JP2002363695A - 形状凍結性に優れた低降伏比型高強度鋼板とその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 鋼板の集合組織とｒ値及び成分とミクロ組織
を限定して、良好な形状凍結性を示す低降伏比型高強度
鋼板とその製造方法を提供する。 【解決手段】 所定成分組成の鋼を、体積分率で２５％
以下のマルテンサイトを含む複合組織鋼とし、少なくと
も１／２板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜
｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平
均値が３．０以上で、かつ、｛５５４｝＜２２５＞、
｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の３つ
の結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値が３．５以
下、さらに、圧延方向のｒ値及び圧延方向と直角方向の
ｒ値のうち少なくとも１つが０．７以下である形状凍結
性に優れた低降伏比型高強度鋼板。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車部材等に使
用し、効率よく自動車部材の軽量化を達成することがで
きる、加工時の形状凍結性に優れた低降伏比型高強度鋼
板とその製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】自動車からの炭酸ガスの排出量を抑える
ために、高強度鋼板を使用して自動車車体の軽量化を図
ることが進められている。また、搭乗者の安全性確保の
ためにも、自動車車体には軟鋼板の他に高強度鋼板が多
く使用されるようになってきている。さらに、自動車車
体の軽量化を今後進めていくために、従来以上に高強度
鋼板の使用強度レベルを高めたいという新たな要請が非
常に高まりつつある。

【０００３】しかしながら、高強度鋼板に曲げ変形を加
えると、加工後の形状は、その高強度ゆえに、加工冶具
の形状から離れて加工前の形状の方向にもどろうとす
る。加工を与えても元の形状の方向にもどろうとする現
象はスプリング・バックと呼ばれている。このスプリン
グ・バックが発生すると、狙いとする加工部品の形状が
得られない。

【０００４】従って、従来の自動車の車体では、主とし
て４４０ＭＰａ以下の高強度鋼板に限って使用されてき
た。自動車車体には４９０ＭＰａ以上の高強度鋼板を使
用して、車体の軽量化を進めていく必要があるにもかか
わらず、スプリング・バックが少なく形状凍結性の良い
高強度鋼板が存在しないのが実状である。

【０００５】付け加えるまでもなく、４４０ＭＰａ以下
の高強度鋼板や軟鋼板において、加工後において、形状
凍結性を高めることは、自動車や家電製品などの製品の
形状精度を高める上で極めて重要であることはいうまで
もない。特開平１０−７２６４４号公報には、圧延面に
平行な面における｛２００｝集合組織の集積度が１．５
以上であることを特徴とするスプリング・バック量（本
発明での寸法精度）が小さいオーステナイト系ステンレ
ス冷延鋼板が開示されている。しかし、フェライト系鋼
板のスプリングバック現象や壁そり現象を低減する技術
については何ら記載されていない。

【０００６】また、フェライト系ステンレス鋼のスプリ
ングバック量を小さくする技術として、特開２００１−
３２０５０号公報には、板厚中央部の集合組織において
板面に平行な｛１００｝面の反射Ｘ線強度比を２以上と
する発明が開示されている。しかし、この公報に、壁そ
りの低減に関して何ら記載がなく、｛１００｝＜０１１
＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群及び壁そり低減のため
に重要な方位である｛１１２｝＜１１０＞についても何
ら記載がない。

【０００７】また、本発明者らの一部は、ＷＯ００／０
６７９１号にて形状凍結性の向上を目的として、｛１０
０｝面と｛１１１｝面の比が１以上であるフェライト系
薄鋼板を開示したが、この発明には、本発明のように
｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群，
並びに｛５５４｝＜２２５＞，｛１１１｝＜１１２＞及
び｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比の値につ
いては記載されていないと同時に、機械特性としての降
伏比ＹＲを規定することについては何ら開示されていな
い。

【０００８】また、本発明者らの一部は、特開２００１
−６４７５０号公報にて，スプリングバック量を小さく
する技術として、板面に平行な｛１００｝面の反射Ｘ線
強度比が３以上である冷延鋼板を開示したが、この冷延
鋼板は、板厚最表面での｛１００｝面反射Ｘ線強度比を
規定することを特徴としており、本発明で規定する“板
厚１／２ｔでの｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１
１０＞方位群の平均Ｘ線強度比”とは、Ｘ線の測定位置
が異なる。

【０００９】また、上記公報には、｛５５４｝＜２２５
＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞方
位についても何ら記載されていないと同時に、機械特性
としての降伏比ＹＲを規定することについては、何ら開
示されていない。また、特開２０００−２９７３４９号
公報には、形状凍結性の良好な鋼板として、ｒ値の面内
異方性Δｒの絶対値が０．２以下である熱延鋼板が開示
されている。しかし、この熱延鋼板は、低降伏比化する
ことによって形状凍結性を向上させることを特徴として
おり、上記公報に、本発明で述べているような思想に基
づいた形状凍結性の向上を目的とする集合組織制御に関
しては記載されていない。

【００１０】

【発明が解決しようとする課題】曲げ加工を施す自動車
用部材に適用する鋼板の強度を増すと、鋼板強度の上昇
に従ってスプリング・バック量が増大し、形状不良が発
生することから、高強度鋼板の適用が制限されているの
が現状である。本発明は、この問題を抜本的に解決し
て、良好な形状凍結性を持つ低降伏比型高強度鋼板を提
供するものである。

【００１１】

【課題を解決するための手段】従来の知見によれば、ス
プリング・バックを抑えるための方策として、鋼板の降
伏点を低くすることがとりあえず重要であると考えられ
ていた。そして、降伏点を低くするために、引張強さの
低い鋼板を使用せざるを得なかった。しかし、これだけ
では、鋼板の曲げ加工性を向上させ、スプリング・バッ
ク量を低く抑えるための根本的な解決にはならない。

【００１２】そこで、本発明者らは、曲げ加工性を向上
させてスプリング・バックの発生を根本的に解決するた
めに、新たに、鋼板の集合組織の曲げ加工性への影響に
着目して、その作用効果を詳細に調査、研究した。そし
て、曲げ加工性に優れた鋼板を見いだした。その結果、
｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群
と、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び
｛１１１｝＜１１０＞の各方位の強度を制御すること、
さらには、圧延方向のｒ値及び圧延方向と直角方向のｒ
値のうち少なくとも１つをできるだけ低い値にすること
で、曲げ加工性が飛躍的に向上することを明らかにし
た。

【００１３】本発明は、前述の知見に基づいて構成され
ており、その主旨とするところは、以下のとおりであ
る。 （１）フェライト又はベイナイトを体積分率最大の相と
し、体積分率で２５％以下のマルテンサイトを含む複合
組織鋼であり、少なくとも１／２板厚における板面の
｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の
Ｘ線ランダム強度比の平均値が３．０以上で、かつ、
｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１
１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度
比の平均値が３．５以下、さらに、圧延方向のｒ値及び
圧延方向と直角方向のｒ値のうち少なくとも１つが０．
７以下であることを特徴とする形状凍結性に優れた低降
伏比型高強度鋼板。 （２）質量％で、Ｃ；０．０２％以上０．３％以下を含
み、Ｍｎ；０．０５％以上３％以下、Ｎｉ；３％以下、
Ｃｒ；３％以下、Ｃｕ；３％以下、Ｍｏ；１％以下、Ｃ
ｏ；３％以下、Ｓｎ；０．２％以下で、かつ、これらの
１種又は２種以上を合計で０．１％以上３．５％以下含
み、Ｓｉ；３％以下、Ａｌ；３％以下でかつこれらの１
種又は２種を合計で０．０５％以上３％以下含み、残部
がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする前
記（１）記載の形状凍結性に優れた低降伏比型高強度鋼
板。 （３）質量でＮｂ、Ｔｉ、Ｖの１種又は２種以上を合計
で０．３％以下含むことを特徴とする前記（１）又は
（２）記載の形状凍結性に優れた低降伏比型高強度鋼
板。 （４）質量でＰを０．２％以下含むことを特徴とする前
記（１）〜（３）のいずれかに記載の形状凍結性に優れ
た低降伏比型高強度鋼板。 （５）質量でＢを０．０１％以下含むことを特徴とする
前記（１）〜（４）のいずれかに記載の形状凍結性に優
れた低降伏比型高強度鋼板。 （６）質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
Rem：０．００１〜０．０２％の１種又は２種を含むこ
とを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれかに記載の
形状凍結性に優れた低降伏比型高強度鋼板。 （７）前記（１）〜（６）のいづれかに記載の鋼板にめ
っきをしたことを特徴とする形状凍結性に優れた低降伏
比型高強度鋼板。 （８）前記（１）〜（６）のいずれかに記載の鋼板を製
造する方法であって、前記（２）〜（６）の何れかに記
載の成分からなる鋳造スラブを、鋳造ままもしくは一旦
冷却した後に１０００℃〜１３００℃の範囲に再度加熱
し、熱間圧延をする際、（１）式で計算される有効ひず
み量ε^*が０．４以上で、かつ、（Ａｒ₃−５０）℃〜
（Ａｒ₃＋１００）℃の温度範囲における圧下率の合計
が２５％以上となるように制御し、（Ａｒ₃−５０）℃
〜（Ａｒ₃＋１００）℃で熱間圧延を終了し、熱間圧延
後冷却して、（２）式に示す鋼の化学成分で決まる臨界
温度Ｔｏ（℃）以下でかつ３００℃以下の温度で巻き取
ることを特徴とする形状凍結性に優れた低降伏比型高強
度熱延鋼板の製造方法。

【００１４】

【数３】

【００１５】ここで、ｎは仕上げ熱延の圧延スタンド
数、ε_iはｉ番目のスタンドで加えられたひずみ、ｔ_iは
ｉ〜ｉ＋１番目のスタンド間の走行時間（秒）、τ_iは
気体常数Ｒ（＝１．９８７）とｉ番目のスタンドの圧延
温度Ｔｉ（Ｋ）によって下式で計算する値である。 τ_i＝８．４６×１０^-9・ｅｘｐ｛４３８００／Ｒ／Ｔｉ｝ Ｔｏ＝−４３８．６×Ｃ％−５２．７×Ｍｎｅｑ＋６９７．４ （２） ここで、Ｍｎｅｑは質量％で表現した鋼の成分より求ま
る。

【００１６】Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ％＋０．２４×Ｎｉ％＋
０．１３×Ｓｉ％＋０．３８×Ｍｏ％＋０．５５×Ｃｒ
％＋０．１６×Ｃｕ％−０．５０×Ａｌ％−０．４５×
Ｃｏ％＋０．９０×Ｖ％ （９）前記（Ａｒ₃−５０）℃〜（Ａｒ₃＋１００）℃の
温度範囲の熱間圧延の少なくとも１パス以上において、
摩擦係数が０．２以下となるように制御することを特徴
とする前記（８）記載の形状凍結性に優れた低降伏比型
高強度熱延鋼板の製造方法。 （１０）前記（１）〜（６）のいずれかに記載の鋼板を
製造する方法であって、前記（２）〜（６）の何れかに
記載の成分からなる鋳造スラブを、鋳造ままもしくは一
旦冷却した後に１０００℃〜１３００℃の範囲に再度加
熱し、熱間圧延をする際、（１）式で計算される有効ひ
ずみ量εｉが０．４以上で、かつ、（Ａｒ ₃−２５０）
℃〜（Ａｒ₃＋１００）℃の温度範囲における圧下率の
合計が２５％以上となるように制御し、（Ａｒ₃−２５
０）℃〜（Ａｒ₃＋１００）℃で熱間圧延を終了し、熱
間圧延後冷却して、（２）式に示す鋼の化学成分で決ま
る臨界温度Ｔｏ以下で巻き取った後、酸洗・冷間圧延を
施し、Ａｃ₁変態温度以上Ａｃ₃変態温度以下の温度にて
焼鈍し、その後、焼鈍温度から５００℃以下まで１〜２
５０℃／秒の冷却速度で冷却することを特徴とする形状
凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法。

【００１７】

【数４】

【００１８】ここで、ｎは仕上げ熱延の圧延スタンド
数、ε_iはｉ番目のスタンドで加えられたひずみ、ｔ_iは
ｉ〜ｉ＋１番目のスタンド間の走行時間（秒）、τ_iは
気体常数Ｒ（＝１．９８７）とｉ番目のスタンドの圧延
温度Ｔｉ（Ｋ）によって下式で計算する値である。 τ_i＝８．４６×１０^-9・ｅｘｐ｛４３８００／Ｒ／Ｔｉ｝ Ｔｏ＝−４３８．６×Ｃ％−５２．７×Ｍｎｅｑ＋６９７．４ （２） ここで、Ｍｎｅｑは質量％で表現した鋼の成分より求ま
る。

【００１９】Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ％＋０．２４×Ｎｉ％＋
０．１３×Ｓｉ％＋０．３８×Ｍｏ％＋０．５５×Ｃｒ
％＋０．１６×Ｃｕ％−０．５０×Ａｌ％−０．４５×
Ｃｏ％＋０．９０×Ｖ％ （１１）前記（Ａｒ₃−２５０）℃〜（Ａｒ₃＋１００）
℃の温度範囲の熱間圧延の少なくとも１パス以上におい
て、摩擦係数が０．２以下となるように制御することを
特徴とする前記（１０）記載の形状凍結性に優れた低降
伏比型高強度冷延鋼板の製造方法。 （１２）前記（８）又は（９）記載の熱延鋼板、又は、
前記（１０）又は（１１）記載の冷延鋼板に０．４％以
上５％以下のスキンパス圧延を施すことを特徴とする形
状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板の製造方
法。

【００２０】

【発明の実施の形態】まず、前記（１）に係る本発明に
ついて詳細に説明する。１／２板厚における板面の｛１
００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線
ランダム強度比の平均値、及び、｛５５４｝＜２２５
＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の
３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値：これら
の平均値は、本発明で特に重要な特性値である。板厚中
心位置での板面のＸ線回折を行い、ランダム試料に対す
る各方位の強度比を求めたときの、｛１００｝＜０１１
＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均値が３．０以上
でなくてはならない。

【００２１】この平均値が３．０未満では形状凍結性が
劣悪となる。この方位群に含まれる主な方位は、｛１０
０｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜
１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０
＞、｛３３５｝＜１１０＞及び｛２２３｝＜１１０＞で
ある。これら各方位のＸ線ランダム強度比は、｛１１
０｝極点図に基づきベクトル法により計算した３次元集
合組織や、｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３
１０｝極点図のうち複数の極点図（好ましくは、３つ以
上）を用いて級数展開法で計算した３次元集合組織から
求めればよい。

【００２２】例えば、後者の方法における上記各結晶方
位のＸ線ランダム強度比には、３次元集合組織のφ２=4
5゜断面における、（００１）［１−１０］、（１１
６）［１−１０］、（１１４）［１−１０］、（１１
３）［１−１０］、（１１２）［１−１０］、（３３
５）［１−１０］、（２２３）［１−１０］の強度をそ
のまま用ればよい。｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝
＜１１０＞方位群の平均値とは、上記の各方位の相加平
均である。上記の全ての方位につき上記強度を得ること
ができない場合には、｛１００｝＜０１１＞、｛１１
６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜
１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の相加平均で
代替してもよい。

【００２３】さらに、１／２板厚における板面の｛５５
４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝
＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平
均値は３．５以下でなくてはならない。これが３．５超
であると、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０
＞方位群の強度が適正であっても、良好な形状凍結性を
得ることが困難となる。

【００２４】｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１
２＞及び｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比
も、上記の方法に従って計算した３次元集合組織から求
めればよい。より望ましくは、｛１００｝＜０１１＞〜
｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平
均値が４．０以上、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝
＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強
度比の相加平均値が２．５未満である。以上述べた結晶
方位のＸ線強度が曲げ加工時の形状凍結性に対して重要
であることの理由は必ずしも明らかではないが、曲げ変
形時の結晶のすべり挙動と関係があるものと推測され
る。

【００２５】Ｘ線回折に供する試料は、機械研磨などに
よって鋼板を所定の板厚まで減厚し、次いで、化学研磨
や電解研磨などによって歪みを除去すると同時に、板厚
１／２面が測定面となるように作製する。鋼板の板厚中
心層に偏析帯や欠陥などが存在し、測定上不都合が生ず
る場合には、板厚の３／８〜５／８の範囲で適当な面が
測定面となるように上述の方法に従って試料を調整して
測定すればよい。

【００２６】当然のことであるが、上述のＸ線強度の限
定が、板厚１／２近傍だけでなく、なるべく多くの厚み
（特に、最表層〜板厚の１／４）について満たされるこ
とで、より一層形状凍結性が良好になる。なお、｛ｈｋ
ｌ｝＜ｕｖｗ＞で表される結晶方位とは、板面の法線方
向が＜ｈｋｌ＞に平行で、圧延方向が＜ｕｖｗ＞と平行
であることを示している。

【００２７】圧延方向のｒ値（ｒＬ）及び圧延方向と直
角方向のｒ値（ｒＣ）：これらのｒ値は、本発明におい
て重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討の結
果、上述した種々の結晶方位のＸ線強度が適正であって
も、必ずしも良好な形状凍結性が得られないことが判明
した。上記のＸ線強度と同時に、ｒＬ及びｒＣのうち少
なくとも１つが０．７以下であることが必須である。よ
り好ましくは０．５５以下である。ｒＬ及びｒＣの下限
は特に定めることなく、本発明の効果を得ることができ
るが、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。

【００２８】なお、曲げ加工を施す方向は加工部品によ
って異なるので特に限定するものではないが、部品の加
工に際しては、ｒ値が小さい方向に対して垂直もしくは
垂直に近い方向に折り曲げる加工を主とすることが好ま
しい。ところで、一般に、集合組織とｒ値とは相関があ
ることが知られているが、本発明においては、既述の結
晶方位のＸ線強度比に関する限定とｒ値に関する限定と
は互いに同義ではなく、両方の限定が同時に満たされな
ければ、良好な形状凍結性を得ることはできない。

【００２９】実際の自動車部品においては、１つの部品
の中で上記のような曲げ加工に起因する形状凍結性が問
題になるだけではなく、同一部品の他の部位において
は、張り出し性や絞り加工性等の良好なプレス加工性が
要求される場合が少なくない。従って、上述の集合組織
を制御した曲げ加工時の形状凍結性の向上とともに、鋼
板そのもののプレス加工性も向上させる必要がある。

【００３０】発明者らは、本発明鋼の特徴であるｒＬ及
びｒＣのうち、少なくとも１つが０．７以下であること
を満足しつつ、張出し成形性を高めるためには、鋼板中
にマルテンサイトを含ませることによって降伏比を低下
させることが、最も望ましいことを見いだした。この
時、マルテンサイト体積分率が２５％を越える場合に
は、鋼板の強度が必要以上に向上するばかりでなく、ネ
ットワーク状に連結したマルテンサイトの割合が増加
し、鋼板の加工性を著しく劣化させるので、２５％を、
マルテンサイト体積分率の最大値とした。

【００３１】また、マルテンサイトによる降伏比低下の
効果を得るためには、体積分率最大の相がフェライトの
場合には３％以上、体積分率最大の相がベイナイトの場
合には５％以上であることが望ましい。また、体積分率
最大の相がフェライト又はベイナイト以外の場合には、
鋼材の強度を必要以上に向上させてその加工性を劣化さ
せたり、不必要な炭化物が析出して必要な量のマルテン
サイトを確保できず鋼板の加工性を著しく劣化させたり
することから、体積分率最大の相はフェライト又はベイ
ナイトに限定する。

【００３２】また、室温まで冷却した際に変態を完了し
ていない残留オーステナイトを含有していても、本発明
の効果に大きな影響は及ぼさない。ただし、反射Ｘ線法
などによって求める残留オーステナイトの体積分率が増
加すると、降伏比が上昇するので、残留オーステナイト
体積分率はマルテンサイト体積分率の２倍以下であるこ
とが望ましく、さらに、該体積分率がマルテンサイト体
積分率以下であると、さらに好ましい。

【００３３】上記の他に、本発明のミクロ組織は、パー
ライトもしくはセメンタイトの１種又は２種以上を、体
積分率で１５％以下含有することができる。また、残留
オーステナイトを除き、本発明のミクロ組織の体積分率
は、鋼板の圧延方向断面の１／４厚部を光学顕微鏡にて
２〜５視野、組織の粗さに応じて１００〜８００倍で観
察し、ポイントカウント法により求めた値と定義する。

【００３４】以下に、前記（２）〜（６）の発明に係る
化学成分の影響について述べる。なお、「％」は「質量
％」を意味する。 Ｃ：Ｃは鋼材の強度を決める最も重要な元素の一つであ
る。鋼板中に含まれるマルテンサイトの体積分率は鋼板
中のＣ濃度の上昇と共に増加する傾向にある。ここで、
Ｃ量が０．０２％未満の場合には、硬質のマルテンサイ
トを得ることが困難となるので、０．０２％をＣ量の下
限とした。また、Ｃ添加量が０．３％を越える場合に
は、必要以上に鋼板強度が上昇するのみならず、自動車
用鋼材として重要な特性である溶接性が顕著に劣化する
ので、０．３％をＣ添加量の上限とした。

【００３５】Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｓ
ｎ：Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｓｎは、全
て鋼材のミクロ組織の調整のために添加される。特に、
溶接性の観点からＣの添加量が制限される場合には、こ
れらの元素を適量添加することによって、効果的に鋼の
焼入性を調整することが有効である。

【００３６】また、これらの元素は、ＡｌやＳｉ程では
ないが、セメンタイトの生成を抑制する効果があり、効
果的に、マルテンサイト体積分率を制御することができ
る。さらに、これらの元素は、Ａｌ、Ｓｉと共にマトリ
ックスであるフェライトやベイナイトを固溶強化して、
高速での動的変形抵抗を高める働きも持つ。しかしなが
ら、これらの元素の１種又は２種以上の添加合計が、
０．１％未満、又は、Ｍｎの含有量が０．０５％未満の
場合には、必要な体積分率のマルテンサイトを確保する
ことができなくなるとともに、鋼材の強度が低くなり、
有効な車体軽量化を達成することができなくなるので、
下限を、これら元素の１種又は２種以上の合計で０．１
％とした。

【００３７】一方、これらの合計が３．５％を越える場
合、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｃｏの何れかの含有量が
３％を超える場合、Ｍｏの含有量が１％を超える場合、
又は、Ｓｎの含有量が０．２％を超える場合には、母相
であるフェライト又はベイナイトの硬質化を招き、鋼材
の加工性の低下、靱性の低下、さらには、鋼材コストの
上昇を招くので、上限を、上記合計については３．５
％。Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｃｏについては３％。Ｍ
ｏについては１％、Ｓｎについては０．２％とした。 Ａｌ、Ｓｉ：ＡｌとＳｉは共にフェライトの安定化元素
であり、フェライト体積率を増加させて鋼材の加工性を
向上させる働きがある。また、Ａｌ、Ｓｉは共にセメン
タイトの生成を抑制するので、パーライト等の炭化物を
含む相の生成を抑制し、効果的にマルテンサイトを生成
させることができる。

【００３８】この様な機能を持つ添加元素としては、Ａ
ｌ、Ｓｉ以外に、ＰやＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏ等があげられ、
この様な元素を適当に添加することによっても同様な効
果が期待される。しかしながら、ＡｌとＳｉの合計が
０．０５％未満の場合には、セメンタイト生成抑制の効
果が十分でなく、適正な体積分率のマルテンサイトが得
られないので、下限を、１種又は２種の合計で０．０５
％とした。

【００３９】また、ＡｌとＳｉの１種又は２種の合計が
３．０％を越える場合には、母相であるフェライトもし
くはベイナイトの硬質化や脆化を招き、鋼材の加工性の
低下、靱性の低下、さらには、鋼材コストの上昇を招
き、また、化成処理性等の表面処理特性を著しく劣化さ
せるので、３．０％を上限とした。 Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ：また、必要に応じて添加するＮｂ、Ｔ
ｉ、Ｖは、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成する
ことによって、鋼材を高強度化することができるが、そ
の合計が０．３％を越えた場合には、母相であるフェラ
イトやベイナイト粒内もしくは粒界に多量の炭化物、窒
化物もしくは炭窒化物として析出し、加工性を著しく劣
化させるので、上限を０．３％とした。ただし、これら
の元素の添加によって高強度化を図るためには、Ｎｂ、
Ｔｉ、Ｖの１種又は２種以上を、合計で０．００５％以
上添加することが好ましい。 Ｐ：更に、必要に応じて添加するＰは、鋼材の高強度化
や、前述のようにマルテンサイトの確保には有効ではあ
るが、０．２％を越えて添加された場合には、耐置き割
れ性の劣化や、疲労特性、靱性の劣化を招くので、０．
２％を上限とした。ただし、Ｐの添加の効果を得るため
には、０．００５％以上含有することが好ましい。 Ｂ：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０．０１
％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
るので、上限を０．０１％とした。但し、Ｂの添加効果
を得るためには、０．０００５％以上含有することが好
ましい。 Ｃａ、Ｒｅｍ：必要に応じて添加するＣａ、Ｒｅｍは硫
化物の形態を制御することで伸びフランジ性を改善する
ので、必要に応じて、それぞれ０．０００５％、０．０
０１％以上添加することが望ましい。しかし、過度に添
加しても格段の効果はなく、コスト高となるので、それ
ぞれの上限を０．００５％、０．０２％と設定した。

【００４０】鋼板中のＮは、Ｃと同様にマルテンサイト
を生成させるために有効ではあるが、同時に鋼材の靱性
や延性を劣化させる傾向があるので、０．０１％以下と
することが望ましい。また、Ｏは酸化物を形成し介在物
として鋼材の加工性、特に、伸びフランジ成形性に代表
されるような極限変形能や鋼材の疲労強度、靱性を劣化
させるので、０．０１％以下に制御することが望まし
い。

【００４１】以下に前記（８）〜（１２）の本発明の製
造方法について述べる。 スラブ再加熱温度：前記（２）〜（６）の何れかの成分
に調整された鋼片（鋳造スラブ）は、鋳造後直接、もし
くは、一旦Ａｒ₃変態温度以下まで冷却された後に再加
熱され、熱間圧延される。

【００４２】この時の再加熱温度が１０００℃未満の場
合には、熱間圧延を完了するまでに何らかの加熱装置を
設置しなければ、熱間圧延完了温度を本発明の範囲内に
することができないので１０００℃を再加熱温度の下限
とした。また、再加熱温度が１３００℃を越える場合に
は、加熱時のスケール生成により歩留まり劣化を招くと
同時に、製造コストの上昇も招くことから、１３００℃
を再加熱温度の上限とした。

【００４３】熱間圧延条件：熱間圧延及びその後の冷却
によって、鋼板の組織が所定のミクロ組織と集合組織に
制御される。最終的に得られる鋼板の集合組織は、熱間
圧延の温度領域によって大きく変化する。熱間圧延終了
温度が（Ａｒ₃―５０）℃未満になった場合には、熱間
圧延完了後に残留しているオーステナイト量が十分でな
く、その後のミクロ組織制御ができず、また、多量の加
工フェライトが残留することから、（Ａｒ₃―５０）℃
を熱間圧延終了温度の下限とした。

【００４４】また、熱間圧延終了温度は、以下に述べる
ように、所望の集合組織を得るため、（Ａｒ₃＋１０
０）℃以下とする必要がある。また、熱間圧延におい
て、（Ａｒ₃−５０）℃〜（Ａｒ₃＋１００）℃の温度範
囲における圧下率は、最終的な鋼板の集合組織形成に大
きな影響を及ぼし、この温度範囲での圧延率の合計が２
５％未満の場合には、集合組織の発達が十分でなく、最
終的に得られる鋼板が良好な形状凍結性を示さないの
で、２５％を、（Ａｒ₃−５０）℃〜（Ａｒ₃＋１００）
℃の温度範囲における圧下率の下限値とした。

【００４５】この圧下率が高いほど所望の集合組織が発
達することから、５０％以上であることが好ましく、ま
た、７５％以上であれば更に好ましい。また、連続熱延
工程では多段の圧延スタンドで加えられるひずみの累積
的な効果が重要である。しかしながら、このひずみの累
積的な効果は、加工温度が高温ほど、また、スタンド間
の走行時間が長いほど低下する。

【００４６】仕上げ熱延がｎスタンドで行われる際に、
ｉ番目のスタンドでの圧延温度をＴ _i（Ｋ）、加工ひず
みをεｉ（真ひずみで、ｉ番目の圧下率ｒ_iとは、ε_i＝
ｌｎ｛１／（１−ｒｉ）｝の関係がある）、ｉ番目とｉ
＋１番目のスタンド間の走行時間（パス間時間：秒）を
ｔ_iとすると、累積効果を考慮したひずみ（有効ひずみ
ε^*）は（１）式で表現できる。

【００４７】

【数５】

【００４８】ここで、τ_iは気体常数Ｒ（Ｒ＝１．９８
７）と圧延温度Ｔｉによって下式で計算できる。 τ_i＝８．４６×１０^-9・ｅｘｐ｛４３８００／Ｒ／Ｔ
ｉ｝ この有効ひずみε^*が０．４未満の場合には、たとえ
（Ａｒ₃−５０）℃〜（Ａｒ₃＋１００）℃の温度範囲に
おける圧下率の合計が２５％以上であっても十分な集合
組織の発達が得られない。それ故、０．４を有効ひずみ
の下限とした。

【００４９】実際の連続熱延工程で（１）式の計算を行
う場合には、Ｔｉは仕上げ熱延入り側温度ＦＴ₀と仕上
げ熱延で側温度ＦＴｎを用いて、 Ｔｉ＝ＦＴ₀−（ＦＴ₀−ＦＴｎ）／（ｎ＋１）×（ｉ＋
１） に従って計算した値を用いるとよい。有効ひずみが高い
ほど集合組織が発達するので、０．４５以上であればよ
り好ましい。また、有効ひずみが０．９以上であれば、
更に好ましい。

【００５０】本発明の温度範囲での熱間圧延を通常の条
件で行っても、最終的に得られる鋼板の形状凍結性は高
いが、この温度範囲で行われる熱間圧延の少なくとも１
パス以上において、その摩擦係数が０．２以下となるよ
うに制御した場合には、更に最終的に行われる鋼板の形
状凍結性が高くなる。また、仕上げ熱延に先立ってスケ
ール除去を目的とする加工や高圧水噴射、微粒子噴射等
を行うこと、最終鋼板の表面品位を高める効果があるの
で、好ましい。

【００５１】熱間圧延後の冷却は、巻取り温度を制御す
ることが最も重要であるが、平均の冷却速度が１５℃／
秒以上であることが好ましい。冷却は熱間圧延後速やか
に開始されることが望ましい。また、冷却の途中に空冷
を設けることも、最終的な鋼板の特性を劣化させない。
冷却が鋼材の化学成分で決まる下式で示される臨界温度
Ｔｏ（℃）より高い温度で完了し、そのまま巻取り処理
が行われた場合には、上記の熱間圧延条件が満足されて
いた場合でも、最終的に得られる鋼板において所望の集
合組織が十分に発達せず、鋼板の形状凍結性が向上しな
いので、巻取りはＴｏ（℃）以下で行なう。

【００５２】 Ｔｏ＝−４３８．６×Ｃ％−５２．７×Ｍｎｅｑ＋６９７．４ （２） ここで、Ｍｎｅｑは質量％で表現した鋼の成分より求ま
る。 Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ％＋０．２４×Ｎｉ％＋０．１３×Ｓｉ
％＋０．３８×Ｍｏ％＋０．５５×Ｃｒ％＋０．１６×
Ｃｕ％−０．５０×Ａｌ％−０．４５×Ｃｏ％＋０．９
０×Ｖ％ また、巻取り温度が３００℃超の場合にはマルテンサイ
トが得られないか、もしくは、生成したマルテンサイト
が焼き戻されることによって降伏比が上昇し、鋼板の加
工性が劣化するので、巻取り温度の上限を３００℃とし
た。

【００５３】巻き取り温度の下限は特に規定しないが、
低温ほど良好な材質が得られる。ただし、巻き取り温度
を室温以下にすることはコストの上昇を招くので、室温
以上であることが望ましい。 冷間圧延及び焼鈍条件：本発明の鋼板を冷間圧延―焼鈍
によって製造する場合には、熱間圧延後に所望の集合組
織を十分に発達させておくことが必要である。このため
には、加熱温度は１０００℃〜１３００℃とし、熱間圧
延を（Ａｒ₃―２５０）℃以上で終了し、（１）式で計
算される有効ひずみ量ε_iが０．４以上で、かつ、この
時の（Ａｒ₃−２５０）℃〜（Ａｒ₃＋１００）℃の温度
範囲における圧下率の下限値を２５％とする必要があ
る。この圧下率が高いほど所望の集合組織が発達するこ
とから、５０％以上であることが好ましく、また、７５
％以上であれば更に好ましい。（Ａｒ₃−２５０）℃〜
（Ａｒ₃＋１００）℃での合計圧下率が９７．５％を越
えると、圧延機の剛性を過剰に高める必要があり、経済
上のデメリットを生じるので、望ましくは上記圧下率は
９７．５％以下とする。

【００５４】この温度範囲での熱間圧延において、少な
くとも１パス以上においてその摩擦係数が０．２以下と
なるように制御した場合には、さらに、最終的な鋼板の
形状凍結性が高くなる。熱間圧延終了温度が（Ａｒ₃―
２５０）℃未満になった場合には、熱間圧延後の集合組
織が変化することに起因して、最終的に、所望の集合組
織が得られないので、（Ａｒ₃―２５０）℃を熱間圧延
終了温度の下限とした。熱間圧延終了温度の上限は所望
の集合組織を得るためには（Ａｒ₃＋１００）℃とする
必要がある。

【００５５】熱延後の冷却された後の巻取り温度が上述
のＴｏ（℃）超となった場合には、その後の冷間圧延―
焼鈍によって所望の集合組織を発達させることができな
いので、良好な形状凍結性を達成することができない。
従って、Ｔｏ（℃）を巻取り温度の上限とした。巻取り
温度はＴｏ（℃）以下であれば良いが、３００℃未満で
は冷間圧延時の変形抵抗が大きくなることから、３００
℃以上で巻き取ることが望ましい。また、仕上げ熱延開
始以前にスケール除去の目的で加工や高圧水噴射、微粒
子噴射等を行うことは、最終鋼板の表面品位を高める効
果があるので、好ましい。

【００５６】以上の方法によって製造した熱延鋼板を酸
洗・冷延する際に、冷間圧延圧下率が９５％を越える
と、冷間圧延の負荷が増加しすぎるので、９５％以下の
圧下率で冷間圧延することが望ましい。冷間圧延後の焼
鈍は連続焼鈍ラインにおいて行われる。焼鈍温度が、鋼
の化学成分によって決まるＡｃ₁変態温度より低い場合
には、最終的な鋼板のミクロ組織にマルテンサイトを含
まないことになるので、Ａｃ₁変態温度を焼鈍温度の下
限とする。

【００５７】また、焼鈍温度が鋼の化学成分によって決
まるＡｃ₃変態温度を超える場合には、熱間圧延によっ
て造り込まれた集合組織の多くが壊され、最終的に得ら
れる鋼板において形状凍結性が損なわれるので、Ａｃ₃
変態温度を焼鈍温度の上限とした。最終的に得られる鋼
板の形状凍結性と加工性を両立させるためには、焼鈍温
度が（Ａｃ₁＋２×Ａｃ₃）／３以下であることが望まし
い。

【００５８】焼鈍後冷却する際に、５００℃までの平均
冷却速度が１℃／秒未満の場合には、最終的に得られる
鋼板の集合組織の発達が十分でなく、良好な形状凍結性
が得られないと同時に、マルテンサイトが得られないの
で、１℃／秒を冷却速度の下限とした。また、実用上有
意義である０．４ｍｍ〜３．２ｍｍの板厚範囲の全ての
板厚に対して、平均冷却速度を２５０℃／秒超とするこ
とは、過剰の設備投資を必要とするので、２５０℃／秒
を冷却速度の上限とした。

【００５９】この冷却は、焼鈍後１０℃／秒以下の低冷
却速度での冷却と、２０℃／秒以上の高冷却速度を組み
合わせてもよい。焼鈍後の冷却停止温度はパーライトの
生成を抑制するために、５００℃以下とする。冷却停止
温度の下限は特に定めないが、経済的観点から室温以上
とすることが好ましい。

【００６０】５００℃以下への冷却速度は速いほど材質
を向上させるが、５００℃以下に冷却された後に、連続
焼鈍工程や連続溶融亜鉛めっき工程での温度履歴に相当
するような徐冷もしくは等温保持や、連続溶融亜鉛めっ
き工程の合金化処理工程での再加熱の過程を採用しても
よい。 スキンパス圧延：以上の方法で製造された本発明鋼に、
出荷前に、スキンパス圧延を施すことは、鋼板の形状を
良好にするばかりではなく、鋼板の衝突エネルギー吸収
能を高めることになる。この時、スキンパス圧延におけ
る圧下率が０．４％未満ではこの効果が小さいので、
０．４％を上記圧下率の下限とした。また、圧下率が５
％超のスキンパス圧延を行うためには、通常のスキンパ
ス圧延機の改造が必要となり、経済的なデメリットを生
じると共に、鋼板の加工性を著しく劣化させるので、５
％をスキンパス圧延における圧下率の上限とした。

【００６１】得られた鋼板の加工性が良好であるために
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（０．２％耐力ＹＳ）の比
である降伏比（ＹＳ／ＴＳ×１００）が７０％以下であ
ることが望ましい。また降伏比が６５％以下であれば、
さらに形状凍結性を向上させることができて望ましい。 めっき：めっきの種類や方法は特に限定されるものでは
なく、電気めっき、溶融めっき、蒸着めっき等の何れを
用いても、本発明の効果が得られる。

【００６２】本発明の鋼板は曲げ加工だけではなく、曲
げ、張り出し、絞り等、曲げ加工を主体とする複合成形
にも適用できる。

【００６３】

【実施例】本発明の実施例を挙げながら、本発明の技術
的内容について説明する。 （実施例１）表１に示す２３種類の鋼を表２に示す条件
で熱延し、１．４ｍｍ厚の熱延鋼板を製造した。この熱
延鋼板を酸洗後、５０ｍｍ幅、２７０ｍｍ長さの試験片
を作成し、ポンチ幅７８ｍｍ、ポンチ肩R５、ダイ肩Ｒ
５の金型を用いてハット曲げ試験を行った。

【００６４】曲げ試験を行った試験片については、三次
元形状測定装置にて板幅中心部の形状を測定し、図１に
示した様に、左右の点（５）間の長さからポンチ幅を引
いた値を寸法精度、点（１）と点（２）の接線と点
（３）と点（４）の接線の交点の角度から９０°を引い
た値の左右での平均値をスプリング・バック量、点
（３）と点（５）間の曲率の逆数を左右で平均化した値
を壁そり量として形状凍結性を評価した。なお曲げはｒ
値の低い方向と垂直に折れ線が入るように行った。

【００６５】ところで、図２及び図３に示した様に、ス
プリングバック量や壁そり量は、ＢＨＦ（しわ押さえ
力）によっても変化する。本発明の効果は、いずれのＢ
ＨＦで評価を行ってもその傾向は変わらないが、実機で
実部品をプレスする際には、あまり高いＢＨＦはかけら
れないので、今回は、ＢＨＦ２９ｋＮで各鋼種のハット
曲げ試験を行った。

【００６６】

【表１】

【００６７】

【表２】

【００６８】

【表３】

【００６９】表３には、鋼板のミクロ組織調査結果（体
積率最大相、マルテンサイト体積率）、機械的性質（イ
ンストロン型の引張り試験機を用い、歪み速度が０．０
０１〜０．００５／ｓで行った引張り試験により得られ
た最大強度ＴＳ、降伏強度または０．２％耐力ＹＳ、圧
延方向及びそれと垂直方向のｒ値）、１／２板厚におけ
る板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞
方位群のＸ線ランダム強度比の平均値、及び、｛５５
４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び、｛１１
１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比
の平均値と上記曲げ試験によって得られた寸法精度、壁
そり量を示した。

【００７０】形状凍結性は、最終的には寸法精度（△
ｄ）で判断することができる。寸法精度は鋼板の強度上
昇とともに劣化することがよく知られているので、ここ
では、表３に示す結果を、△ｄ／ＴＳを指標とし、ＹＲ
に対してプロットした（図４）。図４には後述する実施
例２の結果も同時にプロットしている。表３及び図４か
ら明らかなように、本発明の範囲の鋼は良好な形状凍結
性と低いＹＲを兼ね備えていることがわかる。 （実施例２）表１中の鋼Ｐ３を１２００℃に加熱後、表
４に示した条件で熱延―冷延―焼鈍を行い、１．４ｍｍ
の冷延焼鈍鋼板を作製し、その後、実施例１と同様の評
価を行った。

【００７１】表５には、得られた冷延―焼鈍材のミクロ
組織及び機械的性質、曲げ試験結果を示す。表５及び図
４から明らかなように、本発明の範囲の鋼は良好な形状
凍結性と低いＹＲを兼ね備えていることがわかる。

【００７２】

【表４】

【００７３】

【表５】

【００７４】

【発明の効果】薄鋼板の集合組織とｒ値を制御すると、
その曲げ加工性は著しく向上することを以上に詳述し
た。本発明によって、スプリング・バック量が少なく、
曲げ加工を主体とする形状凍結性に優れた薄鋼板を提供
できる。特に、従来は形状不良の問題から高強度鋼板の
適用が難しかった部品にも、高強度鋼板を使用できるよ
うになると予想される。上記部品に、スプリング・バッ
ク量が少なく、形状凍結性に優れた高強度鋼板が適用で
きるようになると、自動車車体の軽量化をより一層推進
することができる。従って、本発明は、工業的に極めて
高い価値のある発明である。

【図面の簡単な説明】

【図１】曲げ試験を行ったサンプルの断面形状の概念図
である。

【図２】曲げ試験時のしわ押さえ力（ＢＨＦ）とスプリ
ングバック量の関係を示す図である。

【図３】曲げ試験時のしわ押さえ力（ＢＨＦ）と壁そり
量（１／ρ）の関係を示す図である。

【図４】形状凍結性（寸法精度）とＴＳの比とＹＲの関
係を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 吉永 直樹 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA02 EA05 EA06 EA09 EA10 EA11 EA13 EA16 EA17 EA19 EA23 EA27 EA28 EA31 EA36 FA02 FC07 FC08 FE01 JA02

Claims (12)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 フェライト又はベイナイトを体積分率最
   大の相とし、体積分率で２５％以下のマルテンサイトを
   含む複合組織鋼であり、少なくとも１／２板厚における
   板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方
   位群のＸ線ランダム強度比の平均値が３．０以上で、か
   つ、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び
   ｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム
   強度比の平均値が３．５以下、さらに、圧延方向のｒ値
   及び圧延方向と直角方向のｒ値のうち少なくとも１つが
   ０．７以下であることを特徴とする、形状凍結性に優れ
   た低降伏比型高強度鋼板。
2. 【請求項２】 質量％で、 Ｃ；０．０２％以上０．３％以下 を含み、 Ｍｎ；０．０５％以上３％以下、 Ｎｉ；３％以下、 Ｃｒ；３％以下、 Ｃｕ；３％以下、 Ｍｏ；１％以下、 Ｃｏ；３％以下、 Ｓｎ；０．２％以下 で、かつ、これらの１種又は２種以上を合計で０．１％
   以上３．５％以下含み、 Ｓｉ；３％以下、 Ａｌ；３％以下 で、かつ、これらの１種又は２種を合計で０．０５％以
   上３％以下含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からな
   ることを特徴とする請求項１記載の形状凍結性に優れた
   低降伏比型高強度鋼板。
3. 【請求項３】 質量で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種又は２種
   以上を合計で０．３％以下含むことを特徴とする請求項
   １又は２記載の形状凍結性に優れた低降伏比型高強度鋼
   板。
4. 【請求項４】 質量で、Ｐを０．２％以下含むことを特
   徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の形状凍結
   性に優れた低降伏比型高強度鋼板。
5. 【請求項５】 質量で、Ｂを０．０１％以下含むことを
   特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の形状凍
   結性に優れた低降伏比型高強度鋼板。
6. 【請求項６】 質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０
   ０５％、Rem：０．００１〜０．０２％の１種又は２種
   を含むことを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に
   記載の形状凍結性に優れた低降伏比型高強度鋼板。
7. 【請求項７】 請求項１〜６のいづれか１項に記載の鋼
   板にめっきをしたことを特徴とする形状凍結性に優れた
   低降伏比型高強度鋼板。
8. 【請求項８】 請求項１〜６のいずれか１項に記載の鋼
   板を製造する方法であって、請求項２〜６の何れか１項
   に記載の成分からなる鋳造スラブを、鋳造ままもしくは
   一旦冷却した後に１０００℃〜１３００℃の範囲に再度
   加熱し、熱間圧延をする際、（１）式で計算される有効
   ひずみ量ε^*が０．４以上で、かつ、（Ａｒ₃−５０）℃
   〜（Ａｒ₃＋１００）℃の温度範囲における圧下率の合
   計が２５％以上となるように制御し、（Ａｒ₃−５０）
   ℃〜（Ａｒ₃＋１００）℃で熱間圧延を終了し、熱間圧
   延後冷却して、（２）式に示す鋼の化学成分で決まる臨
   界温度Ｔｏ（℃）以下でかつ３００℃以下の温度で巻き
   取ることを特徴とする形状凍結性に優れた低降伏比型高
   強度熱延鋼板の製造方法。 【数１】 ここで、ｎは仕上げ熱延の圧延スタンド数、ε_iはｉ番
   目のスタンドで加えられたひずみ、ｔ_iはｉ〜ｉ＋１番
   目のスタンド間の走行時間（秒）、τ_iは気体常数Ｒ
   （＝１．９８７）とｉ番目のスタンドの圧延温度Ｔｉ
   （Ｋ）によって下式で計算する値である。 τ_i＝８．４６×１０^-9・ｅｘｐ｛４３８００／Ｒ／Ｔｉ｝ Ｔｏ＝−４３８．６×Ｃ％−５２．７×Ｍｎｅｑ＋６９７．４ （２） ここで、Ｍｎｅｑは質量％で表現した鋼の成分より求ま
   る。 Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ％＋０．２４×Ｎｉ％＋０．１３×Ｓｉ
   ％＋０．３８×Ｍｏ％＋０．５５×Ｃｒ％＋０．１６×
   Ｃｕ％−０．５０×Ａｌ％−０．４５×Ｃｏ％＋０．９
   ０×Ｖ％
9. 【請求項９】 前記（Ａｒ₃−５０）℃〜（Ａｒ₃＋１０
   ０）℃の温度範囲の熱間圧延の少なくとも１パス以上に
   おいて、摩擦係数が０．２以下となるように制御するこ
   とを特徴とする請求項８記載の形状凍結性に優れた低降
   伏比型高強度熱延鋼板の製造方法。
10. 【請求項１０】 請求項１〜６のいずれか１項に記載の
    鋼板を製造する方法であって、請求項２〜６の何れか１
    項に記載の成分からなる鋳造スラブを、鋳造ままもしく
    は一旦冷却した後に１０００℃〜１３００℃の範囲に再
    度加熱し、熱間圧延をする際、（１）式で計算される有
    効ひずみ量ε^*が０．４以上で、かつ、（Ａｒ₃−２５
    ０）℃〜（Ａｒ₃＋１００）℃の温度範囲における圧下
    率の合計が２５％以上となるように制御し、（Ａｒ₃−
    ２５０）℃〜（Ａｒ₃＋１００）℃で熱間圧延を終了
    し、熱間圧延後冷却して、（２）式に示す鋼の化学成分
    で決まる臨界温度Ｔｏ（℃）以下で巻き取った後、酸洗
    ・冷間圧延を施し、Ａｃ₁変態温度以上Ａｃ₃変態温度以
    下の温度にて焼鈍し、その後、焼鈍温度から５００℃以
    下まで１〜２５０℃／秒の冷却速度で冷却することを特
    徴とする形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板
    の製造方法。 【数２】 ここで、ｎは仕上げ熱延の圧延スタンド数、ε_iはｉ番
    目のスタンドで加えられたひずみ、ｔ_iはｉ〜ｉ＋１番
    目のスタンド間の走行時間（秒）、τ_iは気体常数Ｒ
    （＝１．９８７）とｉ番目のスタンドの圧延温度Ｔｉ
    （Ｋ）によって下式で計算する値である。 τ_i＝８．４６×１０^-9・ｅｘｐ｛４３８００／Ｒ／Ｔｉ｝ Ｔｏ＝−４３８．６×Ｃ％−５２．７×Ｍｎｅｑ＋６９７．４ （２） ここで、Ｍｎｅｑは質量％で表現した鋼の成分より求ま
    る。 Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ％＋０．２４×Ｎｉ％＋０．１３×Ｓｉ
    ％＋０．３８×Ｍｏ％＋０．５５×Ｃｒ％＋０．１６×
    Ｃｕ％−０．５０×Ａｌ％−０．４５×Ｃｏ％＋０．９
    ０×Ｖ％
11. 【請求項１１】 前記（Ａｒ₃−２５０）℃〜（Ａｒ₃＋
    １００）℃の温度範囲の熱間圧延の少なくとも１パス以
    上において、摩擦係数が０．２以下となるように制御す
    ることを特徴とする請求項１０記載の形状凍結性に優れ
    た低降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法。
12. 【請求項１２】 請求項８又は９記載の熱延鋼板、又
    は、請求項１０又は１１記載の冷延鋼板に０．４％以上
    ５％以下のスキンパス圧延を施すことを特徴とする形状
    凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法。