JP2712986B2 - 成形性と化成処理性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は成形性と化成処理性の優
れた深絞り用冷延鋼板の製造方法に係り、極低炭素鋼を
素材とした比較的安価で優れた材質と化成処理性を有す
る超深絞り用冷延鋼板の製造技術に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】今日における製鋼脱ガス技術の進歩によ
り、鋼中炭素（Ｃ）量を５０ppm 以下まで低減した極低
炭素鋼が比較的安価かつ大量に製造されるようになり、
当該鋼にNb、Ti、Ｂ、Zr等を添加した、所謂ＩＦ（Inte
rstitial Free)鋼が、連続焼鈍プロセスで高深絞り性と
非時効性が要求されるＥＤＤＱクラスの超深絞り用冷延
鋼板を製造するための有力な素材として一般化しつつあ
る。

【０００３】連続焼鈍冷延鋼板として一般的に使用され
る前記ＩＦ鋼は、TiとNbを単独あるいは複合添加した鋼
である。これらの元素は、強力な炭・窒化物形成元素で
あるため、熱延過程で鋼中のＮおよびＣを析出固定する
ことによって、冷延・焼鈍後に極めてすぐれた成形性が
発現される。しかし一方では、鋼中ＣをTiC あるいはNb
C として完全に析出固定すると焼鈍後の鋼板の粒界強度
が低下し、深絞り脆化（２次加工脆化）の問題が顕在化
する。

【０００４】この対策として微量Ｂの添加が有効である
ことが知られているが、深絞り性の劣化を伴う点が問題
である。また、上記したＩＦ鋼の材質上の特長とは裏腹
に、ＩＦ鋼は一般の低炭素Alキルド鋼に比べて化成処理
性が劣ることが知られている。とくに、Tiを添加するこ
とは、Nb単独添加のＩＦ鋼より材質安定性が優れている
ため、一般的にはTi添加を基本として成分設計されるケ
ースが多い。しかし、TiはNbに比べて酸化し易いため、
鋳造時のノズル詰まりのみならずスラブ表面のピンホー
ル欠陥の発生原因となることに加えて、製造工程で鋼板
表面に形成されるTiの酸化皮膜が化成処理性を劣化させ
ることが知られている。

【０００５】そこで、こうした問題を解決する方法とし
て、Mn、Ｓの添加量をそれぞれ0.２０〜0.７０および0.
０１８〜0.０４０まで高めて、MnS を核としたリン酸塩
結晶の生成を促進させる方法（特開昭５９−７４２６
０）、Ti−ＩＦ鋼にNbを複合添加することによって、Nb
C を核としたリン酸塩結晶の生成を促進させる方法（特
開昭６１−２６７５６）、Ti−ＩＦ鋼にNbを複合添加す
ることによって化成処理性を改善する技術などが開示さ
れている（特開昭６１−２６７５６）。一方、リン酸塩
結晶生成の核となる炭・窒化物の析出促進を狙いとし
て、熱延仕上げ温度を８８０℃以下に低下させる方法
（特開昭６１−４１７２２）あるいは６００℃〜８００
℃での温間圧延を行う方法（特開昭６３−１２１６２
３）なども開示されている。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】上記したような従来技
術の基本となる考え方は、一般の低炭素Alキルド冷延鋼
板ではFe₃Cがリン酸塩結晶生成の核を提供するのに対
し、ＩＦ鋼では鋼中Ｃが析出固定されているため、それ
に替わる核としてMnS あるいはNbC を鋼板表面に析出さ
せるものであって、特に、リン酸塩結晶の核発生につな
がるミクロ的なローカルセルの形成を支配する、結晶粒
界、介在物、酸化皮膜などの制御が極めて重要で有り、
これらの全てを、材質上不利を生じることなく、リン酸
塩結晶の核発生・成長に好ましいよう制御する必要があ
る。

【０００７】具体的に言うならば、特開昭５９−７４２
６０は、材質上硬質化することと、Ｓを高めることによ
る耐食性劣化のおそれがある。また特開昭６１−２６７
５６は、材質上も比較的有効な方法と考えられるが、基
本的にはTi量を4.０×（〔Ｃ〕＋〔Ｎ〕）以上とするこ
とによって、NbC として析出させるべきＣを、Ｎととも
にTiの炭・窒化物として析出固定することを必須条件と
した技術であり、一方、特開昭６１−４１７２２、特開
昭６３−１２１６２３などは、熱延条件に着目したユニ
ークな技術であるが、実操業上は連続熱間圧延機列内で
Ar₃ 変態が起こり、板形状および板厚変動の原因にな
る。また、熱間潤滑が不十分な場合は表面性状を劣化さ
せるばかりか、焼鈍後の鋼板のｒ値を劣化させることに
なり、操業の安定性に問題がある。

【０００８】近年、自動車車体に使用される冷延鋼板
は、部品形状の複雑化、大型化、防錆性の重視などに伴
い、従来は成形性の厳しい部位（リアクウォータ等）に
限定して使用されていたＥＤＤＱクラスの超深絞り用冷
延鋼板の比率が増大しており、ＩＦ鋼を素材とした冷延
鋼板が汎用品種として大量に使用されるようになってき
た。しかし、ＩＦ鋼は材質上優れた成形性を有する反
面、二次加工脆化および化成処理性の劣化などの問題を
抱えている。とくに、パネル等に使用される冷延鋼板
は、塗装密着性および下地鋼板の耐食性を確保する上で
化成処理性の良否が極めて重要であり、ＩＦ鋼を一般的
に使用する上で重要な課題である化成処理性の改善が適
切に得られない。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明は上記したような
実情に鑑み、検討を重ねて創案されたものであり、ＩＦ
鋼を使用し極めて優れた成形性と化成処理性を有する冷
延鋼板を得ることに成功したものであって、以下の如く
である。

【００１０】 （１） wt％で、0.００１０％≦Ｃ≦0.００３０％、 0.１０％≦Mn≦0.３０％、 Si≦0.０５％、 Ｐ≦0.０２％、 0.００５％≦Ｓ≦0.０
２０％、 0.０２≦ sol. Al≦0.０６％、 Ｎ≦0.００３０％、 6.２Ｃ≦Nb≦0.０２５％、 2.７Ｎ≦Ti＜0.０１０
％ を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を連続
熱間圧延し仕上げ圧延を行うに際し、最終仕上げ温度
（ＦＴ）が鋼中Nb、Ｃ、Mn、Ｓ含有量の関数（Ｘ）に対
して下記（１）式を満足する範囲で熱間圧延を終了し、
５６０〜６６０℃で巻取った熱延鋼帯を冷延鋼帯とした
後、再結晶温度以上Ac₃ 以下の温度範囲で焼鈍すること
を特徴とする成形性と化成処理性の優れた深絞り用冷延
鋼板の製造方法。 −１2.０Ｘ＋９９０≦ＦＴ≦−２3.３Ｘ＋１２００ （１） ＦＴ≦９２０℃、１0.０≦Ｘ≦１4.５ Ｘ＝ｌｏｇ〔Mn〕・〔Ｓ〕×ｌｏｇ〔Nb〕・〔Ｃ〕

【００１１】 （２） wt％で、0.００１０％≦Ｃ≦0.００３０％、 0.１０％≦Mn≦0.３０％、 Si≦0.０５％、 Ｐ≦0.０２％、 0.００５％≦Ｓ≦0.０
２０％、 0.０２≦ sol. Al≦0.０６％、 Ｎ≦0.００３０％、 6.２Ｃ≦Nb≦0.０２５％、 2.７Ｎ≦Ti＜0.０１０
％ を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を連続
鋳造後、鋳片中心部の温度が１１００℃を下廻らない条
件で鋳片の表層部を６００℃以上Ａｒ₃ 変態点以下まで
冷却した後、鋳片中心部からの復熱によって表層部の温
度を１０００℃以上として熱間圧延を開始し、連続熱間
圧延し仕上げ圧延を行うに際し、最終仕上げ温度（Ｆ
Ｔ）が鋼中Nb、Ｃ、Mn、Ｓ含有量の関数（Ｘ）に対して
下記（１）式を満足する範囲で熱間圧延を終了し、５６
０〜６６０℃で巻取った熱延鋼帯を冷延鋼帯とした後、
再結晶温度以上Ac₃ 以下の温度範囲で焼鈍することを特
徴とする成形性と化成処理性の優れた深絞り用冷延鋼板
の製造方法。 −１2.０Ｘ＋９９０≦ＦＴ≦−２3.３Ｘ＋１２００ （１） ＦＴ≦９２０℃、１0.０≦Ｘ≦１4.５ Ｘ＝ｌｏｇ〔Mn〕・〔Ｓ〕×ｌｏｇ〔Nb〕・〔Ｃ〕

【００１２】（３） ５〜１０ppm のＢを含有すること
を特徴とする前記（１）項または前記（２）項の何れか
に記載の成形性と化成処理性の優れた深絞り用冷延鋼板
の製造方法。

【００１３】

【作用】上記した本発明における最も重要な構成要件
は、鋼中のＣ、Mn、Ｓ、Ｎ、Nb、Tiを、それぞれ0.００
１０wt％≦Ｃ≦0.００３０wt％、0.１０wt％≦Mn≦0.３
０wt％、0.００５wt％≦Ｓ≦0.０２０wt％、Ｎ≦0.００
３０wt％、6.２Ｃ≦Nb≦0.０２５wt％、2.７Ｎ≦Ti＜0.
０１０wt％に規制したＩＦ鋼を熱間圧延するに際し、最
終仕上げ温度（ＦＴ）を、鋼中Nb、Ｃ、Mn、Ｓ量に対し
て厳密に管理するところにある。つまり、Ｎの析出固定
のみを意図してTiを添加したＩＦ鋼をベースとして、熱
間圧延過程で析出するMnS とNbC を微細かつ均一に分散
させることにより、以後の工程におけるTiの表面酸化の
回避と、最終製品における化成処理時のリン酸塩結晶の
核発生サイトとして、MnS とNbC を共に有効に機能させ
ることを狙いとする。

【００１４】更に、本発明においては、連続鋳造後、鋳
片中心部の温度が１１００℃を下回らない条件で鋳片の
表層部を６００℃以上Ar₃ 変態以下の範囲迄冷却した
後、鋳片中心部からの復熱によってスラブ表層部の温度
を１０００℃以上として熱間圧延を開始することによっ
て、MnS をさらに微細かつ均一に分散させることが出
来、化成処理性を一層向上する。

【００１５】本発明における必須構成要件に関してその
限定理由を以下に述べると、先ず本発明では、鋼板の表
面性状に影響をおよぼすTiに関してその量を制限する。
つまり、ＮをTiN として析出固定することと、過剰Tiの
存在による化成処理性の劣化を回避する目的から、その
上限を0.０１wt％未満とした。とくに、直送圧延等を行
う場合は、スラブ表面欠陥の発生原因となるため、厳密
な管理が必要となる。

【００１６】図１は、Ti量を種々変化させたTi添加ＩＦ
鋼について、連続鋳造スラブを表面無手入れで直送圧延
した熱延鋼板表面におけるヘゲ状欠陥密度（個／m²）と
当該鋼板を冷間圧延した後連続焼鈍した製品を化成処理
した時のリン酸塩皮膜性状の５段階評価結果におよぼす
Ti量の影響を示した。この図から明らかなように、Ti単
独添加の場合、Ti量が0.０１wt％未満の鋼種において、
熱延板の表面欠陥が全く認められなくなるばかりか化成
処理性に関しても優れた評価結果が得られる。この限界
値は、微量のNbを添加することによって緩和される方向
にはあるが、本発明では、Tiに関してより厳格な管理を
行うべく、その上限値を0.０１wt％未満とする。更に、
Tiは強力な窒化物形成元素であり、仕上げ熱延開始前に
鋼中ＮをTiN として析出固定するため、熱間圧延後にＮ
をAlN として析出させるよりコイル長手方向の材質変動
が改善される。従って、TiN として析出するTi量の下限
として、Ｎとの化学量論比（Ti＝４８Ｎ／１４）のほぼ
８０％の量（2.７Ｎ）に規制する。

【００１７】次に本発明では、リン酸塩結晶の核発生サ
イトとしてNbC を最大限に機能させるために、鋼中Ｃの
ほぼ全量をNbC として析出させることを基本とし、同時
に非時効化を達成する。これは、TiC として鋼中Ｃを固
定した場合、NbC として固定した場合にくらべて材質上
は軟質・高延性となるが、その場合は、一般には0.０１
wt％以上のTi添加が不可避となり、過剰Tiの存在による
化成処理性の劣化のみならず、スラブ表面に於けるピン
ホール欠陥の発生のため、表面手入れが不可欠となる。
更に、粒界強度低下による深絞り脆化感受性が増す。し
たがって、Nbに関しては、その下限値が重要であり、粒
界などへのＣの析出を考慮したとしても、Ｃとの化学量
論比（Nb＝９３Ｃ／１２）のほぼ８０％の量（6.２Ｃ）
に規制する。しかし、NbのみでＣを固定した場合、Ｃと
の当量比を越えてむやみにNbを添加することは、材質上
顕著な改善効果が認められないばかりかｒ値と伸びの劣
化が顕著となる。そこで、本発明ではその上限を0.０２
５wt％に限定する。

【００１８】さらに、本発明では、上記したTiとNbの役
割に加えて、リン酸塩結晶の核発生サイトとしてMnS を
有効に作用させる。とくに、その添加量に関しては従来
鋼と大幅に異なるものではないが、NbC とMnS のそれぞ
れの溶解度積と熱延仕上げ温度（ＦＴ）との関係を適正
に制御することによって、優れた素材特性を維持しなが
ら化成処理性が格段に向上することを見出した。

【００１９】図２は、Tiを0.００５〜0.０１wt％、Nbを
0.０１〜0.０２５wt％の範囲で添加したＩＦ鋼の、連続
焼鈍後のｒ値と化成処理性の評価結果を、ｌｏｇ〔Mn〕
・〔Ｓ〕×ｌｏｇ〔Nb〕・〔Ｃ〕（＝Ｘ）とＦＴのマト
リックス上にプロットした結果である。この図から明ら
かなように、化成処理性はＸとＦＴのバランスに強く依
存しており、 −１2.０Ｘ＋９９０≦ＦＴ≦−２3.３Ｘ＋１２００ （１） ＦＴ≦９２０℃、１0.０≦Ｘ≦１4.５ の範囲で高いｒ値と良好な化成処理性が得られる。

【００２０】つまり、ｌｏｇ〔Mn〕・〔Ｓ〕とｌｏｇ
〔Nb〕・〔Ｃ〕は、いずれも負の値であるから、これら
の元素の含有量が多い程、積の絶対値は小さくなる。し
たがって、Ｘの値が小さい程熱延時に析出するNbC とMn
S の量は多くなることを意味しており、Ｘに対して上記
範囲の下限以下にＦＴを下げると、NbC とMnS が非常に
微細に析出してｒ値を劣化させ、逆に上限以上にＦＴを
上げると、NbC とMnS の微細分散が不十分となってリン
酸塩結晶の核発生サイトとしての機能が損なわれるた
め、化成処理性が劣化するものと解釈できる。

【００２１】更に本発明では、MnS をより均一かつ微細
に分散させる狙いから、鋳造後、鋳片の表層部のみをAr
₃ 変態以下まで冷却した後、鋳片中心部からの復熱によ
ってスラブ表層部を再加熱して熱間圧延を行う。つま
り、５００℃以下まで冷却したスラブを再加熱して熱延
する場合、スラブの冷却過程で粗大に析出したMnS を微
細分散させる上で上記した熱延条件が極めて有効である
が、析出状態を更に均一微細にするため、直送圧延が有
効であるとの考えに基づくものである。しかし、通常の
直送圧延では、凝固時のデンドライト界面に析出したMn
S を均一分散させるのが難しいため、表層部のみを一旦
Ar₃ 変態を通過させることによってその目的を達成す
る。とくに、スラブの冷却過程でのMnS の粗大化が回避
されることによって、従来の加熱炉材に比べて一層の均
一微細分散が可能になり、その結果、化成処理性が更に
向上することを確認した。

【００２２】つぎに、本発明における主要元素の成分限
定理由について述べると、以下の如くである。Ｃは、そ
の含有量が少ないほどNbの添加量が少なくてすむが、本
発明では、リン酸塩結晶の核発生サイトとしてNbC を有
効に利用するため、その下限を１０ppm とする。一方、
上限に関しては、ＩＦ鋼としての材質上の要求特性を満
たすことと、リン酸塩結晶の核発生サイトとして機能が
飽和する臨界として３０ppm に規制する。

【００２３】Siは、化成処理性に関しては有害元素であ
るため低いほうが好ましいが、顕著な悪影響が認められ
ない上限として、0.０５wt％以下とした。

【００２４】Mnは、材質上は低いほうが好ましいが、本
発明では鋼中ＳとMnS を形成してリン酸塩結晶の核発生
サイトとしての機能を持たせるため、その下限値を0.１
０wt％とする。また上限値は、深絞り性に好ましい集合
組織の発達を意図して、0.３０wt％とする。

【００２５】Ｐは、化成処理性には有効な元素である
が、深絞り脆化に対して極めて有害な元素である。この
問題はＢを複合添加することによってある程度軽減され
るが、本発明では、高ｒ値化と二次加工脆化を本質的に
回避する狙いから、その上限を0.０２wt％に規制する。

【００２６】Ｓは、MnS の形成に不可欠の元素であり、
有効に作用する下限として0.００５wt％以上に規制す
る。またリン酸塩結晶の核発生サイトとして機能させる
ためには、Mnと共に本発明の範囲を超える量を添加する
のが有効と考えられるが、本発明は、耐食性の観点から
その上限を0.０２wt％に規制し、化成処理性に関して
は、プロセス条件の適正化によって対処するものであ
る。

【００２７】Alは、Tiが添加された鋼では、Ｎを固定す
るだけの目的であれば、連続鋳造が可能な範囲でその添
加量を低減することができる。しかし、本発明では、Al
で脱酸することにより、Tiの酸化を抑制して表面欠陥の
発生を減ずるため、0.０２wt％〜0.０６wt％の範囲で添
加する。

【００２８】Ｎは、ＩＦ鋼の材質に対しては低いほうが
好ましい。とくに、Ti添加量低減の観点から、その上限
を0.００３０wt％に規制した。

【００２９】Ｂは、本発明の作用効果をより顕著なもの
とするために、５〜１０ppm の範囲で添加する場合があ
る。これによって深絞り脆化が抑制される。しかし、１
０ppm を越えて添加すると、ｒ値の低下が顕在化するた
め、１０ppm を上限とした。

【００３０】

【実施例】本発明によるものの具体的な実施例について
説明すると、以下の如くである。 （実施例１）次の表１に示す成分系の連続鋳造鋳片を、
１２００℃に加熱後、粗圧延で３６mm厚に圧延した後、
７スタンドの連続熱間圧延機で、最終圧延機での仕上げ
厚：3.２mm、仕上げ温度：８８０〜９２０℃の条件で熱
間圧延を行って、６２０℃で巻き取った。該鋼帯を酸洗
後0.８mmまで冷間圧延を行って、８２０℃での連続焼鈍
と、一部の鋼に関しては７５０℃での箱焼鈍を行った。
0.５％調質圧延後の材質と化成処理性の評点は更に下記
する表２に示す。

【００３１】

【表１】

【００３２】

【表２】

【００３３】即ち本発明条件を満足する鋼No. ３〜５、
９、１２および１５のものは何れもElが５３％以上で、
ｒ_m 2.０以上であり、Tth も優れていると共に化成処理
性も良好であることが確認された。

【００３４】（実施例２）前記表１における鋼No. ２、
３、５、８、１２の各連続鋳造鋳片を、１２００℃に加
熱後、粗圧延で３６mm厚に圧延し、次いで７スタンドの
連続熱間圧延機で、最終圧延機での仕上げ厚が2.８mm、
仕上げ温度：７００〜９４０℃の条件で熱間圧延を行
い、６２０℃で巻き取った。該鋼帯を酸洗後0.７mmまで
冷間圧延を行って、８２０℃での連続焼鈍を行った。0.
５％調質圧延後の材質と化成処理性の評点を次の表３に
示す。

【００３５】

【表３】

【００３６】（実施例３）前述した表１における鋼No.
１、３、５、６、１０、１２および１５について、連続
鋳造鋳片を加熱炉に装入することなく、一旦鋳片の表面
温度を６５０〜８００℃の温度まで冷却した後、表面温
度を１１５０℃まで復熱して熱間圧延に供した。粗圧延
で４０mm厚に圧延してから、７スタンドの連続熱間圧延
機で、最終圧延機での仕上げ厚を3.２mm、仕上げ温度を
８８０〜９００℃の条件で熱間圧延を行い、６２０℃で
巻き取った。該鋼帯を酸洗後0.８mmまで冷間圧延をな
し、８２０℃での連続焼鈍と７５０℃での箱焼鈍を行っ
た。熱延鋼板段階で評価した鋼板表面のヘゲ状欠陥の密
度と、0.５％調質圧延後の材質および化成処理性の評点
は次の表４に示す如くであった。

【００３７】

【表４】

【００３８】

【発明の効果】以上説明したような本発明によるときは
卓越した加工性と化成処理性を具備した超深絞り用冷延
鋼板を比較的低コスト且つ安定して製造し提供すること
ができ、自動車その他の車輌用などとして近時における
要請に充分即応し得るものであるから工業的にその効果
の大きい発明である。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ti量を変化させて添加したTi添加ＩＦ鋼につい
て連続鋳造スラブを表面無手入れで直送圧延した熱延鋼
板表面における欠陥密度とそれら鋼板を冷間圧延後焼鈍
した製品を化成処理した際のリン酸塩皮膜評価結果を示
した図表である。

【図２】Tiを0.００５〜0.０１％、Nbを0.０１〜0.０２
５％添加したＩＦ鋼の連続焼鈍後ｒ値と化成処理性をｌ
ｏｇ〔Mn〕・〔Ｓ〕×ｌｏｇ〔Nb〕・〔Ｃ〕とＦＴとの
関係においてプロットした図表である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/14 Ｃ２２Ｃ 38/14

Claims (3)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 wt％で、0.００１０％≦Ｃ≦0.００３０
   ％、 0.１０％≦Mn≦0.３０％、 Si≦0.０５％、 Ｐ≦0.０２％、 0.００５％≦Ｓ≦0.０
   ２０％、 0.０２≦ sol. Al≦0.０６％、 Ｎ≦0.００３０％、 6.２Ｃ≦Nb≦0.０２５％、 2.７Ｎ≦Ti＜0.０１０
   ％ を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を連続
   熱間圧延し仕上げ圧延を行うに際し、最終仕上げ温度
   （ＦＴ）が鋼中Nb、Ｃ、Mn、Ｓ含有量の関数（Ｘ）に対
   して下記（１）式を満足する範囲で熱間圧延を終了し、
   ５６０〜６６０℃で巻取った熱延鋼帯を冷延鋼帯とした
   後、再結晶温度以上Ac₃ 以下の温度範囲で焼鈍すること
   を特徴とする成形性と化成処理性の優れた深絞り用冷延
   鋼板の製造方法。 −１2.０Ｘ＋９９０≦ＦＴ≦−２3.３Ｘ＋１２００ （１） ＦＴ≦９２０℃、１0.０≦Ｘ≦１4.５ Ｘ＝log 〔Mn〕・〔Ｓ〕×ｌｏｇ〔Nb〕・〔Ｃ〕
2. 【請求項２】 wt％で、0.００１０％≦Ｃ≦0.００３０
   ％、 0.１０％≦Mn≦0.３０％、 Si≦0.０５％、 Ｐ≦0.０２％、 0.００５％≦Ｓ≦0.０
   ２０％、 0.０２≦ sol. Al≦0.０６％、 Ｎ≦0.００３０％、 6.２Ｃ≦Nb≦0.０２５％、 2.７Ｎ≦Ti＜0.０１０
   ％ を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を連続
   鋳造後、鋳片中心部の温度が１１００℃を下廻らない条
   件で鋳片の表層部を６００℃以上Ar₃ 変態点以下まで冷
   却した後、鋳片中心部からの復熱によって表層部の温度
   を１０００℃以上として熱間圧延を開始し、連続熱間圧
   延し仕上げ圧延を行うに際し、最終仕上げ温度（ＦＴ）
   が鋼中Nb、Ｃ、Mn、Ｓ含有量の関数（Ｘ）に対して下記
   （１）式を満足する範囲で熱間圧延を終了し、５６０〜
   ６６０℃で巻取った熱延鋼帯を冷延鋼帯とした後、再結
   晶温度以上Ac₃ 以下の温度範囲で焼鈍することを特徴と
   する成形性と化成処理性の優れた深絞り用冷延鋼板の製
   造方法。 −１2.０Ｘ＋９９０≦ＦＴ≦−２3.３Ｘ＋１２００ （１） ＦＴ≦９２０℃、１0.０≦Ｘ≦１4.５ Ｘ＝ｌｏｇ〔Mn〕・〔Ｓ〕×ｌｏｇ〔Nb〕・〔Ｃ〕
3. 【請求項３】 ５〜１０ppm のＢを含有することを特徴
   とする請求項１または請求項２の何れかに記載の成形性
   と化成処理性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法。