JP4818710B2

JP4818710B2 - 深絞り用高強度冷延鋼板、深絞り用高強度溶融めっき鋼板及びその製造方法

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Publication number: JP4818710B2
Application number: JP2005370435A
Authority: JP
Inventors: 志郎佐柳; 阿部　　雅之; 純真木; 靖人後藤
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2005-12-22
Filing date: 2005-12-22
Publication date: 2011-11-16
Anticipated expiration: 2025-12-22
Also published as: JP2007169739A

Description

本発明は、自動車及び家電等の分野に適用される深絞り用高強度冷延鋼板、深絞り用高強度溶融めっき鋼板及びこの溶融めっき鋼板の製造方法に関し、特に、自動車の燃料タンク用途に好適な深絞り用高強度冷延鋼板、深絞り用高強度溶融めっき鋼板及びその製造方法に関する。

近年、自動車用鋼板においては、車体重量軽減による燃費向上を目的として、高強度化が進んでいる。燃料タンク用鋼板でも同様に、タンクの軽量化及び車体デザインの複雑化、更には燃料タンクの収納設置場所の関係から、燃料タンク形状の複雑化が進み、優れた成形性及び高強度化が要求されている。従来、このような成形性と高強度との両立の要望を満足させるために、極低炭素鋼にＴｉ及びＮｂのような炭窒化物形成元素を添加したＩＦ（Interstitial Free）鋼に、Ｐ、Ｓｉ及びＭｎ等の固溶強化元素を添加した高強度ＩＦ鋼が開発されてきた。

しかしながら、ＩＦ鋼はＣをＴｉ又はＮｂによって炭化物として固定するため、結晶粒界が非常に清浄になり、成形後に粒界破壊によって二次加工脆化が発生しやすくなるという問題点がある。また、高強度ＩＦ鋼の場合、固溶強化元素で粒内が強化され、相対的な粒界強度の低下が顕著になるため、二次加工脆化が促進されるという問題点もある。

更に、燃料タンクは、上面と下面とが別々にプレス成形され、これらを溶接により接合して用いられる。このため、鋼板を高強度化しても、溶接継手強度が鋼板の高強度化に見合ったように高くならないという問題点がある。同時に、燃料タンクは重要保安部品であるため、低温地域において衝突による衝撃を受けた場合の耐破壊性を向上させる必要があるが、従来技術により高強度化した鋼板で燃料タンクを製造した場合、低温衝撃で溶接部が脆性破壊される懸念がある。

これらの問題点のうち、二次加工脆化については、発生を回避するためのいくつかの方法が提案されている（例えば、特許文献１及び２参照。）。例えば、特許文献１では、粒界偏析による耐二次加工脆化の劣化を回避するため、Ｔｉ添加ＩＦ鋼をベースに、Ｐ含有量をできるだけ低減させ、その分、Ｍｎ、Ｓｉを多量に添加することで、耐二次加工脆性に優れた高張力鋼板を得る技術が提案されている。また、特許文献２では、極低炭素鋼板を用いて、Ｔｉ及びＮｂに加えてＢを添加することで、粒界強度を上昇させ、耐二次加工脆性を高める技術が提案されている。この特許文献２に記載の技術では、耐二次加工脆性の向上及びオーステナイト粒の再結晶の遅れに伴う熱間圧延時の負荷の増大防止を目的として、Ｂ含有量を最適化している。

また、溶接性を改善する目的でもいくつかの提案がなされている（例えば、特許文献３〜５参照。）。例えば、特許文献３に記載の技術は、Ｔｉ及び／又はＮｂを添加した極低炭素鋼板を焼鈍時に浸炭し、表層にマルテンサイト及びベイナイト組織を形成し、スポット溶接性を向上しようとするものである。また、特許文献４に記載の技術は、極低炭素鋼にＣｕを添加し、溶接時の熱影響部を広くすることにより、スポット溶接継手強度を高めようとするものである。更に、特許文献５に記載の技術は、鋼にＭｇを添加して鋼板中にＭｇ酸化物及び／又はＭｇ硫化物を生成させることにより、ピニング効果により、溶接部、熱影響部の細粒化を図り、溶接部の疲労強度の劣化を防止する技術である。

特開平５−５９４９１号公報特開平６−５７３７３号公報特開平７−１８８７７７号公報特開平８−２９１３６４号公報特開２００１−２８８５３４号公報

しかしながら、前述した特許文献１及び２に記載の方法で作製された鋼板は、加工性及び耐二次加工脆性は良好であるが、この冷延鋼板を溶接した溶接継手の溶接部の強度及び靭性（以下、これらをまとめて溶接継手効率という）が低いという問題点が残る。また、特許文献３に記載の方法は、焼鈍中に浸炭するが、実際の製造設備では通板速度、雰囲気ガス組成及び温度が一定でないため、浸炭量が変化し、製造される鋼板の間で材質のバラツキが大きくなり、安定した鋼板の製造が困難であるという問題点がある。更に、特許文献４に記載の方法はＣｕを多量に添加するため、Ｃｕによる表面欠陥が多発し、歩留まりが低下するという問題点がある。更にまた、特許文献５に記載の方法は、比較的溶接後の冷却速度が遅いアーク溶接等では効果があるが、冷却速度が速いシーム溶接等ではその効果が認められないという問題点がある。更にまた、薄鋼板においては、溶接部の靭性を向上させようとする技術がないばかりか、溶接部の靭性に関する問題提起すらなされていない。

本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、３８０ＭＰａ以上、５４０ＭＰａ未満の引張り強さで、自動車分野、特に燃料タンク用途に適用可能なプレス成形性を有し、且つ耐二次加工脆性及びシーム溶接性が優れた深絞り用高強度冷延鋼板、深絞り用高強度溶融めっき鋼板及びその製造方法を提供することにある。

本発明に係る深絞り用高強度冷延鋼板は、自動車燃料タンクに用いられる深絞り用高強度冷延鋼板であって、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０６０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５０％（但し、０．００９％を除く）、Ａｌ：０．１０〜０．９０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％及びＮ：０．００１０〜０．００７０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、引張り強さＴＳ（ＭＰａ）の絶対値が、Ｐ含有量（％）の絶対値の１×１０⁴倍以上であり、且つＴｉ含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｎ含有量（％）を［Ｎ］、Ｐ含有量（％）を［Ｐ］としたとき、下記数式（１）により表されるＴ^*が０．０４％未満であることを特徴とする。

本発明に係る他の深絞り用高強度冷延鋼板は、自動車燃料タンクに用いられる深絞り用高強度冷延鋼板であって、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０６０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５０％（但し、０．００９％を除く）、Ａｌ：０．１０〜０．９０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％及びＮ：０．００１０〜０．００７０％を含有すると共に、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％及びＭｏ：０．０１〜１．０％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、引張り強さＴＳ（ＭＰａ）の絶対値が、Ｐ含有量（％）の絶対値の１×１０⁴倍以上であり、且つＴｉ含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｎ含有量（％）を［Ｎ］、Ｐ含有量（％）を［Ｐ］としたとき、上記数式（１）により表されるＴ^*が０．０４％未満であることを特徴とする。

本発明に係る深絞り用高強度溶融めっき鋼板は、自動車燃料タンクに用いられる深絞り用高強度溶融めっき鋼板であって、冷延鋼板と、前記冷延鋼板の表面に形成された溶融めっき層とを有し、前記冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０６０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５０％（但し、０．００９％を除く）、Ａｌ：０．１０〜０．９０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％及びＮ：０．００１０〜０．００７０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｔｉ含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｎ含有量（％）を［Ｎ］、Ｐ含有量（％）を［Ｐ］としたとき、上記数式（１）により表されるＴ^*が０．０４％未満である組成を有し、引張り強さＴＳ（ＭＰａ）の絶対値が、前記冷延鋼板のＰ含有量（％）の絶対値の１×１０⁴倍以上であることを特徴とする。

本発明に係る他の深絞り用高強度溶融めっき鋼板は、自動車燃料タンクに用いられる深絞り用高強度溶融めっき鋼板であって、冷延鋼板と、前記冷延鋼板の表面に形成された溶融めっき層とを有し、前記冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０６０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５０％（但し、０．００９％を除く）、Ａｌ：０．１０〜０．９０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％及びＮ：０．００１０〜０．００７０％を含有すると共に、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％及びＭｏ：０．０１〜１．０％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｔｉ含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｎ含有量（％）を［Ｎ］、Ｐ含有量（％）を［Ｐ］としたとき、上記数式（１）により表されるＴ^*が０．０４％未満である組成を有し、引張り強さＴＳ（ＭＰａ）の絶対値が、前記冷延鋼板のＰ含有量（％）の絶対値の１×１０⁴倍以上であることを特徴とする。

本発明に係る深絞り用高強度溶融めっき鋼板の製造方法は、自動車燃料タンクに用いられる深絞り用高強度溶融めっき鋼板の製造方法であって、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０６０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５０％（但し、０．００９％を除く）、Ａｌ：０．１０〜０．９０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％及びＮ：０．００１０〜０．００７０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｔｉ含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｎ含有量（％）を［Ｎ］、Ｐ含有量（％）を［Ｐ］としたとき、上記数式（１）により表されるＴ^*が０．０４％未満である組成の溶鋼を連続鋳造してスラブを得る工程と、前記スラブを、仕上げ温度がＡｒ３温度以上、巻取り温度が７５０℃以下の条件で、熱間圧延して熱延コイルを得る工程と、前記熱延コイルを５０％以上の冷延率で冷間圧延して所定の厚さの冷延コイルとする工程と、前記冷延コイルを再結晶温度以上の温度で焼鈍すると共に、その冷延過程において前記冷延コイルの表面に溶融めっきを施す工程とを有し、引張り強さＴＳ（ＭＰａ）の絶対値が、Ｐ含有量（％）の絶対値の１×１０⁴倍以上である溶融めっき鋼板を製造することを特徴とする。

本発明に係る他の深絞り用高強度溶融めっき鋼板の製造方法は、自動車燃料タンクに用いられる深絞り用高強度溶融めっき鋼板の製造方法であって、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０６０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５０％（但し、０．００９％を除く）、Ａｌ：０．１０〜０．９０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％及びＮ：０．００１０〜０．００７０％を含有すると共に、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％及びＭｏ：０．０１〜１．０％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｔｉ含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｎ含有量（％）を［Ｎ］、Ｐ含有量（％）を［Ｐ］としたとき、上記数式（１）により表されるＴ^*が０．０４％未満である組成の溶鋼を連続鋳造してスラブを得る工程と、前記スラブを、仕上げ温度がＡｒ３温度以上、巻取り温度が７５０℃以下の条件で、熱間圧延して熱延コイルを得る工程と、前記熱延コイルを５０％以上の冷延率で冷間圧延して所定の厚さの冷延コイルとする工程と、前記冷延コイルを再結晶温度以上の温度で焼鈍すると共に、その冷延過程において前記冷延コイルの表面に溶融めっきを施す工程とを有し、引張り強さＴＳ（ＭＰａ）の絶対値が、Ｐ含有量（％）の絶対値の１×１０⁴倍以上である溶融めっき鋼板を製造することを特徴とする。

本発明によれば、従来、固溶強化元素とされていたＰを引張り強さと特定の関係以下に低減し、Ｍｎ及びＡｌの含有量を高め、且つ、Ｔｉ、Ｐ及びＮの含有量を特定の関係を満足させているため、優れたプレス成形性を有し、更に優れた耐二次加工脆性と優れたシーム溶接性とを併せ持つ深絞り用高強度冷延鋼板及び深絞り用高強度溶融めっき鋼板が得られる。これらの効果により、鋼板の高強度化が可能となり、自動車の車体重量軽減による燃費向上が可能となり、とりわけ、鋼板の薄手化が可能となることから、燃料タンクの軽量化、車体デザインの複雑化が可能となる。この効果は工業的には極めて大きい。

以下、本発明を実施するための最良の形態について、詳細に説明する。なお、以下の説明においては、組成における質量％は、単に％と記載する。

本願発明者は、従来技術では極めて困難であった優れたプレス成形性を有し、且つ優れた耐二次加工脆性及び溶接継手効率を併せ持つ高強度冷延鋼板及び高強度溶融めっき鋼板を得るため、鋭意検討を重ねた。その結果、従来、固溶強化元素とされていたＰの含有量をできだけ低減すると共に、Ｍｎ及びＡｌの含有量を高め、更に、加工性を高めるために鋼中のＣ及びＮを固定するＴｉ、Ｎｂ、Ｎ、Ｃ及びＰの含有量を規定し、且つ、Ｔｉ、Ｎ及びＰの含有量の関係が特定の条件を満足するようにすると、溶接継手効率及び耐二次加工脆性を一段と改善できることを見出した。

先ず、本発明の深絞り用高強度冷延鋼板（以下、単に冷延鋼板という）を構成する鋼成分の添加理由及び数値限定理由について説明する。

本発明の冷延鋼板は、Ｃ：０．０００５〜０．００４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０６０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５０％、Ａｌ：０．１０〜０．９０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％及びＮ：０．００１０〜０．００７０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、引張り強さＴＳ（ＭＰａ）の絶対値が、Ｐ含有量（％）の絶対値の１×１０^４倍以上であり、且つ下記数式（２）により表されるＴ^＊が０．０４％未満である。なお、下記数式（２）における［Ｔｉ］はＴｉ含有量（％）、［Ｎ］はＮ含有量（％）、［Ｐ］はＰ含有量（％）である。また、本発明の冷延鋼板は、必要に応じて、強度調節のため、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％及びＭｏ：０．０１〜１．０％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有することもある。

Ｃ：０．０００５〜０．００４０％
Ｃは、本発明において極めて重要な元素である。具体的には、Ｃは、Ｎｂ及びＴｉと結合して炭化物を形成し、高強度化を達成するために極めて有効な元素である。しかしながら、Ｃ含有量が０．００４０％を超えると、加工性が低下すると共に、溶接継手効率が低下する。一方、本発明の冷延鋼板においては、Ｃ含有量が低くても、他の強化方法で補うことができるため、Ｃ含有量の下限値は特に規定する必要はないが、Ｃ含有量を０．０００５％未満に低減すると、製鋼時の脱炭コストが上昇する。よって、Ｃ含有量は０．０００５〜０．００４０％とする。また、極めて高い加工性が要求される場合には、Ｃ含有量を０．００３０％以下とすることが好ましい。

Ｓｉ：０．０５〜０．３０％
Ｓｉは、固溶強化元素として一般に知られている元素である。しかしながら、Ｓｉ含有量が多くなると、具体的には、Ｓｉ含有量が０．３０％を超えると、溶融めっき性が損なわれる。一方、Ｓｉの含有量が少なくなると、具体的には、Ｓｉ含有量が０．０５％未満になると、鋼板の強度が低下する。よって、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．３０％とする。また、良好な溶融めっき性を得るためには、Ｓｉ含有量を０．０５〜０．２０％とすることが好ましい。

Ｍｎ：１．２〜３．０％
Ｍｎは、Ｓｉと同様に固溶強化により素材強度を上昇させる元素であり、本発明の冷延鋼板を高強度化するために重要な元素の１つである。Ｍｎには、組織を微細化して高強度化する機構と、固溶強化による高強度化機構とがあるが、Ｍｎ含有量が１．２％未満の場合、その添加効果が得られない。一方、Ｍｎの含有量が３．０％を超えると、深絞り性の指標であるｒ値の面内異方性が大きくなり、プレス成形性が損なわれる。よって、Ｍｎ含有量は１．２〜３．０％とする。なお、Ｍｎ含有量の好ましい範囲は１．４〜２．０％であり、これにより、鋼板の強度及び成形性をより高めることができる。

Ｐ：０．００５〜０．０５％
Ｐは、添加しても加工性の劣化が少なく、固溶強化で高強度化に有効な元素である。しかしながら、Ｐは、粒界に偏析して耐二次加工脆性を劣化させると共に、溶接部に凝固偏析を生じ、溶接継手効率を低下させる元素でもある。具体的には、Ｐ含有量が０．０５％を超えると、粒界への偏析が生じる。一方、Ｐ含有量の下限値は特に規定する必要はないが、Ｐ含有量を０．００５％未満にすると、精錬コストが高くなる。よって、Ｐ含有量は０．００５〜０．０５％とする。なお、より優れた耐二次加工性及びシーム溶接性を得るためには、Ｐ含有量を０．０３％以下にすることが好ましい。

Ｔｉ：０．０１〜０．０６０％
Ｔｉは、Ｎ及びＣとの親和力が強く、凝固時に炭窒化物を形成し、鋼中に固溶しているＮ及びＣを低減して、加工性を高める効果がある。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．０１％未満では、この効果が得られない。一方、Ｔｉの含有量が多くなると、具体的には、Ｔｉ含有量が０．０６０％を超えると、溶接継手の溶接部の強度及び靭性、即ち、溶接継手効率が劣化する。よって、Ｔｉ含有量は０．０１〜０．０６０％とする。

Ｎｂ：０．０１〜０．０５０％
Ｎｂは、Ｔｉと同様に炭窒化物を形成し、鋼中に固溶しているＮ及びＣを低減して、加工性を高める効果がある。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０１％未満の場合、この効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が多くなると、具体的には、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えると、再結晶温度が高くなり、高温焼鈍が必要になるため、ｒ値の面内異方性が大きくなると共に、溶接後のピール強度が低下する。よって、Ｎｂ含有量は０．０１〜０．０５０％とする。また、Ｎｂ含有量の好ましい範囲は、０．０１５〜０．００３０％であり、この範囲にすることにより、優れた加工性及び溶接性が得られる。

Ａｌ：０．１０〜０．９０％
Ａｌは、鋼を溶製する際に、脱酸材として使用される元素である。本願発明者は、このＡｌの含有量を、通常の脱酸に必要な量以上の０．１０％以上にすることにより、シーム溶接における溶接継手効率が良好となり、特に、低温における継手強度が向上することを知見した。以下、この事実を知見した実験内容について説明する。

本願発明者は、先ず、Ｃ：０．００２０〜０．００３０％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：１．３〜２．０％、Ｐ：０．０２〜０．０３％、Ｔｉ：０．０１〜０．０２％、Ｎｂ：０．０１〜０．０３０％、Ｎ：０．００３０〜０．００４５％、Ｂ：０．００２０、Ａｌ：０．０４〜１．０％の範囲で変化させた成分の鋼を、真空溶解炉で溶製し、１２５０℃に加熱した後、仕上げ温度を８９０〜９１０℃として、３．７ｍｍの厚さまで熱間圧延して熱延板とした。引き続き、この熱延板を６５０℃まで強制冷却した後、６４０℃に保持した加熱炉に装入し、炉冷した。次に、この冷却後の熱延板を脱スケールした後、冷間圧延し、厚さが１．２ｍｍの冷延板とした。更に、この冷延板に対して、８００℃の温度で６０秒間の焼鈍を行うと共に、１．０％の調質圧延を施した。これにより製造された冷延鋼板の強度は、４５０〜４６０ＭＰａであった。そして、図１に示すように、２枚の冷延鋼板１ａ，１ｂを重ねてシーム溶接した試験片の溶接部２について、−６０℃でピール試験を行い、そのピール強度を測定した。

図２は横軸にＡｌ含有量をとり、縦軸に−６０℃におけるピール強度をとって、Ａｌ含有量とピール強度との関係を示すグラフ図である。図２に示すように、Ａｌ含有量が０．１％以上になると、−６０℃におけるピール強度が４００ＭＰａ以上となり、優れたシーム溶接性が得られた。本発明においては、この実験結果に基づき、Ａｌ含有量の下限値を０．１０％とする。一方、Ａｌ含有量が多くなると、シーム溶接性が劣化すると共に、鋼板の表面品質が劣化するため、Ａｌ含有量の上限値は０．９０％とする。また、優れたシーム溶接を得るためには、Ａｌ含有量を０．２０〜０．６０％とすることが好ましい。

Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは、粒界に偏析することにより、粒界強度を高め、耐二次加工脆性を良好にする元素である。しかしながら、Ｂ含有量が０．０００５％未満の場合、その効果が得られない。一方、Ｂ含有量が多くなると、具体的には、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、その添加効果が飽和するだけでなく、再結晶温度が高くなり、高温での焼鈍が必要となるため、製造コストの上昇を招くと共に、加工性が劣化する。よって、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００５０％とする。なお、Ｂ含有量の好ましい範囲は、０．００１０〜０．００３５％である。

Ｎ：０．００１０〜０．００８０％
Ｎは鋼の精錬時に不可避的に混入する元素である。また、Ｎは、Ｔｉ、Ａｌ及びＮｂの窒化物を形成し、加工性には悪影響を及ぼさないが、溶接性を劣化させる元素である。このため、Ｎ含有量は０．００８０％以下に規制する必要がある。一方、Ｎ含有量を０．００１０％未満に低減するには、製造コストが高くなる。よって、Ｎ含有量は０．００１０〜０．００８０％とする。

｜ＴＳ｜≧｜Ｐ｜×１０^４
前述したように、Ｐは添加による加工性の劣化が少なく、固溶強化による高強度化に有効な元素である。このため、従来は高強度を得るために、Ｐを多量に添加する傾向があったが、本願発明者は、強度に対して特定量以上にＰを添加すると、具体的には、引張り強さＴＳ（ＭＰａ）の絶対値｜ＴＳ｜が、Ｐ含有量（％）の絶対値｜Ｐ｜の１×１０^４倍未満になると、耐二次加工脆性及び溶接継手効率が急激に劣化することを知見した。そこで、本発明においては、引張り強さＴＳ（ＭＰａ）の絶対値｜ＴＳ｜が、Ｐ含有量（％）の絶対値｜Ｐ｜の１×１０^４倍以上になるようにする。一般に、鋼材の引張り強さは、主に鋼成分に依存し、製造条件は副次的に影響する。そこで、鋼成分設計に際しては、Ｐ含有量を極力少なくすると共に、溶接性、加工性、耐二次加工脆性、めっき性に悪影響を及ぼさない範囲でＳｉ及びＭｎの含有量を多くする必要がある。また、製造する際は、強度の低下を防止するため、熱間圧延時の巻取り温度を高温にしないようにすると共に、８５０℃を超える高温での焼鈍を行わないようにすることが好ましい。

Ｔ^＊＜０．０４％
本願発明者は、上記数式（２）により規定されるＴ^＊の値が大きくなると、溶接継手効率が劣化することを見出した。このＴ^＊の値が０．０４％以上の場合、特に、低温における継手効率の劣化が顕著となり、脆性破壊破面が生じる温度が高温になって、溶接部の靭性が劣化する。以上の理由から、本発明においては、Ｔ^＊の値を０．０４％未満とする。

Ｎｉ：０．０１〜１．０％
Ｎｉは、Ｍｎと同様に高強度化に有効な元素である。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．０１％未満の場合、その効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が１．０％を超えると、製造コストの上昇を招く。このため、強度調整のためにＮｉを添加する場合は、その含有量が０．０１〜１．０％になるようにする。

Ｃｒ：０．０１〜１．０％
Ｃｒは、加工性を劣化させることなく、高強度化を実現するために有効な元素である。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．０１％未満では、その効果が得られない。一方、Ｃｒの含有量が１．０％を超えると、製造コストの上昇を招くと共に、めっき性が阻害される。よって、強度調整のためにＣｒを添加する場合は、その含有量が０．０１〜１．０％になるようにする。

Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは、固溶体強化で鋼板の強度を高める元素である。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．０１％未満の場合、これらの効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、製造コストの上昇を招く。よって、強度調整のためにＭｏを添加する場合は、その含有量が０．０１〜１．０％になるようにする。

なお、本発明の冷延鋼板における残部、即ち、上述した各元素以外の成分は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。本発明の冷延鋼板に含まれる不可避的不純物としては、例えば、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｖ及びＣｏ等が挙げられる。また、本発明の冷延鋼板には、上述した各元素以外にＳ及びＣｕ等の元素を通常の範囲で添加することもでき、その場合でも本発明の特徴が損なわれることはない。

本発明においては、従来、固溶強化元素とされていたＰの含有量を低減すると共に、Ｍｎ及びＡｌの含有量を高め、更に、Ｔｉ含有量、Ｐ含有量及びＮ含有量から求められるＴ^＊の値が０．０４％未満になるようにしているため、プレス成形性、耐二次加工脆性及びシーム溶接性の全ての特性が優れた冷延鋼板を得ることができる。

また、本発明の冷延鋼板は、その表面に亜鉛、Ａｌ合金、Ｓｎ及びＳｎ−Ｚｎ合金等からなる溶融めっき層を設けることにより、プレス成形性、耐二次加工脆性及びシーム溶接性に加えて、耐食性も優れた溶融めっき鋼板が得られる。

次に、本発明の冷延鋼板の製造方法について説明する。本発明の冷延鋼板を製造する際は、先ず上述した鋼組成となるように、原料を転炉又は電気炉に投入し、更に必要に応じて真空脱ガス処理して、スラブにする。次に、このスラブを、仕上げ温度がＡｒ３温度以上、巻取り温度が７５０℃以下の条件で、熱間圧延に供して熱延コイルを得る。このとき、熱間圧延の加熱温度は、何℃に設定しても本発明の特徴を損なわれないため、圧延の操業に支障がない範囲で選べばよい。また、熱間圧延の仕上温度がＡｒ３温度未満であると、鋼板の加工性が損なわれるため、熱間圧延の仕上温度はＡｒ３温度以上とする。更に、熱間圧延後の巻取り温度が７５０℃を超える高温になると、冷延焼鈍後の鋼板の強度が低下するため、巻取り温度は７５０℃以下とする。

次に、上述の方法で作製した熱延コイルを、必要に応じて脱スケールした後、５０％以上の冷延率で冷間圧延して、所定の板厚の冷延コイルを得る。このとき、冷間圧延率が５０％未満の場合、焼鈍後の鋼板の強度が低下し、深絞り加工性が劣化する。なお、この冷間圧延率は６５〜８０％とすることが好ましく、これにより、強度及び深絞り加工性がより優れた冷延鋼板が得られる。

その後、冷延コイルを再結晶温度以上の温度で焼鈍して、冷延鋼板を得る。その際、焼鈍温度が再結晶温度未満の場合は、良好な集合組織が発達せず、深絞り加工性が劣化する。一方、焼鈍温度が高くなると鋼板の強度が低下するため、焼鈍は８５０℃以下の温度で実施することが好ましい。また、連続焼鈍方式で焼鈍する場合は、冷却中に過時効処理が存在しても、しなくても本発明の特徴を損なわれないので、過時効処理は実施しても、しなくてもどちらでもよい。更に、本発明の冷延鋼板を溶融めっき鋼板として使用する場合は、この焼鈍工程の冷却過程において、表面に亜鉛、Ａｌ合金、Ｓｎ及びＳｎ−Ｚｎ合金等を溶融めっきする。

そして、上述の方法により作製された冷延鋼板及び溶融めっき鋼板は、必要に応じて調質圧延され、更に、電気めっき等の表面処理が施された後、出荷される。

以下、本発明の実施例及び比較例を挙げて、本発明の効果について具体的に説明する。先ず、本発明の実施例１について説明する。本実施例においては、下記表１に示す鋼組成のスラブを、１２００℃に加熱保持した後、熱延仕上温度が８５０〜８８０℃、巻き取り温度が６００〜６５０℃の条件で熱間圧延し、板厚が３．７ｍｍの熱延板にした。次に、この熱延板を、酸洗した後で冷間圧延して、厚さが１．２ｍｍの冷延板にした。更に、この冷延板に対して、８００℃で６５秒間保持するサイクルの焼鈍を行った後、１．０％の調質圧延を行って、実施例及び比較例の冷延鋼板とした。なお、下記表１に示す鋼組成における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。また、下記表１における下線は、本発明の範囲外であることを示す。

そして、上述の方法で作製した実施例及び比較例の各鋼板の引張り特性、深絞り加工の指標であるr値、耐二次加工脆性及びシーム溶接性（溶接継手効率）について評価した。以下、その評価方法について説明する。

引張り特性は、各鋼板から引張り方向が圧延方向と並行になるようにして採取したＪＩＳ５号試験片を使用して引張り試験を行い、その引張り強さＴＳ及び伸びＥｌにより評価した。そして、引張り強さＴＳが４４０ＭＰａ以上で、伸びＥｌが３５％以上のものを合格とした。

ｒ値の評価は、各鋼板から圧延方向に平行方向、４５°方向、直角方向の３方向について夫々ＪＩＳ５号引張り試験片を採取し、各試験片のｒ値を測定した。そして、圧延方向に平行なｒ値をｒ_０、４５°方向のｒ値をｒ_４５、直角方向のｒ値をｒ_９０としたとき、下記数式（３）により求められる各方向のｒ値の平均値ｒ_ａｖｅにより評価した。なお、本実施例においてはｒ_ａｖｅが１．５０以上のものを合格とした。

耐二次加工脆性は、鋼板（板厚：１．２ｍｍ）を直径１００ｍｍにブランキングした後、外径が５０ｍｍのポンチで円筒絞りを行い、その絞りカップを３０°の円錐台に載せ、種々の温度条件下で、高さ１ｍ位置から重さ５ｋｇの錘を落下させて、カップに割れが発生しない最低の温度（耐二次加工脆性温度）を求めた。この耐二次加工脆性温度は、鋼板の板厚及び試験方法により変化するが、本実施例においては、−５０℃以下を合格とした。

シーム溶接性は、各冷延鋼板をシーム溶接して図１に示す形状の試験片を作製し、この試験片を使用して、温度を変えてピール試験を行い、その破断面をＳＥＭ（Scanning Electron Microscope：走査型電子顕微鏡）で観察し、破断面に脆性破面が見られない最低の温度（延性破面温度）及び−６０℃におけるピール強度で評価した。そして、本実施例においては、−６０℃におけるピール強度が母材の引張り強さＴＳの８０％以上のもの、及び延性破面温度が−３０℃以下のものを合格とした。以上の評価結果を下記表２にまとめて示す。

上記表２に示すように、Ｔｉ及びＮｂを複合添加した本発明の範囲内の実施例であるＮｏ．１〜Ｎｏ．３の冷延鋼板は、いずれもr値（ｒ_ａｖｅ）が１．８以上、伸びＥｌが３５％以上と優れた加工特性を有すると共に、耐二次加工脆性が−６０℃と良好であった。更に、このＮｏ．１〜Ｎｏ．３の冷延鋼板は、シーム溶接したときのピール強度が４００ＭＰａ以上であり、また−６０℃でも脆性破面が生じなかったことから、シーム溶接性にも優れていることが確認された。また、Ｎｉを添加した本発明の範囲内の実施例であるＮｏ．４の冷延鋼板も、優れた加工特性を有すると共に、耐二次加工脆性及びシーム溶接性が良好であった。Ｎｏ．５の冷延鋼板はＣｒを添加した本発明の範囲内の実施例である。この冷延鋼板も優れた加工特性を有すると共に、耐二次加工脆性及びシーム溶接性が優れていた。Ｎｏ．６の冷延鋼板はＭｏを添加した本発明の範囲内の実施例である。この鋼板も、r値（ｒ_ａｖｅ）が１．９６と高く、伸びＥｌも３５％以上であり、加工特性、耐二次加工脆性及びシーム溶接性の全てにおいて優れていた。

一方、Ｎｏ．７の冷延鋼板は、Ｐ含有量が０．０７０％と本発明の範囲から外れた比較例である。この鋼板は、加工特性は良好であったが、縦割れ発生温度が２０℃であり、耐二次加工脆性が劣っていた。また、このＮｏ．７の冷延鋼板は、シーム溶接したときのピール強度が低く、また延性破面温度も２０℃と高いことから、耐二次加工性が劣っていた。Ｎｏ．８の冷延鋼板は、Ａｌ含有量が０．０４５％と本発明の範囲から外れた比較例である。この冷延鋼板も、前述の実施例の冷延鋼板に比べてシーム溶接性が劣っていた。また、Ｔｉ含有量が０．０９０％、Ｔ^＊の値が０．０７０７％と本発明の範囲から外れた比較例であるＮｏ．９の冷延鋼板も、前述のＮｏ．８の冷延鋼板と同様に、シーム溶接性が劣っていた。Ｎｏ．１０の鋼板は、Ｍｎ含有量が３．５％と本発明の範囲を超えている比較例である。この鋼板は、r値（ｒ_ａｖｅ）が１．１５と加工特性が劣ると共に、耐二次加工脆性及びシーム溶接性も劣っていた。

Ｎｏ．２１の冷延鋼板は、Ｃ含有量が０．００８０％と本発明の上限を超えている比較例である。この鋼板は加工性の指標の一つであるｒ_ａｖｅ値が低く、また、溶接特性も劣っていた。Ｎｏ．２２の冷延鋼板は、Ｓｉ含有量が本発明の下限よりも少ない比較例である。この鋼板は、引張り強さが３６５ＭＰａと低く、本発明の目的と合致しなかった。Ｎｏ．２３の冷延鋼板は、Ｍｎ含有量が０．４０％と本発明の範囲から外れた比較例である。この鋼板も、引張り強さが３５９ＭＰａと低く、本発明の目的に合致しなかった。Ｎｏ．２４の冷延鋼板は、Ｔｉ含有量が０．００５％と本発明の範囲から外れた比較例である。この鋼板は、耐二次加工脆性及び溶接性は良好であるが、加工性の指標であるｒ_ａｖｅ値が１．２５と低かった。

Ｎｏ．２５の冷延鋼板は、Ｎｂ含有量が０．０８％と本発明の上限を超えている比較例である。この鋼板は、８００℃に保持する焼鈍工程において再結晶が完全に終了せず、伸びＥｌが１２．５％しかなかったため、r値（ｒ_ａｖｅ）及び耐二次加工脆性が測定できず、また溶接性も劣っていた。Ｎｏ．２６の冷延鋼板は、Ａｌ含有量が本発明の上限を超えている比較例である。この鋼板は、溶接性が劣っており、更に、上記表２には記載していないが、表面欠陥が多発し、前述した実施例の各冷延鋼板に比べて歩留まりが劣っていた。Ｎｏ．２７の冷延鋼板は、Ｂ含有量が０．０００２％と本発明の範囲の下限よりも少ない比較例である。この鋼板は、耐二次加工脆性が劣っていた。一方、Ｎｏ．２８の冷延鋼板は、Ｂ含有量が０．００８０％と本発明の範囲の上限を超えている比較例である。この鋼板は、溶接性が劣っていた。Ｎｏ．２９の冷延鋼板は、Ｎ含有量が０．０１０５％と本発明の上限を超えている比較例である。この鋼板は、溶接性が劣っていた。

次に、本発明の実施例２について説明する。本実施例においては、下記表３に示す鋼組成のスラブを、１２００℃に加熱保持した後、熱延仕上温度が８５０〜８８０℃、巻き取り温度が６００〜６５０℃の条件で熱間圧延し、板厚が３．７ｍｍの熱延板にした。次に、この熱延板を、酸洗した後で冷間圧延して、厚さが１．２ｍｍの冷延板にした。更に、この冷延板に対して、８００℃で６５秒間保持するサイクルで焼鈍し、その冷却途中で冷延板の表面に溶融アルミニウムめっきを施した。その際、溶融アルミニウムめっきは、無酸化炉−還元タイプのラインを使用して、浴組成をＡｌ：９０％、Ｓｉ：１０％として行った。また、めっき後ガスワイピング法によりめっき付着量が両面で６０ｇ／ｍ^２になるように調整した後、冷却し、ゼロスパングル処理を施した。更に、溶融めっき処理後の鋼板に、Ｃｒ^３＋主体のクロメート処理を施した後、インラインで１．０％の調質圧延を行って、実施例及び比較例の溶融めっき鋼板とした。なお、下記表３に示す鋼組成における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。また、下記表３における下線は、本発明の範囲外であることを示す。

次に、上述の方法で作製した実施例及び比較例の各溶融めっき鋼板について、引張り特性、深絞り加工の指標であるr値（ｒ_ａｖｅ）、耐二次加工脆性、溶接性及びめっき性について評価した。その際、引張り特性、r値（ｒ_ａｖｅ）及び耐二次加工脆性の評価方法及び評価基準は、前述の実施例１と同様にした。また、めっき性は、目視によりめっき層表面の状況を確認し、不めっき部の有無で評価した。具体的には、不めっきが全くないものを〇、不めっきがあるものを×とした。更に、溶接性は、各溶融めっき鋼板を、シーム溶接又はレーザ溶接して、図１に示す形状の試験片を作製し、この試験片を使用して、温度を変えてピール試験を行い、その破断面をＳＥＭで観察し、その延性破面温度及び−６０℃におけるピール強度で評価した。そして、−６０℃におけるピール強度が母材の引張り強さＴＳの８０％以上のもの、及び延性破面温度が−３０℃以下のものを合格とした。以上の評価結果を下記表４及び表５に示す。

上記表４及び表５に示すように、Ｔｉ及びＮｂを複合添加した本発明の範囲内の実施例であるＮｏ．１１〜Ｎｏ．１３の冷延鋼板は、r値（ｒ_ａｖｅ）が１．７以上、伸びが３５％以上と優れた加工特性を有すると共に、耐二次加工脆性も−６０℃と優れており、めっき性も良好であった。更に、これらＮｏ．１１〜Ｎｏ．１３の冷延鋼板は、シーム溶接だけでなく、レーザ溶接性も良好であり、延性破面温度が低く、溶接部の靭性が優れていた。また、Ｎｏ．１４の冷延鋼板は、Ｎｉを添加した本発明の範囲内の実施例である。この鋼板も優れた加工特性を有すると共に、耐二次加工脆性、シーム溶接性及びレーザ溶接性が良好であり、めっき性も優れていた。Ｎｏ．１５の冷延鋼板は、Ｃｒを添加した本発明の範囲内の実施例である。この冷延鋼板も加工性、耐二次加工脆性、溶接性及びめっき性のいずれの特性も優れていた。Ｎｏ．１６の冷延鋼板は、Ｍｏを添加した本発明の範囲内の実施例である。この鋼板も、優れた加工特性、耐二次加工脆性、溶接性及びめっき性を有していた。

一方、Ｎｏ．１７の冷延鋼板は、Ｐ含有量が本発明の範囲を超えた比較例である。この冷延鋼板は、縦割れ発生温度（耐二次加工脆性温度）が２０℃と高かった。また、この冷延鋼板は、本発明範囲内の実施例の鋼板に比べて、溶接継手のピール強度が低く、更に、延性破面温度が２０℃と高く、溶接部の靭性も劣っていた。Ｎｏ．１８の冷延鋼板は、Ｓｉ含有量が本発明範囲から外れた比較例である。この冷延鋼板は耐二次加工脆性及びめっき性が本発明の目標（合格基準値）に達していなかった。Ｎｏ．１９の冷延鋼板は、Ｔｉ含有量が本発明の範囲から外れた比較例である。この冷延鋼板は、耐二次加工脆性及び溶接性が劣っていたため、本発明の目的に合致しなかった。Ｎｏ．２０の冷延鋼板は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲の範囲から外れた比較例である。この冷延鋼板も加工性の指標であるｒ値（ｒ_ａｖｅ）が低く、また、シーム溶接性及びレーザ溶接性が劣っており、更に、めっき性も劣っていた。

ピール試験の試験片の形状を示す断面図である。横軸にＡｌ含有量をとり、縦軸に−６０℃におけるピール強度をとって、Ａｌ含有量とピール強度との関係を示すグラフ図である。

符号の説明

１ａ，１ｂ鋼板
２溶接部

Claims

自動車燃料タンクに用いられる深絞り用高強度冷延鋼板であって、
質量％で、
Ｃ：０．０００５〜０．００４０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、
Ｍｎ：１．２〜３．０％、
Ｐ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．０１〜０．０６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５０％（但し、０．００９％を除く）、
Ａｌ：０．１０〜０．９０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｎ：０．００１０〜０．００７０％を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
引張り強さＴＳ（ＭＰａ）の絶対値が、Ｐ含有量（％）の絶対値の１×１０⁴倍以上であり、
且つＴｉ含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｎ含有量（％）を［Ｎ］、Ｐ含有量（％）を［Ｐ］としたとき、下記数式（Ａ）により表されるＴ^*が０．０４％未満であることを特徴とする深絞り用高強度冷延鋼板。
自動車燃料タンクに用いられる深絞り用高強度冷延鋼板であって、
質量％で、
Ｃ：０．０００５〜０．００４０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、
Ｍｎ：１．２〜３．０％、
Ｐ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．０１〜０．０６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５０％（但し、０．００９％を除く）、
Ａｌ：０．１０〜０．９０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｎ：０．００１０〜０．００７０％を含有すると共に、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％及びＭｏ：０．０１〜１．０％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
引張り強さＴＳ（ＭＰａ）の絶対値が、Ｐ含有量（％）の絶対値の１×１０⁴倍以上であり、
且つＴｉ含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｎ含有量（％）を［Ｎ］、Ｐ含有量（％）を［Ｐ］としたとき、下記数式（Ａ）により表されるＴ^*が０．０４％未満であることを特徴とする深絞り用高強度冷延鋼板。
自動車燃料タンクに用いられる深絞り用高強度溶融めっき鋼板であって、
冷延鋼板と、
前記冷延鋼板の表面に形成された溶融めっき層とを有し、
前記冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０６０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５０％（但し、０．００９％を除く）、Ａｌ：０．１０〜０．９０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％及びＮ：０．００１０〜０．００７０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｔｉ含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｎ含有量（％）を［Ｎ］、Ｐ含有量（％）を［Ｐ］としたとき、下記数式（Ａ）により表されるＴ^*が０．０４％未満である組成を有し、
引張り強さＴＳ（ＭＰａ）の絶対値が、前記冷延鋼板のＰ含有量（％）の絶対値の１×１０⁴倍以上であることを特徴とする深絞り用高強度溶融めっき鋼板。
自動車燃料タンクに用いられる深絞り用高強度溶融めっき鋼板であって、
冷延鋼板と、
前記冷延鋼板の表面に形成された溶融めっき層とを有し、
前記冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０６０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５０％（但し、０．００９％を除く）、Ａｌ：０．１０〜０．９０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％及びＮ：０．００１０〜０．００７０％を含有すると共に、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％及びＭｏ：０．０１〜１．０％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｔｉ含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｎ含有量（％）を［Ｎ］、Ｐ含有量（％）を［Ｐ］としたとき、下記数式（Ａ）により表されるＴ^*が０．０４％未満である組成を有し、
引張り強さＴＳ（ＭＰａ）の絶対値が、前記冷延鋼板のＰ含有量（％）の絶対値の１×１０⁴倍以上であることを特徴とする深絞り用高強度溶融めっき鋼板。
自動車燃料タンクに用いられる深絞り用高強度溶融めっき鋼板の製造方法であって、
質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０６０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５０％（但し、０．００９％を除く）、Ａｌ：０．１０〜０．９０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％及びＮ：０．００１０〜０．００７０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｔｉ含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｎ含有量（％）を［Ｎ］、Ｐ含有量（％）を［Ｐ］としたとき、下記数式（Ａ）により表されるＴ^*が０．０４％未満である組成の溶鋼を連続鋳造してスラブを得る工程と、
前記スラブを、仕上げ温度がＡｒ３温度以上、巻取り温度が７５０℃以下の条件で、熱間圧延して熱延コイルを得る工程と、
前記熱延コイルを５０％以上の冷延率で冷間圧延して所定の厚さの冷延コイルとする工程と、
前記冷延コイルを再結晶温度以上の温度で焼鈍すると共に、その冷延過程において前記冷延コイルの表面に溶融めっきを施す工程とを有し、
引張り強さＴＳ（ＭＰａ）の絶対値が、Ｐ含有量（％）の絶対値の１×１０⁴倍以上である溶融めっき鋼板を製造することを特徴とする深絞り用高強度溶融めっき鋼板の製造方法。
自動車燃料タンクに用いられる深絞り用高強度溶融めっき鋼板の製造方法であって、
質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０６０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５０％（但し、０．００９％を除く）、Ａｌ：０．１０〜０．９０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％及びＮ：０．００１０〜０．００７０％を含有すると共に、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％及びＭｏ：０．０１〜１．０％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｔｉ含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｎ含有量（％）を［Ｎ］、Ｐ含有量（％）を［Ｐ］としたとき、下記数式（Ａ）により表されるＴ^*が０．０４％未満である組成の溶鋼を連続鋳造してスラブを得る工程と、
前記スラブを、仕上げ温度がＡｒ３温度以上、巻取り温度が７５０℃以下の条件で、熱間圧延して熱延コイルを得る工程と、
前記熱延コイルを５０％以上の冷延率で冷間圧延して所定の厚さの冷延コイルとする工程と、
前記冷延コイルを再結晶温度以上の温度で焼鈍すると共に、その冷延過程において前記冷延コイルの表面に溶融めっきを施す工程とを有し、
引張り強さＴＳ（ＭＰａ）の絶対値が、Ｐ含有量（％）の絶対値の１×１０⁴倍以上である溶融めっき鋼板を製造することを特徴とする深絞り用高強度溶融めっき鋼板の製造方法。