50≦Ａ≦０ を満足する条件で含有し、残部はFeおよび不可避的不純
   物の組成になり、かつフェライト単相組織になる深絞り
   性に優れた高張力冷延鋼板。
4. 【請求項４】 Ｃ：0.0005〜0.0050wt％、 Si：0.45〜1.50wt％、 Mn：1.25〜3.50wt％、 Mo：0.0150〜0.5000wt％、 Ti：0.015 〜0.100 wt％、 Nb：0.003 〜0.010 wt％、 Ｂ：0.0015〜0.0050wt％、 Al：0.030 wt％以下、 Ｐ：0.043 〜0.150 wt％、 Ｓ：0.010 wt％以下及び Ｎ：0.0050wt％以下 を、上記Si，Mn及びＰの各含有量［％Si］, ［％Mn］及
   び［％Ｐ］が次式 【数４】 Ａ＝100 ×［％Ｐ］＋80×［％Si］−60×［％Mn］ で算出するＡ値にて −50≦Ａ≦０ を満足する条件で含有し、残部はFeおよび不可避的不純
   物の組成になる鋼スラブを、 連続鋳造後は300 ℃以下に降温させることなく1150〜13
   00℃に加熱して熱間圧延を施し、800 〜1000℃の温度範
   囲で仕上圧延を終了すること、 仕上圧延終了から３秒以内に水冷を開始し、引き続き冷
   却速度30℃／ｓ以上で冷却して500 〜680 ℃で巻取った
   後、酸洗すること、 次いで圧下率65％以上の冷間圧延を施すこと、 さらに800 〜900 ℃の焼鈍を行うこと、 引き続き冷却速度20℃／秒以上で400 ℃以下の温度域ま
   で急冷することからなる深絞り性に優れた高張力冷延鋼
   板の製造方法。