JP2006219737A - 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 本発明は、深絞り性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０８％、Ｓｉ：２．５％以下、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｔｉ：０．０４〜０．６％、Ａｌ：２％以下、Ｎ：０．０１％以下を式（１）、（２）を満足する範囲で含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、平均ｒ値が１．４以上、最小ｒ値が１．３以上、Δｒが±０．３以下を満足し、かつ降伏強度比が０．６以下であることを特徴とする深絞り性に優れた高強度冷延鋼板。
Ｔｉ−４８／１４×Ｎ−４８／３６×Ｓ≧６×Ｃ … （１）
９００−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ＋２８７×Ｐ＋８０×Ａｌ−９２×（Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｃｕ）−４６×（Ｃｒ＋Ｎｉ）＞０ … （２）
【選択図】 なし

Description

本発明は、主に自動車のパネル類、足廻り、メンバーフレームなどの部品に用いられる鋼板およびその製造方法に関するものである。本発明の鋼板は表面処理をしない冷延鋼板と、防錆の目的で溶融亜鉛めっき、電気めっきなどの表面処理を施しためっき鋼板の両方を含む。また、めっきの種類としては純亜鉛、主成分が亜鉛である合金、さらにはＡｌやＡｌ−Ｍｇを主体としたものも含む。

近年の自動車軽量化の動きに伴い、高強度鋼板の自動車部材への適用ニーズが高まっている。これは高強度化することで板厚減少による軽量化や衝突時の安全性向上が期待できるためである。しかしながら、自動車の車体用部品の多くはプレス加工により成形されるために使用される高強度鋼板には優れたプレス成形性が要求される。特にパネル類には深絞り性と、面歪抑制の観点から低降伏強度が要求される。

深絞り性が優れた鋼板を得るためにはＣ量を著しく低減する事が有効であることは良く知られている。そこで高強度鋼の深絞り性向上のために、特開昭５６−１３９６５４号公報（特許文献１）に開示されているように、Ｃ量を著しく減じた極低炭素鋼にＳｉ，Ｍｎ，Ｐなどを添加して強化する鋼板が多く開発された。しかしながら、Ｃ量を低減するためには製鋼工程で真空脱ガスを行わなければならず、製造工程でＣＯ₂ を多量に発生することになり、コストの観点からも地球環境保全の観点からも最良とはいえない。

これに対し、Ｃ量が比較的高く、かつ深絞り性の良好な鋼板についても、特公昭５７−４７７４６号公報（特許文献２）、特公平２−２０６９５号公報（特許文献３）などに開示されている。しかしながら、これらは箱焼鈍が前提となっており、連続焼鈍に比較すると生産性に劣る。この問題を解決するために、例えば特公昭５５−１０６５０号公報（特許文献４）や特開昭５５−１００９３４号公報（特許文献５）では箱焼鈍の後に連続焼鈍を行うような技術が開示されているが、生産性の問題は回避することが出来ない。

また、特開２００３−６４４４３号公報（特許文献６）、特開２００３−１９３１９１号公報（特許文献７）、特開２００３−３２１７３３号公報（特許文献８）、特開２００３−３４２６４３号公報（特許文献９）には連続焼鈍工程で深絞り性に優れた高強度冷延鋼板を製造する技術が開示されているが、いずれもｒ値の等方性に関する記述はなく、また、降伏強度比も本発明と比較して高い本発明とは異なるものである。
本発明者らの一部は特開２００３−１１９５４７号公報（特許文献１０）に示したイヤリング性の極めて優れた絞り缶用鋼板を製造する技術を開示しているが、この発明は本発明とは用途、強度レベル、製造方法が異なることから特許文献１０から本発明が容易とは考えられない。

特開昭５６−１３９６５４号公報 特公昭５７−４７７４６号公報 特公平２−２０６９５号公報 特公昭５５−１０６５０号公報 特開昭５５−１００９３４号公報 特開２００３−６４４４３号公報 特開２００３−１９３１９１号公報 特開２００３−３２１７３３号公報 特開２００３−３４２６４３号公報 特開２００３−１１９５４７号公報

本発明は、Ｃ量の比較的多い鋼において成形性、特に深絞り性が良好でかつ降伏強度比が低い高強度鋼板を、連続焼鈍工程を前提とした通常の製造ラインにおいて製造し、提供することを目的とする。

本発明者らが上記のような課題を解決すべく鋭意検討を進め、ＴｉＣ析出を有効に活用することで高強度でｒ値の高い鋼板を製造することに成功したものであり、本発明の要旨とするところは以下の通りである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０８％、Ｓｉ：２．５％以下、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｔｉ：０．０４〜０．６％、Ａｌ：２％以下、Ｎ：０．０１％以下を式（１）、（２）を満足する範囲で含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、平均ｒ値が１．４以上、ｒ値が１．３以上、Δｒが±０．３以下を満足し、かつ降伏比が０．６以下であることを特徴とする深絞り性に優れた高強度冷延鋼板。
Ｔｉ−４８／１４×Ｎ−４８／３６×Ｓ≧６×Ｃ … （１）
９００−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ＋２８７×Ｐ＋８０×Ａｌ−９２×（Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｃｕ）−４６×（Ｃｒ＋Ｎｉ）＞８５０ … （２）
ただし、平均ｒ値＝（ｒＬ＋２×ｒＸ＋ｒＣ）／４
Δｒ＝（ｒＬ＋ｒＣ−２×ｒＸ）／２
ｒＬ：圧延方向のｒ値、ｒＸ：４５°方向のｒ値、ｒＣ：幅方向のｒ値

（２）質量％で、Ｍｏ：１．５％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：１％以下の１種又は２種以上を含むことを特徴とする前記（１）に記載の深絞り性に優れた高強度冷延鋼板。
（３）質量％で、Ｎｂ：０．０００１〜０．０２％、Ｂ：０．０００１〜０．００５％の１種又は２種を含むことを特徴とする前記（１）または（２）に記載の深絞り性に優れた高強度冷延鋼板。

（４）質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％を含むことを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の深絞り性に優れた高強度冷延鋼板。
（５）質量％で、Ｓｎ，Ｃｏ，Ｚｎ，Ｗ，Ｚｒ，Ｖ，Ｍｇ，Ｒｅｍの１種又は２種以上を合計で０．００１〜１．０％含むことを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の深絞り性に優れた高強度冷延鋼板。

（６）（１）〜（５）のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを１１５０℃以上の温度に加熱し、８００〜１０００℃の温度で熱間圧延を終了した後、１０〜２００℃／ｓで７００℃以下まで冷却し、６００℃以下で巻取り、酸洗後、圧下率５０〜９０％の冷間圧延を施し、１〜５０℃／ｓの加熱速度で最高到達温度７００℃以上Ａｃ₃ 変態温度以下の温度範囲となるように焼鈍することを特徴とする前記（１）〜（６）の何れか１項に記載の深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。

（７）巻取り後の熱延板のＡ．Ｉが１５ＭＰａ以下であることを特徴とする前記（６）記載の深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（８）焼鈍した後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする前記（６）又は（７）記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（９）溶融亜鉛めっきを施した後、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前記（８）記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法にある。

本発明により、成形性に優れたｒ値の異方性が少なくかつ低降伏強度比を有する高強度冷延鋼板をを製造することができるために、従来高強度鋼では成形が難しかった部材への適用が可能になり、例えば自動車の軽量化による燃費向上、それに伴うＣＯ₂ 排出量削減等を通して地球環境保全に貢献するものである。

ここに、本発明において鋼組成および製造条件を上述のように限定する理由についてさらに説明する。
Ｃは、本発明において重要な元素である。炭化物の微細析出によってｒ値が上昇し、かつ強度も上昇することから積極的に添加する。その添加量は狙いとする強度レベルに応じて変化するが、０．００５％未満にすることはコストアップとなるだけでなく、炭化物析出の駆動力が低下することにより熱延板の段階で固溶Ｃが残存してしまうことで、ｒ値が低下したり、ｒ値の異方性が大きくなることから、その下限を０．００５％とする。この観点からは０．０１％以上とすることが望ましい。一方、Ｃ量が０．０８％を超えると伸びの低減等加工性の劣化を招くので、この値を上限とする。この観点から望ましくは０．０５％以下とする。更に好ましくは０．０３％を上限とする。

Ｓｉは、固溶体強化元素として強度を増加させる働きがあることから、積極的に添加する。その添加量は狙いとする強度レベルに応じて変化するが、添加量が２．５％超となるとプレス成形性が劣悪となったり、化成処理性の低下を招いたりするのでこれを上限とする。溶融亜鉛めっきを施す場合には、めっき密着性の低下、合金化反応の遅延による生産性の低下などの問題が生ずるので１．２％以下とすることが好ましい。下限は、特に設けないが、０．００１％以下とするのは製造コストが高くなるのでこれが実質的な下限である。

Ｍｎも有効な強化元素であることから積極的に添加する。ただし、２．０％を超えて添加すると強度が高くなりすぎて延性が低下したり、亜鉛めっきの密着性が阻害されたりするのでこれを上限とする。好ましくは１．５％以下とする。Ｍｎが０．１％未満になると強度不足になると共に、固溶Ｓ起因の熱間圧延割れを誘発することから０．１％を下限とする。強度確保の観点からは０．３％以上添加することが望ましい。

Ｐは、不純物であるが、Ｓｉと同様に、安価に強度を高める元素として知られており強度を増加する必要がある場合にはさらに積極的に添加する。また、Ｐは、熱延組織を微細にし、加工性を向上する効果も有する。ただし、添加量が０．１５％を超えると、スポット溶接後の疲労強度が劣悪となったり、降伏強度が増加し過ぎたりしてプレス時に面形状不良を引き起こす。さらに、連続溶融亜鉛めっき時に合金化反応が極めて遅くなり、生産性が低下する。また、２次加工性も劣化する。したがって、その上限値を０．１５％とする。

Ｓは、不純物であり少ないほど好ましく、０．０１５％超では熱間割れの原因になったり、加工性を劣化させるので、これを上限とする。
Ａｌは、脱酸調製剤として使用しても良い。また、Ａｌは変態点を著しく高めるので変態点の調整に積極的に用いるが、２％超添加しても特段の効果が得られないことから上限を２％とする。下限は特に定めないが、脱酸の観点から、０．０１％以上とすることが好ましい。

Ｎは、γ域でＴｉと窒化物を形成し、ＴｉＣとして析出するＴｉ量を低減させることから０．０１％以下に抑える。この観点から望ましくは０．００５％、更に望ましくは０．００２％以下とする。Ｎの下限は特に設定しないが０．０００５％未満とすることにはコストがかかるばかりでそれほどの効果が得られないことから０．０００５％以上とすることが望ましい。

Ｔｉは、本発明において重要な元素である。その添加量が０．０４％未満ではＴｉＣが十分析出せず、ｒ値が低下してしまうことから０．０４％をその下限とする。一方、０．６％以上添加してもその効果は飽和するばかりで、延性等の他の特性も劣化することから、この値を上限とする。
また、以上の元素は以下の（１）、（２）式を満足するものとする。この関係を満足していないと、熱延板中に微細ＴｉＣが析出しないことから他の条件を満足していても高い深絞り性を確保することが出来ない。

（１）式の左辺はＴｉＳやＴｉＮとして析出するＴｉ量をＴｉ添加量から引いた値になっており、Ｃと結合してＴｉＣとして析出できるＴｉ量（有効Ｔｉ量）を示すものであって、左辺に示したＣ量の値の６倍以上の有効Ｔｉ量が確保されていればＣは全て熱延・巻取り工程の間にＴｉＣとして析出またはクラスタリングすることができることから左辺は右辺以上でなければならない。

また、（２）式の左辺は添加元素とＡｒ₃ 変態温度の関係の目安となる式であり、左辺の値が８５０より大きくなれば、Ａｒ₃ 点が十分高くなり、熱延の冷却時間中にＴｉＣが析出することが可能となる。
Ｔｉ−４８／１４×Ｎ−４８／３６×Ｓ≧６×Ｃ … （１）
９００−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ＋２８７×Ｐ＋４０×Ａｌ−９２×（Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｃｕ）−４６×（Ｃｒ＋Ｎｉ）＞８５０ … （２）

最終的に得られた鋼板の平均ｒ値は１．４以上とする。平均ｒ値がこの値を下回ると良好な深絞り性が得られない。この観点から平均ｒ値は１．５以上とすることが望ましい。また、ｒ値の下限値は１．３とする。ｒ値が１．３未満の方向があると平均ｒ値が高くても良好な成形性が確保できないからである。この観点から望ましくは１．４以上とする。また、加えてΔｒは±０．３以下とする。

ｒ値はＪＩＳ５号引張試験片を用いた引張試験により評価する。引張歪みは通常１５％であるが、均一伸びが１５％を下回る場合には、均一伸びの範囲でできるだけ１５％に近い歪みで評価すればよい。
ｒ値の下限値は圧延方向、圧延４５°方向、幅方向から切り出した試験片で測定した値のうち最低の値で代表してもよいし、更に任意の方向から切り出した試験片での測定結果を加えて評価してもよい。また、集合組織の測定結果からの計算値で求めてもよい。

平均ｒ値及びΔｒは圧延方向のｒ値（ｒＬ）、４５°方向のｒ値（ｒＸ）、幅方向のｒ値（ｒＣ）より次のように求める。
平均ｒ値＝（ｒＬ＋２×ｒＸ＋ｒＣ）／４
Δｒ＝（ｒＬ＋ｒＣ−２×ｒＸ）／２
得られた鋼板の面歪をできるだけ抑制し、加工性を向上させるためには、通常のＪＩＳ５号引張り試験で得られる破断強度ＴＳ（ＭＰａ）と降伏強度ＹＳ（０．２％耐力：ＭＰａ）の比である降伏比ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ）が０．６以下でなければならない。望ましくは０．５５以下とする。面歪の観点からは降伏強度の絶対値が２３０ＭＰａを下回ることが更に望ましい。

Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉは機械的強度を高めたり材質を改善する効果があるので必要に応じ、各成分とも１種又は２種以上をそれぞれ０．００１％以上添加するのが望ましい。しかし、過度の添加は逆に加工性を劣化させるので、上限をそれぞれ１．５％、１％、２％、１％とする。また、これらの元素も析出挙動に影響を及ぼすことから、添加する場合には式（２）を満足していなければならない。

Ｎｂは、熱延板粒径を微細化し、平均ｒ値を向上させる効果があることから、必要に応じて０．０００１％添加してもよい。一方、０．０２％超添加すると再結晶が抑制されることから、０．０２％を上限とする。
また、必要に応じて添加するＢは、粒界の強化や鋼材の高強度化に有効ではあるが、その添加量が０．００５質量％を越えるとその効果が飽和するばかりでなく、必要以上に鋼板強度を上昇させ、部品への加工性も低下させることから、上限を０．００５質量％とした。但し、Ｂの添加効果を得るためには、０．０００１質量％以上含有することが好ましい。

Ｃａは、脱酸元素として有用であるほか、硫化物の形態制御にも効果を奏するので、０．０００５〜０．０１％の範囲で添加しても良い。０．０００５％未満では効果が十分でなく、０．０１％超添加すると加工性が劣化するのでこの範囲とする。
これらを主成分とする鋼に、機械的強度を高めたり材質を改善する目的で、Ｓｎ，Ｃｏ，Ｚｎ，Ｗ，Ｚｒ，Ｍｇ，Ｒｅｍの１種又は２種以上を合計で０．００１〜１％以下含有しても構わない。しかしながら、ＺｒはＺｒＮを形成するため固溶Ｎが減少するので０．０１％以下とすることが好ましい。

次に、本発明に係る鋼板の製造方法について説明する。
熱間圧延に供するスラブは本発明に規定する成分からなるものであれば、特に限定するものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものであればよい。また、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。

熱延加熱温度は１１５０℃以上とする。これは、炭化物を再溶解するのに必要な温度である。この観点から望ましくは１２００℃、更に望ましくは１２５０℃以上で加熱をする。熱演加熱温度の上限は特に限定しないが、１３５０℃超に加熱するためには大幅な設備増強が必要なことからこの温度を上限とすることが望ましい。
熱延の仕上温度は、８００℃以上とする。８００℃未満では、ｒ値にとって好ましくない集合組織が発達してしまう。この観点からは８５０℃以上とすることが望ましい。仕上温度の上限は１０００℃とする。実機で１０００℃超で熱延を終了するためには装置に過大な負荷がかかることからこの値を上限とする。好ましくは９５０℃以下とする。

熱延後の平均冷却速度は１０〜２００℃／ｓとする。冷却速度を１０℃／ｓ未満にすることは設備上困難であり、かつ、格段の効果も得られないことから、この値を下限とする。一方、２００℃／ｓ超の冷却速度を安定に確保することは難しく、格段の効果も得られないことからこの値を上限とする。
熱延後の巻取温度が６００℃超になると熱延冷却中に析出したＴｉＣが粗大化し、ｒ値を劣化させることからこの温度を巻取温度の上限とする。下限は特に限定しないが４００℃未満で巻き取ると熱延板の強度が高くなりすぎ、冷延の負荷が高くなることから４００℃以上で巻き取ることが好ましい。

熱延鋼板を酸洗後、冷間圧延を行う。冷間圧延率の下限は５０％とする。圧延率を５０％未満にすると、ｒ値を向上させる方位が十分に発達しないことからこの値を下限とする。この観点から６０％以上圧延することが望ましい。更に望ましくは７０％以上である。 一方、圧延率が９０％超となると、ｒ値を低下させる｛１００｝＜０１１＞方位が発達し、最終的に得られるｒ値が低下することからこの値を冷間圧延率の上限とする。

冷延後の連続焼鈍を行うが熱速度の下限は１℃／ｓとする。加熱速度が１℃／ｓ未満となると加熱中にＴｉＣが粗大化し、ｒ値の異方性が大きくなる。この観点から望ましくは５℃／ｓ以上する。１０℃／ｓ以上とすることが更に望ましい。一方、加熱速度の上限は５０℃／ｓとする。加熱速度を５０℃／ｓ超とすると再結晶温度が上昇し、加工組織が残存したり、、結晶方位がランダム化してｒ値が低下することからこの値を上限とする。

最高到達温度は７００℃以上、Ａｃ₃ 変態温度以下の範囲とする。最高到達温度が７００℃未満では加工フェライトが残存し、成形性が劣化するため、これを下限とする。この観点から望ましくは７５０℃以上とする。一方で、最高到達温度がＡｃ₃ 変態温温度超とすると集合組織がランダム化するため、この温度を上限とする。同熱処理後に一旦５５０℃以下まで冷却し、さらに、１５０〜５５０℃の温度で熱処理を施すことも可能である。

最終的な鋼板が上述のような深絞り性を発揮するためには、巻取り後の熱延板の段階でＡ．Ｉ．（Ａｇｉｎｇ Ｉｎｄｅｘ）を１５ＭＰａ以下に低減しておくことが好ましい。熱延板のＡ．Ｉ．が１５ＭＰａを超えると、冷延焼鈍中にｒ値を低減させる結晶方位が発達することからこの値を上限とした。Ａ．Ｉ．の値は低いほどｒ値は向上することから低いほど望ましい。下限は特に設定しないが、原理的に０ＭＰａ以下にはならないのでこの値が必然的に下限となる。なお、Ａ．Ｉ．とは鋼板を１０％引張ったときの流動応力をσ₂（ＭＰａ）、鋼板を１０％引張った後さらに１７０℃、２０分の熱処理を施し再度引張ったときの下降伏点をσ₁ （ＭＰａ）とすれば、Ａ．Ｉ．＝σ₁ −σ₂（ＭＰａ）で表される。

熱処理後には溶融亜鉛めっき、または合金化溶融亜鉛めっきを施してもよい。亜鉛めっきの組成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などを必要に応じて添加しても構わない。合金化処理は４５０〜６００℃の範囲内で行う。４５０℃未満では合金化が十分に進行せず、また、６００℃超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。合金化処理の時間は、１０ｓ以上とする。１０ｓ未満では合金化が十分に進行しない。

本発明によって得られる鋼板の組織は、フェライトまたはベイナイトを主相とするが、両相が混在していても構わないし、これらにマルテンサイト、オーステナイト、炭化物、窒化物を初めとする化合物が存在していても良い。すなわち、要求特性に応じて組織を作り分ければ良い。また、上記の冷延鋼板にはＡｌ系めっきや各種電気めっきを施しても構わない。
次に本発明を実施例にて説明する。

表１に示す組成を有する鋼を溶製し、表２に示す条件で熱間圧延、冷間圧延、焼鈍を施した。このとき調質圧延圧下率はすべて０．８％とした。ｒ値、試験値共ＪＩＳ５号引張試験片を採取して評価した。
表２より明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で製造した場合には、平均ｒ値が１．４以上、ｒ値の下限値が１．３以上、Δｒが±０．３以下で、かつ降伏強度比が０．６以下の深絞り性に優れた鋼板が得られることがわかる。

特許出願人 新日本製鐵株式会社
代理人 弁理士 椎 名 彊 他１

Claims (9)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．００５〜０．０８％、
   Ｓｉ：２．５％以下、
   Ｍｎ：０．１〜２．０％、
   Ｐ：０．１５％以下、
   Ｓ：０．０１５％以下、
   Ｔｉ：０．０４〜０．６％、
   Ａｌ：２％以下、
   Ｎ：０．０１％以下、
   を式（１）、（２）を満足する範囲で含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、平均ｒ値が１．４以上、ｒ値が１．３以上、Δｒが±０．３以下を満足し、かつ降伏比が０．６以下であることを特徴とする深絞り性に優れた高強度冷延鋼板。
   Ｔｉ−４８／１４×Ｎ−４８／３６×Ｓ≧６×Ｃ … （１）
   ９００−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ＋２８７×Ｐ＋８０×Ａｌ−９２×（Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｃｕ）−４６×（Ｃｒ＋Ｎｉ）＞８５０ … （２）
   ただし、平均ｒ値＝（ｒＬ＋２×ｒＸ＋ｒＣ）／４
   Δｒ＝（ｒＬ＋ｒＣ−２×ｒＸ）／２
   ｒＬ：圧延方向のｒ値、ｒＸ：４５°方向のｒ値、ｒＣ：幅方向のｒ値
2. 質量％で、
   Ｍｏ：１．５％以下、
   Ｃｒ：１％以下、
   Ｃｕ：２％以下、
   Ｎｉ：１％以下
   の１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１に記載の深絞り性に優れた高強度冷延鋼板。
3. 質量％で、Ｎｂ：０．０００１〜０．０２％、Ｂ：０．０００１〜０．００５％の１種又は２種を含むことを特徴とする請求項１または２に記載の深絞り性に優れた高強度冷延鋼板。
4. 質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％を含むことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の深絞り性に優れた高強度冷延鋼板。
5. 質量％で、Ｓｎ，Ｃｏ，Ｚｎ，Ｗ，Ｚｒ，Ｖ，Ｍｇ，Ｒｅｍの１種又は２種以上を合計で０．００１〜１．０％含むことを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の深絞り性に優れた高強度冷延鋼板。
6. 請求項１〜５のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを１１５０℃以上の温度に加熱し、８００〜１０００℃の温度で熱間圧延を終了した後、１０〜２００℃／ｓで７００℃以下まで冷却し、６００℃以下で巻取り、酸洗後、圧下率５０〜９０％の冷間圧延を施し、１〜５０℃／ｓの加熱速度で最高到達温度７００℃以上Ａｃ₃ 変態点度以下の温度範囲となるように焼鈍することを特徴とする請求項１〜６の何れか１項に記載の深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
7. 巻取り後の熱延板のＡ．Ｉが１５ＭＰａ以下であることを特徴とする請求項６記載の深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
8. 焼鈍した後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする請求項６又は７記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
9. 溶融亜鉛めっきを施した後、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請求項８記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。