JP2010018852A - 深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】コスト上、工程上、設備上の問題を生じさせずに、５４０ＭＰａ以上７００ＭＰａ未満の高強度で、かつ平均ｒ値が１．４以上、圧延方向のｒ値が１．１以上の高ｒ値を有する、深絞り性に優れた高強度鋼板を提供すること。
【解決手段】Ｃ：０．０１〜０．０３％を含有し、Ｚ＝１００Ｓｉ＋３０Ｍｎ＋８００Ｐが１５０以上であり、Ｃ^＊＝Ｃ−（１２／９３）Ｎｂ−（１２／４８）Ｔｉ^＊−（１２／５０．９／１０）Ｖ、Ｘ＝０．１（Ｓｉ−０．５）−０．５（Ｐ−０．０５）−０．７５（Ｍｎ−２．０）、Ｔｉ^＊＝Ｔｉ―１．５Ｓ−３．４Ｎとしたとき、０．００５≦Ｃ^＊≦０．０１２＋０．０４Ｘ、Ｔｉ^＊≧０．０１を満たし、面積率で５０％以上のフェライト相と、面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む複合組織を有する。
【選択図】なし

Description

本発明は、自動車用鋼板等の使途に有用な、引張強度（ＴＳ）が５４０ＭＰａ以上７００ＭＰａ未満の高強度で、かつ平均ｒ値が１．４以上、圧延方向のｒ値が１．１以上の高ｒ値を有する、深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関する。

近年、地球環境保全の観点からＣＯ_２の排出量を規制するため、自動車の燃費改善が要求されている。加えて、衝突時に乗員の安全を確保するため、自動車車体の衝突特性を中心にした安全性向上も求められている。このため、自動車車体の軽量化および自動車車体の強化が積極的に進められている。

自動車車体の軽量化と強化とを同時に満たすには、剛性に問題とならない範囲で、部品を高強度化し、板厚を減ずることによる軽量化が効果的であるといわれており、そのため最近では高張力鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。

軽量化効果は使用する鋼板が高強度であればあるほど大きくなるため、自動車業界では、例えば内板および外板用のパネル用材料として引張強度（ＴＳ）が４４０ＭＰａ以上の鋼板を使用する動向にある。

一方、鋼板を素材とする自動車部品の多くは、プレス加工によって成形されるため、自動車用鋼板には優れたプレス性を有していることが必要とされる。

しかしながら、一般的な高強度鋼板は、通常の軟鋼板に比べて成形性、特に深絞り性が大きく劣化するため、自動車の軽量化を進める上での課題として、高強度と良好な深絞り成形性を兼ね備えた鋼板を得ることが挙げられており、具体的には、引張強度（ＴＳ）が５４０ＭＰａ以上、深絞り性の評価指標であるランクフォード値（ｒ値）が平均ｒ値で１．４以上が要求されている。また、ｒ値は面内異方性が存在するが、この面内異方性を極力小さくする観点からｒ値の最も低い方向のｒ値が１．１以上であることが求められている。

高ｒ値を有しながら鋼板を高強度化する手段としては、極低炭素鋼板にＴｉ，Ｎｂを、固溶炭素、固溶窒素を固着できる量添加し、ＩＦ（Interstitial Free）化した鋼をベースとして、これにＳｉ、Ｍｎ、Ｐなどの固溶強化元素を添加するものがあり、例えば特許文献１に開示されている。

特許文献１に開示された技術は、Ｃ：０．００２〜０．０１５％、Ｎｂ：Ｃ％×３〜Ｃ％×８＋０．０２０％、Ｓｉ：１．２％、Ｍｎ：０．０４〜０．８％、Ｐ：０．０３〜０．１０％の組成を有する、引張強さ３５〜４５ｋｇ／ｍｍ^２級（３４０〜４４０ＭＰａ級）の非時効性を有する成形性の優れた高張力冷延鋼板を提供するものである。

この特許文献１に開示された技術では、強度レベルが要求レベルより低く、このような極低炭素鋼を素材として引張強度が４４０ＭＰａ以上の鋼板を製造しようとすると、合金元素添加量が多くなり、表面外観上の問題や、めっき性の劣化、二次加工脆性の顕在化などの問題が生じてくることがわかってきた。また、多量に固溶強化成分を添加すると、ｒ値が低下するので、高強度化を図るほどｒ値の水準が低下してしまう。また、Ｃ量を極低炭素域まで低減するためには、製鋼工程で真空脱ガスを行わなければならず、これによりＣＯ_２を多量に発生することとなり、地球環境保全の観点からも問題がある。

鋼板の高強度化の方法として上記のような固溶強化以外に、組織強化法がある。例えば、軟質なフェライトと硬質のマルテンサイトからなる複合組織鋼であるＤＰ（Dual-Phase）鋼板が知られている。ＤＰ鋼板は、一般的に延性については概ね良好であり、優れた強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）を有し、さらに降伏比が低い、すなわち、引張強さの割には降伏応力が低く、プレス成型時の形状凍結性に優れるという特徴があるが、ｒ値が低く深絞り性に劣る。これは結晶方位的にｒ値に寄与しないマルテンサイトが存在することの他、マルテンサイト形成に必須である固溶Ｃが高ｒ値化に有効な｛１１１｝再結晶集合組織の形成を阻害するからであるといわれている。このような複合組織鋼板のｒ値を改善する試みが、例えば特許文献２および３に開示されている。

上記特許文献２に開示された技術では、冷間圧延後再結晶温度〜Ａｃ_３変態点の温度で箱焼鈍を行い、その後、複合組織とするため、７００〜８００℃に加熱した後、焼入焼戻しを行う。しかしながら、この方法では、連続焼鈍時に焼入焼戻しを行うため、製造コストが問題となる。また、箱焼鈍の場合、処理時間や効率の面から連続焼鈍に劣る。

上記特許文献３に開示された技術では、高ｒ値を得るために、冷間圧延後、まず箱焼鈍を行い、この時の温度をフェライト（α）−オーステナイト（γ）の２相域とし、その後連続焼鈍を行う。この技術では、箱焼鈍の均熱時にα相からγ相にＭｎを濃化させる。このＭｎ濃化相はその後の連続焼鈍時に優先的にγ相となり、ガスジェット程度の冷却速度でも混合組織が得られる。しかしながら、この方法では、Ｍｎ濃化のため比較的高温度長時間の箱焼鈍が必要であり、そのため鋼板間の密着の多発、テンパーカラーの発生および炉体インナーカバーの寿命低下など、製造工程上多くの問題がある。

一方、特許文献４には、Ｃ：０．００３〜０．０３％、Ｓｉ：０．２〜１％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｔｉ０．０２〜０．２％（ただし、（有効Ｔｉ）／（Ｃ＋Ｎ）の原子濃度比を０．４〜０．８）含有する鋼を、熱間圧延し、冷間圧延した後、所定温度に加熱後急冷する連続焼鈍を施すことを特徴とする深絞り性および形状凍結性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法が開示されており、具体的には、質量％で０．０１２％Ｃ−０．３２％Ｓｉ−０．５３％Ｍｎ−０．０３％Ｐ−０．０５１％Ｔｉの組成の鋼を冷間圧延後、α−γの二相域である８７０℃に加熱後、１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却することにより、ｒ値が１．６１、引張強さ（ＴＳ）が４８２ＭＰａの複合組織型冷延鋼板が製造されている。しかし、１００℃／ｓという高い冷却速度を得るには水焼入設備が必要となる他、水焼入した鋼板は表面処理性の問題が顕在化するため、製造設備上および材質上の問題がある。

深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提案する技術として、特許文献５に開示されたものがある。この技術は、所定量のＣを含有し、平均ｒ値が１．３以上、かつ組織中にベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトのうち１種類以上を合計で３％以上有する高強度鋼板を提供するものであり、その製造方法としては、冷間圧延の圧下率を３０〜９５％とし、次いでＡｌとＮのクラスターや析出物を形成することによって集合組織を発達させてｒ値を高めるための焼鈍と、引き続き組織中にベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトのうち１種類以上を合計で３％以上有するようにするための熱処理を行うことが示されている。この方法では、冷延後、良好なｒ値を得るための焼鈍と、組織を作り込むための熱処理をそれぞれ必要としており、さらに焼鈍工程では保持時間が１時間以上という長時間保持を必要としており、工程的（時間的）に生産性が悪いという問題がある。さらに、得られる組織の第２相分率が比較的高く、これでは実際に優れた強度延性バランスを安定的に確保することは困難である。

また、特許文献６には、Ｃ含有量とＶ含有量の原子比の適正化を図ることで複合組織鋼板のｒ値を改善する技術が開示されている。これは再結晶焼鈍前には鋼中のＣをＶ系炭化物として析出させて固溶Ｃを極力低減させて高ｒ値化を図り、引き続きα−γの二相域で加熱することによりＶ系炭化物を溶解させてγ中にＣを濃化させてその後の冷却過程でマルテンサイトを生成させるものである。しかしながら、この技術では熱延板のＶＣの析出効率が悪く、Ｖを添加してもｒ値が思ったほど上昇しないという問題がある。

さらに、特許文献７には、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上での高ｒ値鋼板を製造する技術が開示されている。この技術は、０．０３％以上のＣを含有し、ＣとＶ，Ｔｉ，Ｎｂとの原子比を制御し、上記特許文献６に開示された技術と同様に、α−γの二相域で加熱中にＣを濃化させてその後の冷却過程でマルテンサイトを生成させて組織強化を図るとともに、固溶強化を活用することで、ＴＳが７８０ＭＰａ級以上で平均ｒ値が１．２以上の特性を達成するものである。しかしながら、この技術では、ｒ値の面内異方性も大きくなり、ｒ値の最も小さい方向でのｒ値が低く、かつ平均ｒ値も１．４を超えることが難しくなるという問題がある。

さらに、特許文献８には、Ｃ含有量とＮｂおよびＴｉの含有量の原子比を適正化することで複合組織鋼板のｒ値を改善する技術が開示されている。この技術は、上記特許文献６のようにα−γの二相域で加熱することによりＶ系炭化物を溶解させることはせず、Ｃ含有量との関係でＮｂとＴｉの含有量を調整し、二相域でのγ中へのＣ濃化量を制御して、その後の冷却過程でマルテンサイトを生成させるものである。これは、上記特許文献６の技術における熱延板のＶＣの析出効率が悪く、Ｖを添加してもｒ値が思ったほど上昇しないという問題に対応したものと考えられる。しかしながら、この技術では、平均ｒ値をある程度上昇させることはできるものの、Ｎｂのみで固溶Ｃ量を制御するため、再結晶温度などの制御が不十分であり、一部の方向のｒ値が低く、板取り方向などの成形条件によって、絞り割れが発生するなどの問題が生じる。
特開昭５６−１３９６５４号公報 特公昭５５−１０６５０号公報 特開昭５５−１００９３４号公報 特公平１−３５９００号公報 特開２００３−６４４４４号公報 特開２００２−２２６９４１号公報 特開２００３−１９３１９１号公報 特開２００５−２６４２１２号公報

以上のように、優れた深絞り性と高強度とを兼備した鋼板を得るにあたり、従来検討されてきたＩＦ鋼をベースにして固溶強化により高強度化する方法を採用する場合には、５４０ＭＰａ級になると多量のあるいは過剰な合金成分の添加が必要であり、これはコスト的にも工程的にも、またｒ値の向上そのものにも課題がある。また、組織強化を活用して高強度化を図る技術の場合には、Ｃとそれを固着するＶ，Ｎｂ，Ｔｉなどの元素との原子比で制御することで、平均ｒ値の向上と高強度化の両立を図っていたが、工程上、設備上の問題があったり、平均ｒ値の向上効果が不十分であったり、一部の方向でｒ値が低く成形条件によっては絞り割れが発生するという課題がある。

本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、コスト上、工程上、設備上の問題を生じさせずに、５４０ＭＰａ以上７００ＭＰａ未満の高強度で、かつ平均ｒ値が１．４以上、圧延方向のｒ値が１．１以上の高ｒ値を有する、深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明は、本発明者らが上記課題を解決すべく鋭意検討を重ねた結果、(1)従来の固溶強化を析出強化の強化能とバランスさせながら高強度化すること、(2)Ｃ量を、それを固着するＶ，Ｎｂ，Ｔｉなどの元素との原子比のみで制御するのではなく、固定されないＣ量の絶対値で制御すること、(3)Ｃ量を、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖの炭窒化物形成元素だけでなく、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐの固溶強化元素の量に合わせて調整し、変態点以上での焼鈍後の冷却を制御すること、の３点が重要であり、これにより平均ｒ値が１．４以上、ｒ値が最も低い圧延方向のｒ値が１．１以上と優れた深絞り性を有し、かつフェライトとマルテンサイトとを含む複合組織を有し、５４０ＭＰａ以上７００ＭＰａ未満の高強度が得られることを見出し、完成するに至ったものである。

すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０３％、Ｓｉ：０．２〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．１％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０２〜０．５％、Ｔｉ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｃｒ：０．１〜１．０％を含有し、Ｚ＝１００Ｓｉ＋３０Ｍｎ＋８００Ｐとしたとき（ただし、各元素記号はその元素の含有量（質量％）を示す）、Ｚが１５０以上であり、Ｃ^＊＝Ｃ−（１２／９３）Ｎｂ−（１２／４８）Ｔｉ^＊−（１２／５０．９／１０）Ｖ、Ｘ＝０．１（Ｓｉ−０．５）−０．５（Ｐ−０．０５）−０．７５（Ｍｎ−２．０）、Ｔｉ^＊＝Ｔｉ―１．５Ｓ−３．４Ｎとしたとき（ただし、各元素記号はその元素の含有量（質量％）を示す）、０．００５≦Ｃ^＊≦０．０１２＋０．０４Ｘ、Ｔｉ^＊≧０．０１を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、面積率で５０％以上のフェライト相と、面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む複合組織を有することを特徴とする、平均ｒ値が１．４以上でかつ圧延方向のｒ値が１．１以上の深絞り性に優れた高強度鋼板を提供する。

上記高強度鋼板は、めっきを施しためっき鋼板であってよく、前記めっきとしては、溶融亜鉛めっきを好適に用いることができる。

また本発明は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０３％、Ｓｉ：０．２〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．１％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０２〜０．５％、Ｔｉ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｃｒ：０．１〜１．０％を含有し、Ｚ＝１００Ｓｉ＋３０Ｍｎ＋８００Ｐとしたとき（ただし、各元素記号はその元素の含有量（質量％）を示す）、Ｚが１５０以上であり、Ｃ^＊＝Ｃ−（１２／９３）Ｎｂ−（１２／４８）Ｔｉ^＊−（１２／５０．９／１０）Ｖ、Ｘ＝０．１（Ｓｉ−０．５）−０．５（Ｐ−０．０５）−０．７５（Ｍｎ−２．０）、 Ｔｉ^＊＝Ｔｉ―１．５Ｓ−３．４Ｎとしたとき（ただし、各元素記号はその元素の含有量（質量％）を示す）、０．００５≦Ｃ^＊≦０．０１２＋０．０４Ｘ、Ｔｉ^＊≧０．０１を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる成分組成を有する鋼スラブに対し、仕上圧延出側温度：８００℃以上とする仕上圧延を施し、５５０℃以上７２０℃以下で巻き取り、コイル冷却して熱延板とする熱間圧延工程と、 得られた熱延板に酸洗および冷延率５０％以上８５％以下の冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程と、得られた冷延板に、焼鈍温度：８００℃以上９５０℃以下で焼鈍を施し、次いで焼鈍温度から５００℃までの温度域の平均冷却速度：５℃／ｓ以上として冷却する冷延板焼鈍工程とを順次施すことを特徴とする、平均ｒ値が１．４以上でかつ圧延方向のｒ値が１．１以上の深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法を提供する。

上記製造方法において、前記冷延板焼鈍工程の後、めっきを施すめっき工程をさらに有してよく、前記めっき工程は、溶融亜鉛系めっきを施すものであることが好ましい。

本発明は、Ｃ含有量が０．０１〜０．０３質量％の範囲において、従来の極低炭素ＩＦ鋼のように深絞り性に悪影響をおよぼす固溶Ｃの低減を徹底せずに、Ｃ量とＴｉ，Ｎｂ，Ｖの炭窒化物形成元素およびＳｉ，Ｍｎ，Ｐの固溶強化元素の量とをバランスさせ、変態点以上での焼鈍後の冷却を制御することで、平均ｒ値が１．４以上、ｒ値が最も低い圧延方向のｒ値が１．１以上と優れた深絞り性を有し、かつフェライトとマルテンサイトとを含む複合組織を有する高強度鋼板を得るものである。

高ｒ値化、すなわち｛１１１｝再結晶集合組織を発達させるためには、従来、軟鋼板においては、冷間圧延および再結晶前の固溶Ｃを極力低減することや熱延板組織を微細化することなどが有効な手段とされてきた。一方、前述のようなＤＰ鋼板では、マルテンサイト形成に必要な固溶Ｃを必要とするため、母相の再結晶集合組織が発達せずｒ値が低かった。これに対し、本発明では、Ｃ量を、従来のＤＰ鋼板（低炭素鋼レベル）よりも低く、かつ極低炭素鋼よりも高いレベルの０．０１〜０．０３％とし、このＣ量に合わせて、炭窒化物形成元素であるＮｂ，Ｔｉ，Ｖと、固溶強化元素であるＳｉ，Ｍｎ，Ｐを適切に添加することで、熱延板におけるＮｂ，Ｔｉ，Ｖで析出固定されないＣ量の低減と、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐの存在とにより、｛１１１｝再結晶集合組織を発達させて高ｒ値を達成することができ、また、熱延板で析出固定されなかったＣを変態点以上の焼鈍によりγ相に固溶させ、その後の冷却を制御することによりマルテンサイトを形成させ、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐによる固溶強化、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖによる析出強化と、マルテンサイト形成による組織強化をバランスさせることで高強度が得られ、高ｒ値と高強度とを兼ね備えた鋼板を製造することができる。

従来知られているように、Ｎｂは再結晶遅延効果があるため、熱延時の仕上温度を適切に制御することで熱延板組織を微細化することが可能であり、さらに鋼中においてＮｂやＴｉは高い炭化物形成能を有している。このため、本発明では特に、熱延仕上温度を変態点直上の適切な範囲にして熱延板組織を微細化する以外に、熱延後のコイル巻取処理温度も適切にすることで熱延板中にＮｂＣ，ＴｉＣ，ＶＣを析出させ、冷延前および再結晶前の固溶Ｃの低減を図っている。また、本発明では、敢えてＮｂＣ，ＴｉＣ，ＶＣとして析出しないＣを存在させることにより、マルテンサイト形成を可能にしている。この場合、Ｃ量をＮｂ，Ｔｉ，Ｖ群との原子比で制御するのではなく、熱延段階でＴｉ，Ｎｂ，Ｖに固定されないＣ量（Ｃ^＊）の絶対値で制御することが重要である。さらに、Ｖは熱延段階での析出効率を加味した寄与を考える必要があり、ＴｉもＳ，Ｎを固定する以外に積極的にＣの固着に寄与する点が重要である。また、ｒ値は、固定されないＣ量だけではなく、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐなどの固溶強化元素によっても左右される。本発明では、高強度化のために固溶強化もある程度積極的に活用することから、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐによるｒ値の変動量についてもＣ^＊の制御に組み込むことで、ｒ値のさらなる高精度制御を可能にした。

従来、固定されないＣ、すなわち固溶Ｃの存在が｛１１１｝再結晶集合組織の発達を阻害するとされてきたが、本発明では全ＣをＮｂＣ，ＴｉＣ、ＶＣとして析出固定するのではなく、マルテンサイト形成に必要な固溶Ｃを多少存在させながらも高ｒ値を達成する。このようなことが達成される理由は、固溶Ｃの｛１１１｝再結晶集合組織形成に対する負の作用よりも、熱延板組織の微細化に加え、マトリックス中に微細なＮｂＣを析出させることで冷間圧延時に粒界近傍に歪を蓄積させ、粒界からの｛１１１｝再結晶粒の発生を促進するという正の作用が大きいためと考えられる。

また、Ｎｂだけでなく，Ｔｉ，Ｖを複合添加することで、熱延板における析出形態を制御し、ｒ値の異方性を改善して、ｒ値の平均値だけでなく、ｒ値の最も低い圧延方向のｒ値も同時に向上させることに成功したのである。

以下、本発明について詳細に説明する。
なお、以下の説明において、特にことわらない限り、元素の含有量の％は質量％である。

まず、本発明の鋼板の成分組成を限定した理由について説明する。
Ｃ：０．０１〜０．０３％
Ｃは、後述するＮｂとともに、本発明における重要な元素である。Ｃは高強度化に有効であり、フェライトを主相としマルテンサイトを含む第２相を有する複合組織の形成を促進するので、本発明では複合組織を形成する観点から０．０１％以上含有する必要がある。一方、良好なｒ値を得るためには過剰な添加は好ましいものではないため、その点を考慮して０．０３％以下とする。より好ましくは、０．０２５％以下である。

また、Ｃは、Ｃ量に合わせて炭窒化物形成元素であるＮｂ，Ｔｉ，Ｖと固溶強化元素であるＳｉ，Ｍｎ，Ｐとを適切に添加することで、熱延板のＮｂ，Ｔｉ，Ｖで析出固定されないＣ量を低減して｛１１１｝再結晶集合組織を発達させ、熱延板で析出固定されなかったＣによるマルテンサイト形成を行うことができる。このような観点から、
Ｃ^＊＝Ｃ−（１２／９３）Ｎｂ−（１２／４８）Ｔｉ^＊−（１２／５０．９／１０）Ｖ
Ｘ＝０．１（Ｓｉ−０．５）−０．５（Ｐ−０．０５）−０．７５（Ｍｎ−２．０）
Ｔｉ^＊＝Ｔｉ―１．５Ｓ−３．４Ｎ
としたとき（ただし、各元素記号はその元素の含有量（質量％）を示す）、
０．００５≦Ｃ^＊≦０．０１２＋０．０４Ｘ
を満たすことが好ましい。Ｃ^＊は上述したようにＮｂ，Ｔｉ，Ｖにより固定されないＣ量を示し、これが０．００５％よりも低いと第２相を確保することができず、組織強化を活用することが困難となる。また、Ｃ^＊が０．０１２＋０．０４Ｘを超えると、固溶Ｃの存在により、ｒ値に好ましい｛１１１｝再結晶集合組織を発達させることができず、平均ｒ値１．４以上を満足することが困難となる。ｒ値のレベルは、固溶強化元素であるＳｉ，Ｍｎ，Ｐの存在によっても変化するので、上記式ではその寄与分をＸとして加味している。

Ｓｉ：０．２〜１．５％
Ｓｉは、フェライト変態を促進させ、未変態オーステナイト中のＣ含有量を上昇させて、フェライトとマルテンサイトとの複合組織を形成させやすくする他、固溶強化の効果がある。上記効果を得るためには０．２％以上含有することが必要である。より好ましくは０．３５％以上である。一方、Ｓｉを１．５％を超えて含有すると、熱延時に赤スケールが発生するため、鋼板の表面外観を悪化させる。また、溶融亜鉛めっきを施す際にめっきの濡れ性を悪くしてめっきむらの発生を招き、めっき品質が劣化する。このため、Ｓｉ含有量を１．５％以下とする。溶融亜鉛めっきのめっき品質を良好にする観点からは、Ｓｉ含有量を１．０％以下とすることが好ましい。

Ｍｎ：１．０〜３．０％
Ｍｎは、高強度化に有効であるとともに、マルテンサイトが得られる臨界冷却速度を低くする作用を有し、焼鈍後の冷却時にマルテンサイトの形成を促進するため、要求される強度レベルおよび焼鈍後の冷却速度に応じて含有させることが好ましい。また、ＭｎはＳによる熱間割れを防止するのに有効な元素でもある。このような観点からＭｎは１．０％以上含有させる必要がある。好ましくは１．２％以上である。また一方で、過度の添加はｒ値および溶接性を劣化させるので、その上限を３．０％とする。

Ｐ：０．００５〜０．１％
Ｐは固溶強化の効果を有する。しかしながら０．００５％未満ではその効果を発現させることが困難であるのみならず、製鋼工程において脱りんコストの上昇を招く。したがって、Ｐ含有量を０．００５％以上とする。好ましくは０．０１％以上である。一方、Ｐ含有量が０．１％を超えると、Ｐの粒界への偏析を招き、耐二次加工脆性および溶接性を劣化させる。また、溶融亜鉛めっき鋼板とする際には、溶融亜鉛めっき後の合金化処理時に、めっき層と下地鋼板との界面における下地鋼板からめっき層へのＦｅの拡散を抑制し、合金化処理性を劣化させる。そのため、高温での合金化処理が必要となり、得られるめっき層はパウダリング、チッピング等のめっき剥離が生じやすいものとなってしまう。したがって、Ｐ含有量を０．１％以下とする。

Ｚ＝１００Ｓｉ＋３０Ｍｎ＋８００Ｐ：１５０以上
本発明においては、高強度化する際、固溶強化と析出強化とのバランスが重要である。引張強さ（ＴＳ）５４０ＭＰａ以上を得るためには、Ｚ＝１００Ｓｉ＋３０Ｍｎ＋８００Ｐとしたとき（ただし、各元素記号はその元素の含有量（質量％）を示す）、Ｚが１５０以上であることが必要である。Ｚは、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐによる固溶強化量（ＭＰａ）に相当する値である。Ｚが１５０未満においては、ＴＳを５４０ＭＰａ以上にしながら、平均ｒ値を１．４以上にしようとすると、ｒ値の面内異方性が大きくならざるを得ず、ある方向のｒ値が低くなってしまう。このため、Ｚを１５０以上とした。また、本発明は、ＴＳが７００ＭＰａ級までの鋼板を対象としており、その観点からＺは２５０以下であることが好ましい。２５０を超えると、合金添加コストが高いものとなる他、脆性、めっき性が劣化する傾向となる。

Ｓ：０．０１％以下
Ｓは不純物であり、熱間割れの原因となる他、鋼中で介在物として存在し、鋼板の諸特性を劣化させるので、極力低減することが好ましいが、０．０１％までは許容できるため、Ｓ含有量を０．０１％以下とする。

Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、鋼の脱酸元素として有用である他、固溶Ｎを固定して耐常温時効性を向上させる作用を有するため、０．００５％以上含有させる。一方、０．１％を超えて添加すると合金コストが高くなり、さらに欠陥を誘発するので０．１％以下とする。

Ｎ：０．００５％以下
Ｎは、多すぎると耐常温時効性を劣化させ、多量のＡｌやＴｉ添加が必要となるため、極力低減することが好ましく、上限を０．００５％とする。

Ｎｂ：０．０２〜０．５％
Ｎｂは本発明において重要な元素であり、熱延板組織の微細化および熱延板中にＮｂＣとしてＣを析出固定させる作用を有し、高ｒ値化に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるためには０．０２％以上含有させることが必要である。一方、本発明では焼鈍後の冷却過程でマルテンサイトを形成させるための固溶Ｃを必要とするが、過剰のＮｂはこれを妨げることになるので、その上限を０．５％とする。

Ｖ：０．５％以下
ＶもＮｂと同様、熱延板組織の微細化および熱延板中に炭化物として存在してＣを析出固定させる作用を有し、高ｒ値化に寄与する元素である。ただし、炭素を固定する能力はＮｂ、Ｔｉに比べると劣るので、その分を考慮してその含有量を決定する必要がある。従来は、Ｖの寄与について明確に把握できておらず、必ずしも十分なｒ値が得られない問題があったが、本発明では上述したＣ^＊の式において、Ｖの寄与分をＴｉおよびＮｂの１０％とすることにより、確実に高いｒ値を得ることができる。しかし、過剰のＶは焼鈍後の冷却過程でマルテンサイトを形成するための固溶Ｃの生成を妨げるため、その上限を０．５％とする。

Ｔｉ：０．５％以下
ＴｉもＮｂと同様、熱延板組織の微細化および熱延板中に炭化物として存在してＣを析出固定させる作用を有し、高ｒ値化に寄与する元素である。また、Ｔｉは固溶Ｓ，Ｎの析出固定に効果がある。ｒ値の異方性を制御するためには、ＮｂだけでなくＴｉも有効に活用することが重要である。このような観点から、固溶Ｓ，Ｎの析出固定に使われない有効Ｔｉ量（Ｔｉ^＊＝Ｔｉ−１．５Ｓ−３．４Ｎ）が０．０１％以上であることが必要である。一方、過剰のＴｉは焼鈍後の冷却過程でマルテンサイトを形成するための固溶Ｃの生成を妨げるため、その上限を０．５％とする。

Ｃｒ：０．１〜１．０％
ＣｒはＭｎ同様、マルテンサイトが得られる臨界冷却速度を遅くする作用を有し、焼鈍後の冷却時にマルテンサイト形成を促進する元素であり、強度レベル向上に効果がある。さらに、本発明では、熱延後の冷却を制御することでＣを析出固定させる作用を有しながら、焼鈍時に溶解することで高ｒ値化とマルテンサイト化に寄与する元素でもある。これらの効果を得るために、Ｃｒ含有量を０．１％以上とする。しかしながら、Ｃｒを過剰に含有させると、これらの効果が飽和するだけでなく、合金コストの上昇を招くため、その上限を１．０％とする。

以上が基本成分であるが、Ｂ，Ｃａ，ＲＥＭ等を通常の鋼に含まれる範囲内で含有しても何等問題はない。例えば、Ｂは鋼の焼入性を向上する作用を有する元素であり、必要に応じて含有させることができる。しかし、Ｂ含有量が０．００３％を超えるとその効果が飽和するため、０．００３％以下が好ましい。また、ＣａおよびＲＥＭは、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、これにより鋼板の諸特性の劣化を防止することができる。このような効果は、ＣａおよびＲＥＭのいずれかまたは両方を合計で０．０１％を超えて含有すると飽和するので、合計で０．０１％以下とすることが好ましい。

上記成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えばＳｂ，Ｓｎ，Ｚｎ，Ｃｏ等を挙げることができ、これらの許容範囲は、Ｓｂ：０．０１％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｃｏ：０．１％以下である。

次に、本発明の鋼板の鋼組織について説明する。
本発明の鋼板の鋼組織は、面積率で５０％以上のフェライト相と、面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む複合組織である。これにより、良好な深絞り性を有し、引張強さ（ＴＳ）が５４０ＭＰａ以上である鋼板が得られる。

本発明では、半分以上の面積率を占めるフェライト相の｛１１１｝再結晶集合組織を発達させたものであり、これにより、平均ｒ値≧１．４および圧延方向のｒ値≧１．１を達成し、良好な深絞り性を得ることができる。フェライト相が少なくなり、面積率で５０％未満となると、良好な深絞り性を確保することが困難となり、プレス成形性が低下する傾向がある。フェライト相の割合は面積率で７０％以上であることがより好ましい。複合組織の効果を維持する観点からは、フェライト相の面積率は９９％が上限となる。なお、ここでフェライト相とは、ポリゴナルフェライト相や、オーステナイト相から変態した転位密度の高いベイニチックフェライト相を意味する。

また、本発明では、５４０ＭＰａ以上の高強度を得るためにマルテンサイト相が存在することが必要であり、マルテンサイト相を面積率で１％以上含有する必要がある。マルテンサイト相が１％未満では、良好な強度延性バランスを得ることが困難である。マルテンサイト相の割合は、面積率で３％以上がより好ましい。

なお、上記のフェライト相、マルテンサイト相の他に、パーライト、ベイナイトあるいは残留γ相を含んだ組織としてもよい。ただし、フェライト相およびマルテンサイト相以外の組織は、３０％以下であることが好ましい。

本発明の鋼板は、上記成分組成および組織を満足することにより、平均ｒ値≧１．４および圧延方向のｒ値≧１．１を満たすものである。

ここで、平均ｒ値とは、ＪＩＳ Ｚ ２２５４で求められる平均塑性ひずみ比を意味し、以下で求められる値である。
平均ｒ値＝（ｒ_０＋２ｒ_４５＋ｒ_９０）／４
ただし、
ｒ_０＝試験片を板面の圧延方向に対し平行に採取し測定した塑性歪比
ｒ_４５＝試験片を板面の圧延方向に対し４５°方向に採取し測定した塑性歪比
ｒ_９０＝試験片を板面の圧延方向に対し９０°方向に採取し測定した塑性歪比
このように平均ｒ値を１．４以上の高い値とすることにより、良好な深絞り性が得られる。

また、深絞り性には、平均ｒ値を大きくするだけでなく、ｒ値の最も小さな方向のｒ値もある程度確保してｒ値の異方性を小さくする必要がある。このため、本発明では、炭化物形成元素であるＴｉ，Ｎｂ，Ｖと固溶強化元素であるＳｉ，Ｍｎ，Ｐの量に応じてＣ量を制御することで、ｒ値の最も低い方向である圧延方向のｒ値を１．１以上とし、ｒ値の異方性も小さいものとした。

本発明の鋼板は、電気めっき、あるいは溶融亜鉛めっきなどの表面処理を施した、いわゆるめっき鋼板を含むものである。めっきは、純亜鉛の他、亜鉛を主成分として合金元素を添加した亜鉛系合金めっき、あるいは純ＡｌやＡｌを主成分として合金元素を添加したＡｌ系合金めっきなど、従来鋼板表面に施されているいずれのめっきも含む。

次に、本発明の鋼板の好ましい製造方法について説明する。
本発明では、上述した鋼板と同様の成分組成を有する鋼スラブに対し、熱間圧延工程、冷間圧延工程、冷延板焼鈍工程を施し、本発明の鋼板を得る。

・熱間圧延工程
熱間圧延工程では、上記成分組成の鋼スラブに対し、仕上圧延出側温度：８００℃以上とする仕上圧延を施し、５５０℃以上７２０℃以下で巻き取り、コイル冷却して熱延板とする。

本発明の製造方法で使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが望ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱してから熱間圧延する従来法の他、冷却せず温片のままで加熱炉に装入し熱間圧延する直送圧延、あるいはわずかに保熱を行った後に直ちに熱間圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用することができる。

スラブ加熱温度は、析出物を粗大化させることにより｛１１１｝再結晶集合組織を発達させて深絞り性を改善するため、低いほうが望ましい。しかし、加熱温度が１０００℃未満では圧延荷重が増大し、熱間圧延時におけるトラブル発生の危険性が増大するので、スラブ加熱温度は１０００℃以上にすることが好ましい。一方、酸化重量の増加にともなうスケールロスの増大を抑制する観点から、スラブ加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。

熱間圧延工程では、以上のように加熱された鋼スラブに対し、粗圧延および仕上圧延を行う。すなわち、鋼スラブを粗圧延することによりシートバーとされ、シートバーを仕上圧延して熱延板とする。

粗圧延の条件は特に規定する必要はなく、常法に従って行えばよい。また、スラブ加熱温度を低くし、かつ熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シートバーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを活用することも有効である。

仕上圧延の際の仕上圧延出側温度（ＦＴ）は８００℃以上とする。これは、冷間圧延および再結晶焼鈍後に優れた深絞り性が得られる微細な熱延板組織を得るためである。ＦＴが８００℃未満では、組織が加工組織を有するものとなり、冷延焼鈍後に｛１１１｝集合組織が発達せず、また熱間圧延時の圧延負荷が高くなる。一方、ＦＴが９８０℃を超えると組織が粗大化し、この場合にもまた冷延焼鈍後の｛１１１｝再結晶集合組織の形成および発達を妨げ高ｒ値が得難くなるため、ＦＴは９８０℃以下が好ましい。

また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するため、仕上圧延の一部または全部のパス間で潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは鋼板形状の均一化や材質の均質化の観点からも有効である。潤滑圧延の際の摩擦係数は０．１０〜０．２５の範囲とするのが好ましい。さらに、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることも好ましい。連続圧延プロセスを適用することは熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。

このようにして圧延した後のコイル巻取温度（ＣＴ）を５５０℃以上７２０℃以下としたのは、この温度範囲が熱延板中にＣｒ系析出物やＮｂＣを析出させるのに好適であるからである。特に、ＣＴが上限である７２０℃を超えると結晶粒が粗大化し強度低下を招くとともに、冷延焼鈍後の高ｒ値化を妨げることになる。

・冷間圧延工程
冷間圧延工程では、得られた熱延板に酸洗および冷延率５０％以上８５％以下の冷間圧延を施し冷延板とする。

酸洗は通常の条件にて行えばよい。また冷間圧延は冷延率（圧下率）が５０％以上８５％以下の条件で行う。高ｒ値化には一般的に高圧下率での圧延が有効であり、圧下率が５０％未満では｛１１１｝再結晶集合組織が十分に発達せず、優れた深絞り性を得ることが困難となる。一方、圧下率が８５％までは、圧下率を高くするほどｒ値が上昇するが、８５％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、圧延時のロールへの負荷も高まるため、圧下率の上限を８５％とする。

・冷延板焼鈍工程
冷延板焼鈍工程では、得られた冷延板に、焼鈍温度：８００℃以上９５０℃以下で焼鈍を施し、次いで焼鈍温度から５００℃までの温度域の平均冷却速度：５℃／ｓ以上として冷却する。

この焼鈍は、本発明の焼鈍工程における第１回目の焼鈍であり、少なくとも再結晶を行わせる必要がある。その場合、変態する前に再結晶を促進させる必要があり、そのために焼鈍温度は８００℃以上であることが必要である。一方、焼鈍温度が９５０℃を超えると再結晶粒が著しく粗大化し、鋼板の特性が大きく劣化するため、９５０℃以下であることが必要である。

焼鈍後の冷却速度は、マルテンサイト形成の観点から、焼鈍温度から５００℃までの温度域の平均冷却速度で５℃／ｓ以上とする必要がある。該温度域の平均冷却速度が５℃／ｓ未満ではマルテンサイトが形成されにくく、組織強化が不十分となる。すなわち、本発明ではマルテンサイトを含む第２相の存在が必須であることから、５００℃までの平均冷却速度が、マルテンサイトが生成する臨界冷却速度以上であることが必要であり、その速度が５℃／ｓ以上である。一方、５００℃までの冷却速度が１５℃／ｓを超えると、複合組織は形成されるが、第２相分率が高くなって延性には好ましくない組織となるおそれがある。このため、５００℃までの冷却速度は１５℃／ｓ以下が好ましい。

５００℃未満の温度における冷却については、それまでの冷却によりγ相はある程度安定化するので、特に限定する必要はないが、引き続き、望ましくは３００℃まで、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することが好ましく、過時効処理を施す場合は、過時効処理温度までを平均冷却速度が５℃／ｓ以上になるようにすることが好ましい。

本発明の鋼板として上述のめっき鋼板を適用する場合には、上記冷延板焼鈍後の鋼板の上に電気めっき処理、あるいは溶融めっき処理等のめっき処理を行う。

例えば、めっき処理として、自動車用鋼板に多用される溶融亜鉛めっきを行う場合には、上記焼鈍を連続溶融めっきラインで行い、焼鈍後の冷却に引き続いて溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、表面に溶融亜鉛めっき層を形成すればよく、あるいはさらに合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造してもよい。その場合、溶融めっきのポットから出た後、あるいはさらに合金化処理した後の冷却においても、３００℃までの平均冷却速度が５℃／ｓ以上となるように冷却することが好ましい。

また、上記焼鈍後の冷却までを焼鈍ラインで行い、一旦室温まで冷却した後、溶融亜鉛めっきラインにて溶融亜鉛めっきを施し、あるいはさらに合金化処理を行ってもよい。

なお、めっき層はこのような亜鉛系めっき鋼板に（純亜鉛および亜鉛系合金めっき）に限らず、ＡｌやＡｌ系合金めっき等、従来用いられている各種めっき層を採用することも可能である。

また、冷延焼鈍板およびめっき鋼板には、形状矯正、表面粗度等の調整の目的で、調質圧延またはレベラー加工を施してもよい。調質圧延あるいはレベラー加工の伸び率は、合計で０．２〜１５％の範囲内であることが好ましい。０．２％未満では形状矯正、粗度調整の所期の目的を達成することが困難となる。一方、１５％を超えると延性低下をもたらすおそれがある。なお、調質圧延とレベラー加工では加工形式が相違するが、その効果は両者で大きな差がないことが確認されている。調質圧延、レベラー加工はめっき処理後でも有効である。

以下、本発明の実施例について説明する。
表１に示す組成の溶鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとした。これら鋼スラブを１２５０℃に加熱し、粗圧延してシートバーとし、次いで表２に示す条件で仕上圧延および巻取を行う熱間圧延工程により熱延板とした。これらの熱延板を酸洗し、その後圧下率６５％で冷間圧延を行う冷間圧延工程により冷延板とした。引き続き、これら冷延板に連続焼鈍ラインにて、表２に示す条件で連続焼鈍を行った。さらに、得られた冷延焼鈍板に伸び率０．５％の調質圧延を施した。

なお、Ｎｏ．２の鋼板は、連続溶融亜鉛めっきラインにて冷延板焼鈍工程を施し、その後引き続きインラインで溶融亜鉛めっき（めっき浴温：４８０℃）を施して溶融亜鉛めっき鋼板とし、同様に各種特性を評価した。その結果を表２に示す。

得られた冷延焼鈍板について微視組織を観察し、引張特性、およびｒ値を測定した。測定方法は以下の通りとした。
（１）引張特性
得られた各冷延焼鈍板から圧延方向に対して９０°方向（Ｃ方向）にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して、クロスヘッド速度１０ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行い、降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（ＴＥｌ）を求めた。

（２）ｒ値測定
得られた各冷延焼鈍板から、圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に対して４５°方向（Ｄ方向）、圧延方向に対して９０°方向（Ｃ方向）にＪＩＳ５号引張試験片を採取した。これらの試験片に１０％の単軸引張歪を付与した時の各試験片の幅歪と板厚歪を求め、ＪＩＳ Ｚ ２２５４の規定に準拠して平均ｒ値（平均塑性歪比）を求めた。また、Ｌ方向のｒ値も求めた。

表２に示すように、本発明例では、いずれもＴＳが５４０ＭＰａ以上であり、平均ｒ値が１．４以上、圧延方向のｒ値が１．１以上であった。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、強度が不足しているか、あるいはｒ値や延性が低い値となった。

本発明によれば、引張強さ（ＴＳ）が５４０ＭＰａ以上７００ＭＰａ以下で、平均ｒ値が１．４以上、かつ、圧延方向のｒ値が１．１以上の高ｒ値を有する高強度鋼板を安価にかつ安定して製造することが可能となり、産業上格別の有用性を有する。例えば、本発明の高強度鋼板を自動車部品に適用した場合、これまでプレス成形が困難であった部位も高強度化が可能となり、自動車車体の衝突安全性や軽量化に十分寄与することができる。また、自動車部品に限らず家電部品やパイプ用素材としても適用可能である。

Claims (6)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０１〜０．０３％、
   Ｓｉ：０．２〜１．５％、
   Ｍｎ：１．０〜３．０％、
   Ｐ：０．００５〜０．１％、
   Ｓ：０．０１％以下、
   Ａｌ：０．００５〜０．１％、
   Ｎ：０．００５％以下、
   Ｎｂ：０．０２〜０．５％、
   Ｔｉ：０．５％以下、
   Ｖ：０．５％以下、
   Ｃｒ：０．１〜１．０％
   を含有し、
   Ｚ＝１００Ｓｉ＋３０Ｍｎ＋８００Ｐ
   としたとき（ただし、各元素記号はその元素の含有量（質量％）を示す）、Ｚが１５０以上であり、
   Ｃ^＊＝Ｃ−（１２／９３）Ｎｂ−（１２／４８）Ｔｉ^＊−（１２／５０．９／１０）Ｖ
   Ｘ＝０．１（Ｓｉ−０．５）−０．５（Ｐ−０．０５）−０．７５（Ｍｎ−２．０）
   Ｔｉ^＊＝Ｔｉ―１．５Ｓ−３．４Ｎ
   としたとき（ただし、各元素記号はその元素の含有量（質量％）を示す）、
   ０．００５≦Ｃ^＊≦０．０１２＋０．０４Ｘ
   Ｔｉ^＊≧０．０１
   を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、
   面積率で５０％以上のフェライト相と、面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む複合組織を有することを特徴とする、平均ｒ値が１．４以上でかつ圧延方向のｒ値が１．１以上の深絞り性に優れた高強度鋼板。
2. 前記高強度鋼板は、めっきを施しためっき鋼板であ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高強度鋼板。
3. 前記めっきは、溶融亜鉛めっきであることを特徴とする請求項２に記載の深絞り性に優れた高強度鋼板。
4. 質量％で、
   Ｃ：０．０１〜０．０３％、
   Ｓｉ：０．２〜１．５％、
   Ｍｎ：１．０〜３．０％、
   Ｐ：０．００５〜０．１％、
   Ｓ：０．０１％以下、
   Ａｌ：０．００５〜０．１％、
   Ｎ：０．００５％以下、
   Ｎｂ：０．０２〜０．５％、
   Ｔｉ：０．５％以下、
   Ｖ：０．５％以下、
   Ｃｒ：０．１〜１．０％
   を含有し、
   Ｚ＝１００Ｓｉ＋３０Ｍｎ＋８００Ｐ
   としたとき（ただし、各元素記号はその元素の含有量（質量％）を示す）、Ｚが１５０以上であり、
   Ｃ^＊＝Ｃ−（１２／９３）Ｎｂ−（１２／４８）Ｔｉ^＊−（１２／５０．９／１０）Ｖ
   Ｘ＝０．１（Ｓｉ−０．５）−０．５（Ｐ−０．０５）−０．７５（Ｍｎ−２．０）
   Ｔｉ^＊＝Ｔｉ―１．５Ｓ−３．４Ｎ
   としたとき（ただし、各元素記号はその元素の含有量（質量％）を示す）、
   ０．００５≦Ｃ^＊≦０．０１２＋０．０４Ｘ
   Ｔｉ^＊≧０．０１
   を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる成分組成を有する鋼スラブに対し、
   仕上圧延出側温度：８００℃以上とする仕上圧延を施し、５５０℃以上７２０℃以下で巻き取り、コイル冷却して熱延板とする熱間圧延工程と、
   得られた熱延板に酸洗および冷延率５０％以上８５％以下の冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程と、
   得られた冷延板に、焼鈍温度：８００℃以上９５０℃以下で焼鈍を施し、次いで焼鈍温度から５００℃までの温度域の平均冷却速度：５℃／ｓ以上として冷却する冷延板焼鈍工程と
   を順次施すことを特徴とする、平均ｒ値が１．４以上でかつ圧延方向のｒ値が１．１以上の深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法。
5. 前記冷延板焼鈍工程の後、めっきを施すめっき工程をさらに有することを特徴とする請求項４に記載の深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法。
6. 前記めっき工程は、溶融亜鉛系めっきを施すことを特徴とする請求項５に記載の深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法。