JP5212126B2 - 深絞り性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、特に、自動車部品や絞り缶など、深絞り加工が施される部品や製品に好適な、深絞り性に優れた冷延鋼板およびその素材である熱延鋼板、並びにそれらの製造方法に関するものである。

鋼板に深絞り成形を施す際には、鋼板の面内異方性が大きいと、成形後の自動車部品や、缶などの製品の形状が不均一になる。例えば、製品の耳の高さが大きくなると、板厚の変動や歩留りの低下が問題になる。
従来、鋼板の面内異方性は、Δｒで評価されており、これを低減させた鋼板が提案されている（例えば、特許文献１〜４）。Δｒは、圧延方向のランクフォード値ｒ_０と、圧延方向から４５°のランクフォード値ｒ₄₅と、圧延方向と垂直な幅方向のランクフォード値ｒ_９０とより下記式によって求められる。
Δｒ＝（ｒ_０−２×ｒ_４５＋ｒ_９０）／２

しかし、Δｒを小さくしても、例えば、円筒深絞り成形を施した部品の全周に亘って耳の発生を抑制することができないことがある。したがって、特に、絞り缶などでは、面内異方性を厳格に制御した鋼板が要求されている。

特開平１０−８１９１９号公報 特開平１０−１３０７８０号公報 特開２００３−１１９５４７号公報 特開２００６−２１９７３７号公報

本発明は、面内異方性を厳格に制御する必要がある部品、特に、絞り缶に適した、深絞り性に優れた冷延鋼板およびその素材である熱延鋼板、並びにそれらの製造方法の提供を課題とするものである。

本発明者らは、冷延鋼板（冷延板ともいう。）の面内異方性および集合組織と、その素材である熱延鋼板の析出状態との関係について検討を行った。その結果、熱延鋼板に粒界セメンタイトを生成させ、冷延鋼板の焼鈍時に集合組織の制御に活用することにより、極めて深絞り性、特に面内等方性に優れる冷延鋼板が得られるという知見を得た。

熱延鋼板の粒界に析出したセメンタイト（粒界セメンタイト）を活用するには、Ｔｉ量を、Ｃ量に応じて制御し、さらに、熱間圧延後の冷却速度をＣ量およびＴｉ量に応じて制御し、巻取温度の上限をＴｉ量、Ｓ量およびＮ量に応じて制御することが重要である。これにより、熱延鋼板の固溶Ｃ量を極めて低減させ、好ましくは０にすることが可能になる。さらに、冷間圧延（冷延ともいう。）後、適切な条件で焼鈍を行えば、セメンタイトが分解して、焼鈍中に固溶Ｃ量が増加する。そのため、焼鈍時の回復が遅れて、｛１１１｝＜１１０＞〜＜１１２＞方位群を均等に発達させることができる。

面内異方性を厳格に評価するには、Δｒよりも、板厚中央部の｛１１１｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）と｛１１１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比（Ｂ）との差の絶対値や、圧延方向から幅方向まで、５°間隔で測定したランクフォード値（ｒ値）の最大値と最小値の差の方が適している。前記ｒ値の最大値と最小値の差が０．３以下である場合には、面内異方性が十分に小さく良好なものとなる。また、平均塑性ひずみ比ｒ_ｍが１．５以上である場合には、深絞り性が良好なものとなる。
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。

（１）質量％で、Ｃ：０．００５％超、０．０２０％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．００％を含有し、さらに、（４Ｃ＋０．０３５）≦Ｔｉ≦（４Ｃ＋０．１５）を満足するＴｉを含有し、Ｓｉ：０．５％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．５００％以下、Ｎ：０．０１０％以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、板厚中央部の｛１１１｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）および｛１１１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比（Ｂ）がそれぞれ５以上であり、前記（Ａ）と前記（Ｂ）との差の絶対値が４以下であることを特徴とする深絞り性に優れた冷延鋼板。
（２）Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉの１種または２種以上を合計で０．３質量％未満含むことを特徴とする上記（１）に記載の深絞り性に優れた冷延鋼板。
（３）質量％で、Ｂ：０．０１０％以下を含むことを特徴とする上記（１）または（２）に記載の深絞り性に優れた冷延鋼板。
（４）圧延方向から圧延方向と垂直な幅方向までの間を５°刻みで測定したランクフォード値の、最大値と最小値との差が０．３以下であり、平均塑性ひずみ比ｒ_ｍが１．５以上であることを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の深絞り性に優れた冷延鋼板。

（５）上記（１）〜（４）のいずれかに記載の冷延鋼板の中間素材であって、結晶粒界のセメンタイトのサイズが５０ｎｍ〜２μｍであり、該セメンタイトの体積分率が０．０３〜０．１５％であり、Ｔｉの固溶濃度が０．０４％以上であり、時効指数ＡＩが５ＭＰａ以下であることを特徴とする熱延鋼板。

（６）上記（５）に記載の熱延鋼板の製造方法であって、上記（１）〜（３）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼片を１２００℃以上に加熱し、Ａｒ_３変態点以上で熱間圧延を終了した後、下記（式１）を満足する冷却速度ＣＲ［℃／ｓ］で冷却し、下記（式２）を満足する巻取温度ＣＴ［℃］で巻取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
６６−２００（４Ｃ＋Ｔｉ）≦ＣＲ≦１２２−３５０（４Ｃ＋Ｔｉ） ・・・（式１）
４００≦ＣＴ≦６００−２５０（Ｔｉ−４８Ｓ／３２−４８Ｎ／１４）・・・（式２）
ここで、上記（式１）および/または（式２）におけるＣ、Ｔｉ、Ｓ、Ｎは、各元素の含有量［質量％］である。
（７）上記（１）〜（４）のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法であって、（６）に記載の方法で製造された熱延鋼板を酸洗した後、圧下率７０〜９０％の冷間圧延を施し、加熱速度３〜５０℃／ｓで最高到達温度７００℃以上Ａｃ_３変態点以下の温度範囲に加熱する焼鈍を行うことを特徴とする深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法。

本発明によれば、ｒ値の平均値（平均塑性ひずみ比ｒ_ｍ）が高く、かつｒ値の面内異方性も極めて小さく、深絞り性に優れた冷延鋼板、その素材である熱延鋼板、並びにそれらの製造方法の提供が可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。

熱延鋼板中の粒界セメンタイトの一例である。 抽出レプリカで観察された熱延鋼板中のセメンタイトの一例である。 熱延鋼板中の粒界セメンタイト体積分率と、冷延鋼板の平均ｒ値との関係を示す図である。 熱延鋼板中の粒界セメンタイト体積分率および固溶Ｔｉ濃度と、冷延鋼板のｒ値の異方性との関係を示す図である。 本発明の結晶方位が表示されるφ２＝４５°断面のＯＤＦを示す図である。

鋼板のｒ値と集合組織には強い相関があり、板面に結晶の｛１１１｝面を揃えるとｒ値が向上する。また、冷間圧延前の熱延鋼板に固溶Ｃが残存していると、冷間圧延中にｒ値を低下させる方位が発達する。そのため、Ｔｉ、Ｎｂを添加し、炭化物などの生成により、固溶Ｃ量を低減させれば、ｒ値が向上する。
しかし、このような鋼板では主に｛１１１｝＜１１２＞方位が発達し、ｒ値の平均値（平均ｒ値ともいう。）は高くなるものの、面内異方性が大きくなる。したがって、ｒ値の平均値を高め、さらに、ｒ値の面内異方性を低減させるには、｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞方位群を均等に発達させることが重要になる。

なお、ｒ値の平均値とは、ＪＩＳ Ｚ ２２５４の平均塑性ひずみ比ｒ_ｍであり、圧延方向のランクフォード値ｒ_０と、圧延方向から４５°のランクフォード値ｒ₄₅と、圧延方向と垂直な幅方向のランクフォード値ｒ_９０とより下記（式３）によって求められる。
ｒ_ｍ＝（ｒ_０＋２ｒ_４５＋ｒ_９０）／４ ・・・ （式３）

本発明者らは、冷延鋼板の｛１１１｝＜１１０＞〜＜１１２＞方位群を均等に発達させるために、検討を行った。冷延鋼板のｒ値を高めるには、熱延鋼板の固溶Ｃを低減させることが必要である。一方、冷延鋼板の面内異方性を低減させるには、ＴｉＣの活用は好ましくない。そこで、本発明者らは、ＴｉＣの析出を抑制して、セメンタイトを活用する方法を検討した。すなわち、熱延鋼板にセメンタイトを生成させて固溶Ｃ量を低減し、冷延鋼板の焼鈍（冷延板焼鈍ともいう。）の際にはセメンタイトの一部を再固溶させ、固溶Ｃを利用して回復を遅延させる方法である。

まず、種々の鋼組成、製造条件にて熱延鋼板を製造し、それらに冷間圧延および焼鈍を施して冷延鋼板を製造した。熱延鋼板中における結晶粒界のセメンタイトの量および存在状態は、抽出残渣法および透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による観察によって調査した。なお、ＴＥＭ観察用の試料は、薄膜法によって作成した。ここで、結晶粒界のセメンタイト（粒界セメンタイト）とは、結晶粒界の位置に膜状あるいは塊状に析出したセメンタイトである。

抽出残渣法により、残渣からＴｉＣとして析出物したＣ量を求め、全Ｃ量から差し引いて、セメンタイトを形成しているＣ量を求めた。このセメンタイトのＣ量からＦｅ_３Ｃの質量を算出し、密度から粒界セメンタイトの体積分率に換算した。
図１に粒界セメンタイトのＴＥＭ写真の一例を示す。ＴＥＭ観察により粒界セメンタイトの存在位置、およびサイズを見積もった。粒界セメンタイトのサイズは、セメンタイト粒の最長の長さとし、１０個以上のセメンタイトを観察し平均したものを、その鋼板の粒界セメンタイトサイズとした。

また、抽出レプリカ法により試料を作製し、セメンタイトの形態をＴＥＭによって観察した。更に、制限視野電子回折法とエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）を併用して解析を行い、セメンタイトであることを確認した。図２に、抽出レプリカ法による粒界セメンタイトのＴＥＭ写真を示す。薄膜試料では、セメンタイトの向きや位置によっては、実際の長さよりも短く観察されてしまうことがある。一方、抽出レプリカの場合は、セメンタイトの形態を忠実に観察することができる。そのため、セメンタイトのサイズは、抽出レプリカ法で測定した方が、薄膜試料で測定した場合よりも若干大きくなることがある。

例えば、薄膜試料で測定したセメンタイトのサイズが２μｍである場合、抽出レプリカ法では３μｍとなり、薄膜試料で測定したセメンタイトのサイズが５０ｎｍである場合、抽出レプリカ法では１００ｎｍとなることがある。しかし、本発明では、セメンタイトが粒界に析出していることを確認することが重要である。したがって、本発明では、上述のように、薄膜試料を用いてセメンタイトのサイズを測定するものとする。

粒界セメンタイトの体積分率を正確に求めることが必要である場合は、鋼中に固溶したＣ量及び粒界に偏析しているＣ量を考慮することが好ましい。粒界に偏析しているＣ量は、三次元アトムプローブ法によって測定した、結晶粒界の単位面積当たりに偏析しているＣ量と、光学顕微鏡観察によって測定した結晶粒径とに基づいて算出することができる。しかし、粒界に偏析しているＣ量は、ＴｉＣとして析出したＣ量に比べて極めて少量であり、無視できることがわかった。

一方、鋼中に固溶するＣ量（固溶Ｃ量）は、内部摩擦法によって測定することができる。本発明者らは、製造条件と固溶Ｃ量との関係について検討を行い、巻取温度が４００℃よりも低い場合には、固溶Ｃ量が増加して、粒界セメンタイトの体積分率に影響するという知見を得た。しかし、この場合は、後述する時効指数ＡＩが大きくなり、５ＭＰａを超えることがわかった。

また、熱延鋼板中におけるＴｉの固溶濃度は、鋼中のＴｉの全含有量から、抽出残渣法によって求めたＴｉ系析出物のＴｉ量を差し引いて求めた。なお、Ｔｉ系析出物の量については、抽出残渣法の結果と、さらに、ＴＥＭ観察および三次元アトムプローブ法による、微細ＴｉＣ析出物の有無の確認の結果から、総合的に判断した。

次に、冷延鋼板から、圧延方向を０°とし、圧延方向と垂直な幅方向まで５°刻みで長手方向を変化させた引張試験片を採取し、ｒ値を測定した。引張試験片はＪＩＳ Ｚ ２２０１の５号試験片であり、ｒ値の測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２５４に準拠して行った。測定されたｒ値の最大値と最小値との差（最大ｒ値−最小ｒ値）、および平均塑性ひずみ比ｒ_ｍ（以下、平均ｒ値ともいう。）を求めた。

さらに、Ｘ線回折法により、｛１１１｝＜１１２＞方位および｛１１１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比を求めた。なお、Ｘ線ランダム強度比とは、特定の方位への集積を持たない標準試料及び供試材のＸ線強度を同条件でＸ線回折法等により測定し、得られた供試材のＸ線強度を標準試料のＸ線強度で除した数値である。

図３に、熱延鋼板中の粒界セメンタイト量と焼鈍後の冷延鋼板の平均ｒ値との関係を示す。図３に示すように、粒界セメンタイト量が、体積分率にして０．１５％以下であるときの平均ｒ値は、１．５以上であった。なお、平均ｒ値が１．５以上の冷延鋼板の、板厚中央部の｛１１１｝＜１１２＞方位および｛１１１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比は、５以上であった。

図４には、冷延鋼板の（最大ｒ値−最小ｒ値）と、熱延鋼板中の粒界セメンタイト量および固溶Ｔｉ濃度との関係を示す。図４に示すように、粒界セメンタイト量が、体積分率にして０．０３％以上、０．１５％以下であり、かつ固溶Ｔｉ濃度が０．０４％以上であるときの（最大ｒ値−最小ｒ値）は、０．３以下であった。なお、（最大ｒ値−最小ｒ値）が０．３以下である冷延鋼板の板厚中央部の｛１１１｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）および｛１１１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比（Ｂ）の差の絶対値｜（Ａ）−（Ｂ）｜は４以下であった。

図３および図４に示したように、粒界セメンタイトの量が、体積分率にして０．０３％以上、０．１５％以下であり、かつ固溶Ｔｉ濃度が０．０４％以上である熱延鋼板に、適正な条件で冷延および焼鈍を行うことで、高い平均ｒ値を持ち、かつ面内異方性の指標となる最大ｒ値と最小ｒ値の差が小さい冷延鋼板を製造することができる。
ここで、高い平均ｒ値とは、具体的には、平均塑性ひずみ比ｒ_ｍが１．５以上であること、および／または、板厚中央部の｛１１１｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）および｛１１１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比（Ｂ）がそれぞれ５以上であることを意味する。また、最大ｒ値と最小ｒ値との差が小さいとは、具体的には、圧延方向から圧延方向と垂直な幅方向までの間を５°刻みで測定したランクフォード値の、最大値と最小値との差が０．３以下であること、および／または、板厚中央部の｛１１１｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）と｛１１１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比（Ｂ）との差の絶対値が４以下であることを意味する。

すなわち、冷延鋼板の平均塑性歪み比ｒ_ｍを高め、面内異方性を厳格に低減させるためには、熱延鋼板の粒界セメンタイト量およびＴｉの固溶濃度の確保が重要である。熱延鋼板の粒界にセメンタイトを析出させることで、冷延板焼鈍後の冷延鋼板の面内異方性が改善されるのは以下の理由によるものと考えられる。

冷延鋼板の焼鈍中に粒界セメンタイトが溶解し、加工組織の回復が生じる温度域で固溶Ｃが適度に供給される。その結果、回復が遅延し、ＮＤ／／＜１１１＞再結晶集合組織が、ＮＤまわりに等方的に発達し、板面に結晶の｛１１１｝面が揃った状態で、その面と垂直な軸を回転軸にして、結晶が特定の方位に集積しないように回転する。したがって、板面に結晶の｛１１１｝面が揃っているため、ｒ値が向上し、面内異方性を大きくする｛１１１｝＜１１２＞の発達を抑制し、｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞方位群が均等に発達する。しかし、冷延板焼鈍時の固溶Ｃが過剰になると、｛１１１｝全体の核生成が抑制され、他の方位からの再結晶が進行し、平均ｒ値が低下する。

さらに、固溶Ｔｉは、冷延板焼鈍時の固溶Ｃの供給にも影響する。すなわち、ＴｉとＣがＴｉＣになると、回復が生じる温度域では溶解することができない。そのため、回復を遅延させる固溶Ｃの供給が抑制される。また、固溶Ｔｉが、固溶Ｃと共存することで、より強く回復が遅延している可能性がある。

本発明の詳細について以下に説明する。まず、本発明の熱延鋼板および冷延鋼鈑の鋼の成分組成について説明する。
Ｃは、本発明においては、集合組織に影響を及ぼす極めて重要な元素である。熱延鋼板の粒界セメンタイトを確保し、冷延鋼板の集合組織を制御するためには、０．００５％超のＣを添加することが必要である。一方、Ｃ含有量が０．０２０％を超えると、伸びの低減など加工性の劣化を招くので好ましくない。したがって、Ｃ量は、０．００５％超、０．０２０％以下とする。

Ｔｉは、本発明においては、鋼中に固溶して冷延板の焼鈍時の回復を遅延させる極めて重要な元素である。この効果を得るには、Ｃ量とＴｉ量とが、
（４Ｃ＋０．０３５）≦Ｔｉ≦（４Ｃ＋０．１５）
の関係を満足することが必要である。ここで、上記式におけるＣ、Ｔｉは、各元素の含有量［質量％］である。この式はＣとＴｉのバランスを示しており、熱延鋼板に適正な体積分率の粒界セメンタイトを形成させたときに、熱延鋼板の固溶Ｔｉを０．０４％以上とするのに必要なＴｉ量の範囲が、Ｃ量によって決まることを意味する。なお、Ｔｉ＜（４×Ｃ＋０．０３５）では、Ｔｉの添加量が少なく、熱延鋼板の固溶Ｔｉを確保することができない。また、Ｔｉ＞（４×Ｃ＋０．１５）では、Ｔｉが過剰になり、熱延鋼板の粒界セメンタイトを確保することができなくなる。

Ｎは不純物であり、Ｔｉと窒化物を形成し、固溶Ｔｉを低減させることから、含有量を０．０１０％以下に制限することが必要である。

Ｍｎは、脱酸元素であり、硫化物を生成してＳを固定する元素であり、また固溶強化にも寄与する。これらの効果を得るには、Ｍｎ含有量を０．０５％以上とすることが必要である。一方、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると硬化し、延性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０５〜１．００％とする。

Ｓｉは、脱酸元素であるが、含有量が多くなると加工性が低下し、また、めっきの密着性にも悪影響を及ぼすので、０．５％以下を上限とする。なお、Ｓｉは、固溶強化に寄与する元素であり、含有量の好ましい下限は０．１０％以上である。
Ｐは不純物であり、含有量を０．１００％以下に制限することが必要である。また、Ｐの粒界への偏析を抑制して、粒界割れを防止するためには、０．０５０％以下に制限することが好ましい。

Ｓは、熱間圧延時に割れを引き起こす不純物であり、０．０１５％以下に制限することが必要である。特に、熱間圧延時に割れを防止し、加工性を良好にするためには、Ｓ含有量を０．０１０％以下とすることが好ましい。
Ａｌは、脱酸元素であるが、窒化物などの析出物を形成して鋼板の加工性を損なうため、０．５００％以下に制限することが必要である。なお、溶鋼の脱酸を十分に行うためには、０．００２％以上を添加することが好ましい。

Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉは、固溶強化元素であり、強度上昇に有効であるので、必要に応じて１種または２種以上を添加してもよい。効果を得るには、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉは、それぞれ、０．０１％以上を含有させることが好ましい。一方、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉを過剰に含有させると、加工性の劣化が問題となるため、これらの合計量を０．３％未満に制限することが好ましい。

Ｂは鋼材の粒界の強化や高強度化に有効であり、必要に応じて添加してもよい。しかし、Ｂの添加量が０．０１０％を超えると加工性が劣化することがあるので、上限を０．０１０％以下に制限することが好ましい。

本発明の冷延鋼鈑の集合組織について説明する。
｛１１１｝＜１１２＞方位および｛１１１｝＜１１０＞方位は鋼板のｒ値を高める方位であり、本発明の冷延鋼板では、板厚方向の中央部の｛１１１｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）および｛１１１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比（Ｂ）の双方を５以上とする。これにより、平均塑性ひずみ比ｒ_ｍが１．５以上となる。平均ｒ値（平均塑性ひずみ比ｒ_ｍ）をさらに高めるには、上記（Ａ）及び上記（Ｂ）を７以上とすることが好ましく、さらに望ましくは８以上である。上記（Ａ）及び（Ｂ）を７以上とすることにより平均ｒ値が１．９以上となり、上記（Ａ）及び（Ｂ）を８以上とすることにより平均ｒ値が２．１以上となる。

上記（Ａ）は、圧延方向のｒ値と、圧延方向から６０°のｒ値とを高め、圧延方向から３０°、９０°のｒ値を低下させる方位である。一方、上記（Ｂ）は、圧延方向のｒ値と、圧延方向から６０°のｒ値とを低下させ、圧延方向から３０°、９０°のｒ値を高める方位である。すなわち、上記（Ａ）と上記（Ｂ）は、逆の傾向を示すため、どちらか一方の方位のみが強く発達するとｒ値の絶対値は高くなるものの、異方性が大きくなってしまう。

したがって、上記（Ａ）と上記（Ｂ）の差の絶対値、すなわち、｜（Ａ）−（Ｂ）｜は４以下とする。これにより、圧延方向から圧延方向と垂直な幅方向までの間を５°刻みで測定したランクフォード値の、最大値と最小値との差が、０．３以下になる。この観点から、｜（Ａ）−（Ｂ）｜は、好ましくは２以下、さらに望ましくは１以下とする。｜（Ａ）−（Ｂ）｜を２以下とすることにより上記最大値と最小値との差が０．１５以下となり、｜（Ａ）−（Ｂ）｜を１以下とすることにより上記最大値と最小値との差が０．１０以下となる。
｛１１１｝＜１１２＞方位および｛１１１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比は、Ｘ線回折によって測定される｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち複数の極点図を基に級数展開法で計算した、３次元集合組織を表す結晶方位分布関数（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ、ＯＤＦという。）から求めればよい。なお、Ｘ線ランダム強度比とは、特定の方位への集積を持たない標準試料と供試材のＸ線強度を同条件でＸ線回折法等により測定し、得られた供試材のＸ線強度を標準試料のＸ線強度で除した数値である。

図５に、本発明の結晶方位が表示されるφ２＝４５°断面のＯＤＦを示す。図５は、３次元集合組織を結晶方位分布関数によって示すＢｕｎｇｅの表示であり、オイラー角φ２を４５°とし、特定の結晶方位である（ｈｋｌ）［ｕｖｗ］を、結晶方位分布関数のオイラー角φ１、Φで示している。｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞方位はいずれも厳密には図５のΦ＝５４．７４°上の点で示される方位である。しかし、試験片加工や試料のセッティングに起因する測定誤差を生じることがあるため、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比の最大値はそれぞれ、φ１、Φ、φ２それぞれの軸周りに±５°の範囲内での最大のＸ線ランダム強度比とする。

ここで、結晶の方位は通常、板面に垂直な方位を［ｈｋｌ］または｛ｈｋｌ｝、圧延方向に平行な方位を（ｕｖｗ）または＜ｕｖｗ＞で表示する。｛ｈｋｌ｝、＜ｕｖｗ＞は等価な面の総称であり、［ｈｋｌ］、（ｕｖｗ）は個々の結晶面を指す。すなわち、本発明においては体心立方構造（ｂｏｄｙ−ｃｅｎｔｅｒｅｄ ｃｕｂｉｃ、ｂ．ｃ．ｃ．構造という。）を対象としているため、例えば（１１１）、（−１１１）、（１−１１）、（１１−１）、（−１−１１）、（−１１−１）、（１−１−１）、（−１−１−１）面は等価であり区別がつかない。このような場合、これらの方位を総称して｛１１１｝と称する。

なお、ＯＤＦは、対称性の低い結晶構造の方位表示にも用いられるため、一般的にはφ１＝０〜３６０°、Φ＝０〜１８０°、φ２＝０〜３６０°で表現され、個々の方位が［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）で表示される。しかし、本発明では、対称性の高いｂ．ｃ．ｃ．構造を対象としているため、いずれの軸も０〜９０°の範囲で表現され、かつ、このような場合、［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）と｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞は同義である。したがって、例えば、図５に示した、φ２＝４５°断面におけるＯＤＦの（１１１）［１−１０］のＸ線ランダム強度比は｛１１１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比を表す。また、｛１１１｝＜１１０＞はＯＤＦ上のφ１＝０°、６０°に｛１１１｝＜１１２＞はＯＤＦ上のφ１＝３０°、９０°とそれぞれ二箇所に標記されるが、これらも等価の値である。したがって、本発明にはいずれの値を用いても良い。

Ｘ線回折用試料の作製は次のようにして行う。鋼板を機械研磨や化学研磨などによって板厚方向に所定の位置まで研磨し、バフ研磨によって鏡面に仕上げた後、電解研磨や化学研磨によって歪みを除去すると同時に、１／２板厚部が測定面となるように調整する。なお、測定面を正確に１／２板厚部とすることは困難であるので、目標とする位置を中心として板厚に対して３％の範囲内が測定面となるように試料を作製すればよい。板厚中心部に偏析などの異常部が見られる場合にはその部分を避け、５／１６〜７／１６板厚部で試料を作成する。また、Ｘ線回折による測定が困難な場合には、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法やＥＣＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｃｈａｎｎｅｌｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法により統計的に十分な数の測定を行っても良い。

次に、本発明の冷延鋼板の製造工程における中間素材である熱延鋼板について説明する。
熱延鋼板の粒界セメンタイト量および固溶Ｔｉ濃度は、冷延板焼鈍時に回復を遅らせて、集合組織を制御するために、本発明では極めて重要である。熱延鋼板の粒界セメンタイト量が体積分率で０．０３％未満、または熱延鋼板の固溶Ｔｉ濃度が０．０４％未満であると、冷延板の再結晶焼鈍時に固溶状態で存在するＣ、Ｔｉが不足し、最大ｒ値と最小ｒ値の差が０．３以下という特性が得られない。一方、熱延鋼板の粒界セメンタイトの量が体積分率で０．１５％超になると、焼鈍時に供給される固溶Ｃが多くなりすぎ、｛１１１｝全体の核生成が抑制され、他の方位からの再結晶が進行して、平均ｒ値が低下する。粒界セメンタイト量のさらに好ましい範囲は、体積分率で０．０５％以上、０．１２％以下である。

粒界セメンタイトのサイズは、セメンタイト粒の最長の長さとする。セメンタイトのサイズが２μｍよりも大きいと、冷延時にセメンタイトの周りにひずみが集中し、再結晶焼鈍時に集合組織がランダム化し、平均ｒ値が低下する。一方、セメンタイトのサイズが５０ｎｍよりも小さいと、冷延後の焼鈍時に早期に溶解してＴｉＣ析出物となり、固溶Ｃ量および固溶Ｔｉ量が減少し、回復を遅延させる効果が少なくなる。したがって、粒界セメンタイトのサイズは、５０ｎｍ〜２μｍの範囲とする。さらに好ましい粒界セメンタイトのサイズは１００ｎｍ〜１μｍの範囲である。
なお、粒内に析出したセメンタイトは、粒界セメンタイトに比べて高密度で微細なものであるため、これも冷延後の焼鈍時に容易に溶解し、回復を遅延させる効果が少ない。

本発明の熱延鋼板中では、ＴｉＣ以外のＣはセメンタイトとして確保されていることが好ましい。そのため、熱延鋼板では固溶Ｃ量を低減させて、時効指数ＡＩを５ＭＰａ以下とすることが好ましい。ＡＩが５ＭＰａを超えると、冷間圧延時に固溶Ｃが多く存在することになり、冷延時にｒ値を低下させる方位が発達する。熱延鋼板のＡＩのさらに好ましい範囲は３ＭＰａ以下である。下限は特に設定しないが、測定誤差がなければ、０ＭＰａ以下にはならない。

なお、時効指数ＡＩ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、ＡＩ＝σ₁ −σ₂（ＭＰａ）で表される。

次に、本発明の熱延鋼板および冷延鋼板の製造方法について説明する。
まず、上記の成分組成の鋼を常法によって溶製、鋳造し、得られた鋼片を熱間圧延する。鋼片は、生産性の観点から、連続鋳造設備で製造することが好ましい。熱間圧延の加熱温度は、炭化物形成元素と炭素を十分に鋼材中に分解溶解させるため、１２００℃以上とする。鋳造後、鋼片の温度を１２００℃以上にして、そのまま熱間圧延を開始しても良い。１２００℃以下に冷却された鋼片を加熱する場合は、１時間以上の保持を行うことが好ましい。

熱間圧延の終了温度は、鋼板の特性ばらつきを抑えるために、Ａｒ_３変態点以上とし、オーステナイト域で熱延を終了することが必要である。Ａｒ_３変態点は、下記（式４）により計算することができる。
Ａｒ_３＝９０１−３２５Ｃ＋３３Ｓｉ＋２８７Ｐ＋４０Ａｌ−９２Ｍｎ・・・（式４）
なお、上記（式４）におけるＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌ、Ｍｎは、各元素の含有量［質量％］である。

熱間圧延終了後は、適量の粒界セメンタイトの形成および固溶Ｔｉの確保のために、ＣおよびＴｉの含有量に応じて冷却速度を制御し、Ｔｉ、ＳおよびＮの含有量に応じて巻取温度を制御する。
熱延後の冷却中にＴｉＣ析出の量をコントロールし、巻取前に適量の固溶Ｃおよび固溶Ｔｉを残存させるには、冷却速度ＣＲ［℃／ｓ］を、下記（式１）を満足する範囲内とすることが必要である。ここで、Ｃ、Ｔｉは、各元素の含有量［質量％］である。
６６−２００（４Ｃ＋Ｔｉ）≦ＣＲ≦１２２−３５０（４Ｃ＋Ｔｉ） ・・・（式１）

なお、冷却速度の上限および下限を示す（式１）は、冷却速度とセメンタイト量および固溶Ｔｉとの関係を調査して求められた経験式である。上記（式１）は、定性的には、ＣおよびＴｉの添加量が少ない場合は冷却速度を速めてＴｉＣの析出を抑制し、ＣおよびＴｉの添加量が多い場合は冷却速度を遅くして、適量のＴｉＣを析出させることを意味する。上記（式１）の下限未満の冷却速度では、ＴｉＣなどの炭化物が過剰に形成されるため、粒界セメンタイトを形成するＣ量が減少し、冷延板焼鈍時の固溶Ｔｉ濃度が減少する。一方、上限を超える冷却速度では、熱延鋼板の固溶Ｃが過剰になり、冷間圧延および焼鈍後、ｒ値を低下させる方位が発達する。また、セメンタイトも増加して、冷延時にひずみが集中したり、再結晶焼鈍時に固溶Ｃが増加し、集合組織がランダム化し、ｒ値の低下を招く。

冷却後の巻取温度ＣＴ［℃］は、ＴｉＣ以外の析出物、Ｔｉの炭硫化物や窒化物の生成を考慮し、下記（式２）を満足する範囲内とすることが必要である。ここで、Ｔｉ、Ｓ、Ｎは、各元素の含有量［質量％］である。
４００≦ＣＴ≦６００−２５０（Ｔｉ−４８Ｓ／３２−４８Ｎ／１４）・・・（式２）
巻取温度の上限の式は、定性的には、巻取前に生成したＴｉの炭硫化物や窒化物を考慮したうえで、残存する固溶Ｔｉ量が多いほどＴｉＣが析出しやすくなり、より低温での巻取が必要であることを意味する。上限の温度を超えるとＴｉＣが析出して、固溶Ｔｉ量が減少したり、粒界セメンタイトの生成が不十分になる。一方、下限を４００℃としたのは、この温度未満では、粒界セメンタイトの確保が難しくなるためである。より好ましくは、セメンタイトのサイズを最適化する観点で５００℃〜５５０℃である。

次に、熱延鋼板を酸洗後、冷間圧延を行う。高いｒ値を得るための冷延率（圧下率）の範囲は７０〜９０％である。冷延率が７０％未満であると、ｒ値を高める集合組織の発達が不十分になり、焼鈍後の再結晶組織がランダム化し、平均ｒ値が低下する。一方、冷延率が９０％を超えると、｛１１１｝＜１１２＞方位が集積して異方性が大きくなり、最大ｒ値と最小ｒ値との差が大きくなる。

冷間圧延後、３〜５０℃／ｓの加熱速度で焼鈍を行う。加熱速度が３℃／ｓ未満では、加熱中にセメンタイトが溶解して粗大なＴｉＣが析出する。そのため、加工組織の回復および再結晶（回復再結晶という。）が生じる温度域（回復再結晶温度域という。）で固溶Ｃと固溶Ｔｉを確保することができず、最大ｒ値と最小ｒ値の差が大きくなる。一方、加熱速度の上限は５０℃／ｓとする。加熱速度が５０℃／ｓ超になると、回復再結晶時までに十分にセメンタイトが溶解しないため、回復再結晶温度域で十分な固溶Ｃを確保できない。さらに好ましい加熱速度の範囲は２０〜４０℃／ｓである。

最高到達温度は７００℃以上Ａｃ_３変態点以下の範囲とする。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。一方、最高到達温度がＡｃ_３変態点超になると集合組織がランダム化し、平均ｒ値が低下するため、この温度を上限とする。

また、Ａｃ_３変態点は、以下の（式５）で計算することができる。
Ａｃ_３＝９１０−２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ−３０Ｍｎ＋７００Ｐ
＋４００Ａｌ＋４００Ｔｉ ・・・ （式５）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ、Ｔｉは、各元素の含有量［質量％］であり、含有量が不純物程度である場合は０とする。

「実施例１」
表１に示した成分組成（化学成分）を有する鋼を溶製し、鋳造して鋼片を製造した。なお、表１には、Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｔｉの含有量［質量％］から、下記（式４）〜（式５）により計算して求めたＡｒ_３変態点およびＡｃ_３変態点、ならびに、Ｃ、Ｔｉ、Ｓ、Ｎの含有量［質量％］から、下記（式６）〜（式８）により計算して求めた、熱間圧延後の冷却速度の下限値ＣＲ_ｍｉｎ［℃/ｓ］および上限値ＣＲ_ｍａｘ［℃/ｓ］、巻取温度の上限値ＣＴ_ｍａｘ［℃］を示した。

Ａｒ_３＝９０１−３２５Ｃ＋３３Ｓｉ＋２８７Ｐ＋４０Ａｌ−９２Ｍｎ・・・（式４）
Ａｃ_３＝９１０−２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ−３０Ｍｎ＋７００Ｐ
＋４００Ａｌ＋４００Ｔｉ ・・・ （式５）
ＣＲ_ｍｉｎ＝６６−２００（４Ｃ＋Ｔｉ） ・・・ （式６）
ＣＲ_ｍａｘ＝１２２−３５０（４Ｃ＋Ｔｉ） ・・・ （式７）
ＣＴ_ｍａｘ＝６００−２５０（Ｔｉ−４８Ｓ／３２−４８Ｎ／１４） ・・・（式８）

得られた鋼片に、表２に示した製造条件（加熱温度、終了温度、冷却速度ＣＲ、巻取温度ＣＴ）で熱間圧延を施し、熱延鋼板を製造した。これらの熱延鋼板から、試験片を採取し、抽出残渣法により、セメンタイト量およびＴｉ系炭化物の量を測定した。また、電解研磨法を用い透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察用の薄膜とし、セメンタイトの存在状態、サイズ、微細ＴｉＣ析出物の有無を観察した。なお、微細ＴｉＣ析出物の有無は、電解研磨法によって作製した針状の試料を用いて、三次元アトムプローブ法によって確認した。これらの結果から、熱延鋼板の粒界セメンタイトの体積分率および固溶Ｔｉ量を求めた。
なお、粒界セメンタイトのサイズは、セメンタイト粒の最長の長さとし、１０個以上のセメンタイトを観察し平均したものとした。

熱延鋼板のＡＩは、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の５号試験片を用いて評価した。まず、１０％の予歪を付与した時点での流動応力をσ_１（ＭＰａ）を測定し、一旦徐荷し、１７０℃で２０分保持する時効処理を施した後、再度引張試験を行い、下降伏点をσ_２（ＭＰａ）を測定し、σ_１とσ_２との差をＡＩとした。

熱延鋼板を用いて、表３に示した条件（圧下率、加熱速度、最高到達温度）で、冷間圧延、連続焼鈍を施し、冷延鋼板とした。冷延鋼板の｛１１１｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）および｛１１１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比（Ｂ）を、Ｘ線回折法によって測定し、前記（Ａ）と前記（Ｂ）の差の絶対値｜（Ａ）−（Ｂ）｜を求めた。なお、Ｘ線回折用試料は、機械研磨によって板厚方向に所定の位置まで研磨し、バフ研磨によって鏡面に仕上げた後、さらに電解研磨によって歪みを除去し、１／２板厚部が測定面となるように調整し、作製した。

さらに、冷延鋼板から、圧延方向を０°とし、圧延方向と垂直な幅方向まで５°刻みで長手方向を変化させた引張試験片を採取し、ｒ値を測定した。引張試験片はＪＩＳ Ｚ ２２０１の５号試験片であり、ｒ値の測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２５４に準拠して行った。測定されたｒ値の最大値と最小値との差（最大ｒ値−最小ｒ値）、および平均塑性ひずみ比ｒ_ｍ（以下、平均ｒ値ともいう。）を求めた。

表２および表３から明らかなとおり、本発明の冷延鋼板は、適正な粒界セメンタイト量および固溶Ｔｉ濃度を有する熱延鋼板を適正な条件で冷延、焼鈍したものであり、板厚方向中央部の｛１１１｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）および｛１１１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比（Ｂ）が５以上であり、かつ前記（Ａ）と前記（Ｂ）の差の絶対値｜（Ａ）−（Ｂ）｜が４以下であり、平均ｒ値が１．５以上、最大ｒ値と最小ｒ値の差が０．３以下の深絞り性に特に優れた鋼板が得られることがわかる。

一方、製造Ｎｏ．１７は、Ｃ量が少なく、熱延鋼板の粒界セメンタイトの生成が不十分になり、冷延鋼板のｒ値の異方性が大きく、最大ｒ値と最小ｒ値の差および｜（Ａ）−（Ｂ）｜が大きくなった例である。
これに対して、製造Ｎｏ．１８は、Ｃ量が多く、熱延鋼板の粒界セメンタイト量が多く、粒界セメントのサイズが大きくなり、冷延鋼板の平均ｒ値、（Ａ）および（Ｂ）が低下した例である。
また、製造Ｎｏ．１９は、Ｔｉ量がＣ量に対して不足しており、熱延鋼板の固溶Ｔｉ濃度が減少し、冷延鋼板の異方性が大きく、最大ｒ値と最小ｒ値の差および｜（Ａ）−（Ｂ）｜が大きくなった例である。

製造Ｎｏ．３は、巻取温度ＣＴが低く、熱延鋼板の粒界セメンタイト量が少なく、粒界セメントのサイズが小さく、熱延鋼板の固溶Ｃ量が増加して時効指数ＡＩが高くなり、冷延鋼板の平均ｒ値、（Ａ）および（Ｂ）が低下した例である。
製造Ｎｏ．４、１６は、巻取温度ＣＴが高く、熱延鋼板にＴｉＣが析出して、粒界セメンタイト量が少なくなり、冷延鋼板のｒ値の異方性が大きくなった例である。

製造Ｎｏ．７、９は、熱間圧延後の冷却速度ＣＲが遅いため、熱延鋼板にＴｉＣが析出し、粒界セメンタイトの生成が不十分になり、冷延鋼板のｒ値の異方性が大きくなった例である。
これに対して、製造Ｎｏ．１２、１５は、熱間圧延後の冷却速度ＣＲが速く、熱延鋼板の固溶Ｃ量が増加して時効指数ＡＩが高くなり、また、熱延鋼板の粒界セメンタイト量も過剰になり、冷延鋼板の平均ｒ値、（Ａ）および（Ｂ）が低下した例である。

製造Ｎｏ．２は、冷延板焼鈍の加熱速度が遅く、焼鈍時にＴｉＣを生じて固溶Ｃが減少し、冷延鋼板のｒ値の異方性が大きく、最大ｒ値と最小ｒ値の差および｜（Ａ）−（Ｂ）｜が大きくなった例である。
製造Ｎｏ．１３は、冷延板焼鈍の加熱速度が速く、焼鈍時のセメンタイトの溶解が不十分であり、再結晶回復温度域での固溶Ｃが不足し、冷延鋼板のｒ値の異方性が大きくなった例である。
製造Ｎｏ．６は、冷延板焼鈍の最高到達温度が高く、集合組織のランダム化が進み、冷延鋼板の平均ｒ値、（Ａ）および（Ｂ）が低下した例である。

「実施例２」
表４に示した成分組成（化学成分）を有する鋼を溶製し、鋳造して鋼片を製造した。なお、表４には、上記（式４）〜（式５）により計算して求めたＡｒ_３変態点およびＡｃ_３変態点、ならびに、上記（式６）〜（式８）により計算して求めた、熱間圧延後の冷却速度の下限値ＣＲ_ｍｉｎ［℃/ｓ］および上限値ＣＲ_ｍａｘ［℃/ｓ］、巻取温度の上限値ＣＴ_ｍａｘ［℃］を示した。得られた鋼片に、表５に示した製造条件（加熱温度、終了温度、冷却速度ＣＲ、巻取温度ＣＴ）で熱間圧延を施し、熱延鋼板を製造した。熱延鋼板の粒界セメンタイトのサイズ、粒界セメンタイトの体積分率および固溶Ｔｉ量は、実施例１と同様にして求めた。また、熱延鋼板のＡＩを、実施例１と同様にして評価した。

熱延鋼板を用いて、表６に示した条件（圧下率、加熱速度、最高到達温度）で、冷間圧延、連続焼鈍を施し、冷延鋼板とした。冷延鋼板の｛１１１｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）および｛１１１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比（Ｂ）は、実施例１と同様にして測定し、前記（Ａ）と前記（Ｂ）の差の絶対値｜（Ａ）−（Ｂ）｜を求めた。さらに、ｒ値の最大値と最小値との差（最大ｒ値−最小ｒ値）、および平均塑性ひずみ比ｒｍを実施例１と同様にして求めた。

表５および表６から明らかなとおり、本発明の冷延鋼板は、適正な粒界セメンタイト量および固溶Ｔｉ濃度を有する熱延鋼板を適正な条件で冷延、焼鈍したものであり、板厚方向中央部の｛１１１｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）および｛１１１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比（Ｂ）が５以上であり、かつ前記（Ａ）と前記（Ｂ）の差の絶対値｜（Ａ）−（Ｂ）｜が４以下であり、平均ｒ値が１．５以上、最大ｒ値と最小ｒ値の差が０．３以下の深絞り性に特に優れた鋼板が得られることがわかる。

一方、製造Ｎｏ．２５は、Ｎ量が多く、Ｔｉと窒化物を形成し、熱延鋼板の固溶Ｔｉ濃度が減少し、冷延鋼板の異方性が大きく、最大ｒ値と最小ｒ値の差および｜（Ａ）−（Ｂ）｜が大きくなった例である。
製造Ｎｏ．２０は、巻取温度ＣＴが高く、熱延鋼板にＴｉＣが析出して、粒界セメンタイト量が少なくなり、冷延鋼板のｒ値の異方性が大きく、最大ｒ値と最小ｒ値の差および｜（Ａ）−（Ｂ）｜が大きくなった例である。
製造Ｎｏ．２４は、巻取温度ＣＴが低く、熱延鋼板の粒界セメンタイト量が少なく、粒界セメンタイトのサイズが小さく、熱延鋼板の固溶Ｃ量が増加して時効指数ＡＩが高くなり、冷延鋼板の平均ｒ値、（Ａ）および（Ｂ）が低く、最大ｒ値と最小ｒ値の差および｜（Ａ）−（Ｂ）｜が大きくなった例である。

Claims (7)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．００５％超、０．０２０％以下、
   Ｍｎ：０．０５〜１．００％
   を含有し、さらに、
   （４Ｃ＋０．０３５）≦Ｔｉ≦（４Ｃ＋０．１５）
   を満足するＴｉを含有し、
   Ｓｉ：０．５％以下、
   Ｐ：０．１００％以下、
   Ｓ：０．０１５％以下、
   Ａｌ：０．５００％以下、
   Ｎ：０．０１０％以下
   に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
   板厚中央部の｛１１１｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）および｛１１１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比（Ｂ）がそれぞれ５以上であり、
   前記（Ａ）と前記（Ｂ）との差の絶対値が４以下であることを特徴とする深絞り性に優れた冷延鋼板。
2. Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉの１種または２種以上を合計で０．３質量％未満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冷延鋼板。
3. 質量％で、
   Ｂ：０．０１０％以下
   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冷延鋼板。
4. 圧延方向から圧延方向と垂直な幅方向までの間を５°刻みで測定したランクフォード値の、最大値と最小値との差が０．３以下であり、
   平均塑性ひずみ比ｒ_ｍが１．５以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の深絞り性に優れた冷延鋼板。
5. 請求項１〜４のいずれかに記載の冷延鋼板の中間素材であって、
   結晶粒界のセメンタイトのサイズが５０ｎｍ〜２μｍであり、
   該セメンタイトの体積分率が０．０３〜０．１５％であり、
   Ｔｉの固溶濃度が０．０４％以上であり、
   時効指数ＡＩが５ＭＰａ以下であることを特徴とする熱延鋼板。
6. 請求項５に記載の熱延鋼板の製造方法であって、請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼片を１２００℃以上に加熱し、Ａｒ_３変態点以上で熱間圧延を終了した後、下記（式１）を満足する冷却速度ＣＲ［℃／ｓ］で冷却し、下記（式２）を満足する巻取温度ＣＴ［℃］で巻取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
   ６６−２００（４Ｃ＋Ｔｉ）≦ＣＲ≦１２２−３５０（４Ｃ＋Ｔｉ） ・・・（式１）
   ４００≦ＣＴ≦６００−２５０（Ｔｉ−４８Ｓ／３２−４８Ｎ／１４）・・・（式２）
   ここで、上記（式１）および/または（式２）におけるＣ、Ｔｉ、Ｓ、Ｎは、各元素の含有量［質量％］である。
7. 請求項１〜４のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法であって、請求項６に記載の方法で製造された熱延鋼板を酸洗した後、圧下率７０〜９０％の冷間圧延を施し、加熱速度３〜５０℃／ｓで最高到達温度７００℃以上Ａｃ_３変態点以下の温度範囲に加熱する焼鈍を行うことを特徴とする深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法。

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