JP4189192B2 - 加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板及びその製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、曲げ加工を主とする加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板とその製造方法に関するもので、自動車部品等が主たる用途である。
【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が進められている。また、搭乗者の安全確保のためにも、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。更に、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りやすくなるというスプリング・バック現象や、成形中の曲げ−曲げ戻しからの弾性回復により側壁部の平面が曲率を持った面になってしまう壁そり現象が起こり、狙いとする加工部品の形状が得られないという寸法精度不良が生じる。
【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。自動車車体にとっては、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・バックや壁そり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の加工後の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。
【０００６】
本発明者らは、板厚中心での集合組織を制御することによって形状凍結性に優れた鋼板を製造する方法を開示している（例えば、特許文献１参照）。
【０００７】
しかし、この方法ではより厳しい加工性を要求される冷延鋼板においては加工性と形状凍結性の両立が十分ではない。
【０００８】
なお、本発明者らの一部は、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（例えば、特許文献２参照）が、この発明は板厚最表面でのＸ線強度比の規定を特徴としており、本発明とは全く異なる物である。
【０００９】
【特許文献１】
特開２００１−３０３１７５号公報
【特許文献２】
特開２００１−６４７５０号公報
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
軟鋼板や高強度鋼板に曲げ加工を施すと、鋼板の強度に依存しながら大きなスプリング・バックが発生し、加工成形部品の形状凍結性が悪いのが現状である。本発明は、この問題を抜本的に解決して、加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延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は、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は、引張強さの低い鋼板を使用せざるをえなかった。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、鋼板の集合組織の形状凍結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。
【００１３】
その結果、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群と｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞、｛１１１｝＜１１０＞の各方位の強度、及び、これらの方位の強度比を制御すること、更には、ｒ値の平均値は確保しつつ、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、加工性を維持しつつ形状凍結性が飛躍的に向上することを明らかにした。
【００１４】
また、鋭意検討の結果、成分の最適化および冷延率・焼鈍温度等の製造条件の最適化によって、前述の加工性と形状凍結性に有利な集合組織を有する冷延鋼板を製造することが可能であることを見出した。
【００１５】
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。
【００１６】
（１） 質量％で、
Ｃ；０．０２％以上０．３％以下、
Ｍｎ；０．０５％以上３％以下、
Ｐ；０．２％以下、
Ｎ；０．０１％以下
を含み、Ｓｉ及びＡｌを合計で０．０５％以上３％以下含み、
更に、Ｔｉ、Ｎｂの１種又は２種を合計で０．０１％以上、０．４０％以下含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、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（Ａ）が４．０以上で、かつ、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値（Ｂ）が３．０以上であり、更に、１．０≦（Ａ）／（Ｂ）≦４．０を満足し、加えて、圧延方向及びそれと直角方向のｒ値のうち少なくとも１つが０．７以下、ｒ値の平均値が０．８以上であることを特徴とする加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。
【００１８】
（２） 更に、質量％で、
Ｎｉ；３％以下、
Ｃｒ；３％以下、
Ｃｕ；３％以下、
Ｍｏ；１％以下、
Ｗ；３％以下、
Ｃｏ；３％以下、
Ｓｎ；０．２％以下、
の１種又は２種以上を合計で０．１％以上３．５％以下含むことを特徴とする（１）に記載の加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。
【００１９】
（３） 更に、質量％で、Ｖを０．２％以下含むことを特徴とする（１）または（２）に記載の加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。
【００２１】
（４） 更に、質量％で、Ｂを０．０１％以下含むことを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。
【００２２】
（５） 更に、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（１）〜（４）のいずれかに記載の加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。
【００２３】
（６） （１）〜（５）のいずれかに記載の加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板にめっきを施したことを特徴とする加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。
【００２４】
（７） （１）〜（６）のいずれかに記載の加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板を製造するに当たり、
冷延母材として用いる熱延鋼板の集合組織と冷延圧下率が次式（１）及び（２）を満足し、
（ａ）＋０．０２×ＣＲ≧４ ・・・（１）
２．５≦（ｂ）＋０．０３×ＣＲ≦５ ・・・（２）
ここで
（ａ）：熱延板の少なくとも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
（ｂ）：熱延板の少なくとも１／２板厚における板面の｛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
ＣＲ：冷延圧下率（％）
冷間圧延後、更に、３℃／ｓ〜１００℃／ｓで、Ａｃ１変態温度以上、（Ａｃ３変態温度＋１５０）℃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加工性と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。
【００２５】
（８） （７）に記載の加工性と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において、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加工性と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。
【００２６】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の内容を詳細に説明する。
【００２７】
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、｛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：
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４．０以上でなくてはならない。これが４．０未満では形状凍結性が劣悪となる。
【００２８】
この方位群に含まれる主な方位は、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞及び｛２２３｝＜１１０＞である。
【００２９】
これら各方位のＸ線ランダム強度比は、｛１１０｝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｝、｛３１０｝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。
【００３０】
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＝４５゜断面における（００１）［１−１０］、（１１６）［１−１０］、（１１４）［１−１０］、（１１３）［１−１０］、（１１２）［１−１０］、（３３５）［１−１０］、（２２３）［１−１０］の強度をそのまま用ればよい。
【００３１】
｛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。上記の全ての方位の強度を得ることができない場合には、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の相加平均で代替してもよい。
【００３２】
更に、１／２板厚における板面の｛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は、３．０以上でなくてはならない。これが３．０未満になると、加工性が劣化する。
【００３３】
｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞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。
【００３４】
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４．５以上、更に望ましくは、５．０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３．５以上である。
【００３５】
また、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値（以下（Ａ）と呼ぶ）と、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比の相加平均値（以下（Ｂ）と呼ぶ）は、１．０≦（Ａ）/（Ｂ）≦４．０を満足していなければならない。
【００３６】
（Ａ）/（Ｂ）が１．０未満では優れた形状凍結性が確保できず、４．０超になると加工性が劣化する。この観点から望ましくは、１．５≦（Ａ）/（Ｂ）≦３．７、更に望ましくは、２．０≦（Ａ）/（Ｂ）≦３．５とする。
【００３７】
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及び加工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。
【００３８】
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。
【００３９】
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。
【００４０】
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。
【００４１】
なお、｛ｈｋｌ｝＜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＞と平行である結晶方位を示している。
【００４２】
圧延方向のｒ値（ｒＬ）及び圧延方向と直角方向のｒ値（ｒＣ）：
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。
【００４３】
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。
【００４４】
なお、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。
【００４５】
一方、加工性を確保するためにはｒ値の平均値は０．８以上にすることが必須である。ここで述べるｒ値の平均値は圧延方向と４５°の方向のｒ値をｒDとした場合、次式で定義される。
【００４６】
ｒ（平均値）＝（ｒL＋２ｒD＋ｒC）／４
ｒ値の平均値の上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、形状凍結性の観点からは１．３以下とすることが好ましい。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。
【００４７】
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、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。
【００４８】
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くては、良好な形状凍結性と加工性を得ることはできない。
【００４９】
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。
【００５０】
本発明者らは、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、r値の平均値を０．８以上とすることで深絞り性を確保し、張り出し成形性の観点からは、鋼板中にマルテンサイトを含む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。
【００５１】
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ために、これを、マルテンサイト体積分率の最大値とした。
【００５２】
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。
【００５３】
また、体積分率最大の相がフェライトもしく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、不必要な炭化物析出によって必要な量のマルテンサイトが確保されないことで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もしくはベイナイトに限定する。
【００５４】
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られる残留オーステナイトの体積分率が増加すると、降伏比が上昇することから、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、マルテンサイト体積分率以下とすることは、更に好ましい。
【００５５】
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。
【００５６】
以下に、前記（２）〜（７）の本発明における化学成分の影響について述べる。
【００５７】
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質量％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ために、これをＣ量の下限とした。
【００５８】
また、Ｃ添加量が０．３質量％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ために、０．３質量％をＣ添加量の上限とした。
【００５９】
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ることによって鋼材の加工性を向上させる働きがある。また、Ａｌ、Ｓｉ共にセメンタイトの生成を抑制することから、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。
【００６０】
この様な機能を持つ添加元素としては、Ａｌ、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も同様な効果が期待される。
【００６１】
しかしながら、ＡｌとＳｉの合計が０．０５質量％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ために下限を０．０５質量％とした。
【００６２】
また、ＡｌとＳｉの合計が３質量％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、更には、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が著しく劣化するために、３質量％を上限値とした。
【００６３】
Ｍｎ：
Ｍｎは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、Ｍｎ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。
【００６４】
また、Ｍｎ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。更に、Ｍｎ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させることによって、高速での動的変形抵抗を高める働きも持つ。
【００６５】
しかしながら、Ｍｎの含有量が０．０５質量％未満の場合には、必要な体積分率のマルテンサイトの確保が出来なくなるとともに、鋼材の強度が低くなり、有効な車体軽量化が達成できなくなることから、下限を０．０５質量％とした。
【００６６】
一方、Ｍｎの含有量が３質量％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、更には、鋼材コストの上昇を招くために、上限を３質量％に規定した。
【００６７】
Ｔｉ，Ｎｂ：
Ｔｉ、Ｎｂは本発明において非常に重要な元素である。すなわち、これらの元素を添加することによって、冷延後の焼鈍中の再結晶及び粒成長が抑制され、形状凍結性に有利な集合組織が破壊されることなく保存される。
【００６８】
また、これらの元素は炭素や窒素の固定、析出強化、細粒強化などの機構を通じて材質を改善するので、それぞれ目的に応じて１種又は２種を合計で０．０１質量％以上添加する。
【００６９】
過度の添加は加工性を劣化させるので上限を１種又は２種の合計で０．４０質量％と設定した。
【００７０】
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏ、Ｓｎ：
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏ、Ｓｎは、全て鋼材のミクロ組織の調整のために必要に応じて添加される。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。
【００７１】
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。更に、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させることによって、高速での動的変形抵抗を高める働きも持つ。
【００７２】
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質量％未満の場合には、必要な体積分率のマルテンサイトの確保ができなくなるとともに、鋼材の強度が低くなり、有効な車体軽量化が達成できなくなることから、下限を０．１質量％とした。
【００７３】
一方、これらの合計が３．５質量％を越える場合、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｃｏ，Ｗのいずれかの含有量が３質量％を超える場合、Ｍｏの含有量が１質量％を超える場合、又は、Ｓｎの含有量が０．２質量％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、更には、鋼材コストの上昇を招くために、上限をそれぞれの値に規定した。
【００７４】
Ｖ：
また、必要に応じて添加する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ので０．００１質量％以上添加することが好ましいが、０．２質量％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０．２質量％とした。
【００７５】
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有効ではあるが、０．２質量％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、靱性の劣化を招くことから、０．２質量％をその上限とした。但し、Ｐの添加の効果を得るためには、０．００５質量％以上含有することが好ましい。
【００７６】
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質量％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ことから、上限を０．０１質量％とした。但し、Ｂの添加効果を得るためには、０．０００５質量％以上含有することが好ましい。
【００７７】
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質量％以上、０．００１質量％以上添加することが望ましい。過度に添加しても格段の効果はなくコスト高となるため、それぞれ、上限を０．００５質量％、０．０２質量％に設定した。
【００７８】
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ために、０．０１質量％以下とすることが望ましい。
【００７９】
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、靱性を劣化させることから、０．０１質量％以下に制御することが望ましい。
【００８０】
本発明によって製造された冷延鋼板にメッキを施す場合、メッキの種類は特に限定するものではなく、電気めっき、溶融めっき、蒸着めっき等のいずれでも、本発明の効果が得られる。
【００８１】
次に、本発明の冷延鋼板の製造方法について述べる。
【００８２】
熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の２次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。
【００８３】
連続鋳造の場合には一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延してもよいし、鋳造スラブを連続的に熱延してもよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。熱間圧延の方法も特に限定はしない。
【００８４】
通常の方法で熱延、冷却、巻取を行う。γ域、α域、γ＋α域のいずれの温度領域で圧延を行ってもよい。ただし、熱延板の集合組織と、その後行う冷間圧延の圧下率は次式（１）及び（２）を満足するものとする。
【００８５】
（ａ）＋０．０２×ＣＲ≧４ ・・・（１）
２．５≦（ｂ）＋０．０３×ＣＲ≦５ ・・・（２）
ここで
（ａ）：熱延板の少なくとも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
（ｂ）：熱延板の少なくとも１／２板厚における板面の｛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
ＣＲ：冷延圧下率（％）
上記（１）式が４未満になると冷延・焼鈍後の製品板の形状凍結性が劣化するため、下限値を４とした。上限値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、加工性の観点からは１５以下とすることが望ましい。
【００８６】
また、上記（２）式が２．５未満になると製品板の加工性が劣化するため、上記（２）式の下限値は２．５とした。一方、上記（２）式の値が５超となると製品板の形状凍結性が劣化することから上限を５とした。これらの熱延板集合組織が熱延板板厚方向に均一に分布している方が望ましいことは言うまでもない。
【００８７】
冷延圧下率の上下限は特に限定することなく本発明の効果が得られるが、冷延圧下率を２０％未満にするためには、熱延板の板厚を薄くする必要が有り、熱延工程に負荷をかけることから、２０％以上とすることが望ましい。この観点から望ましくは３０％以上とする。
【００８８】
一方、冷延圧下率が９０％を越すと熱延鋼板の強度が高い場合、特に、冷延工程の負荷が高くなる。したがって、冷延圧下率の上限は９０％とすることが望ましい。この観点からは８０％以下が更に望ましい。
【００８９】
冷間圧延後の焼鈍は連続焼鈍ラインにおいて行われる。加熱速度が３℃/ｓ未満では、加熱中に再結晶が進行し集合組織が破壊されることから、加熱速度の下限を３℃/ｓとした。この観点からは１０℃/ｓ以上に制限することが望ましい。更に望ましくは２０℃/ｓ以上である。
【００９０】
一方、加熱速度を１００℃/ｓ以上にすることは過剰な設備投資を必要とすることから、１００℃/ｓを加熱速度の上限とした。焼鈍温度が鋼の化学成分によって決まるＡｃ1変態温度未満で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から、これを焼鈍温度の下限とする。
【００９１】
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＋１５０℃超である場合には、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の形状凍結性が損なわれるために、これを焼鈍温度の上限値とした。この観点からＡｃ3変態温度以下とすることが望ましい。更に望ましくは、焼鈍温度が（Ａｃ1＋２×Ａｃ3）／３以下であることが望ましい。
【００９２】
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ために、これを冷却速度の下限とした。
【００９３】
また、実用上有意義である０．４ｍｍ〜３．２ｍｍの板厚範囲全ての板厚に対して、平均冷却速度を２５０℃／秒以上とすることは、過剰の設備投資を必要とすることから、これを冷却速度の上限とした。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。
【００９４】
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。
【００９５】
５００℃以下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が採用されてもよい。
【００９６】
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。この時、スキンパス圧下率が０．４％未満ではこの効果が小さいことからこれをスキンパス圧下率の下限とした。
【００９７】
また、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、加工性を著しく劣化させることから、これをスキンパス圧下率の上限とした。
【００９８】
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。
【００９９】
また、降伏比が６５％以下であれば、更に、形状凍結性を向上させることができて望ましい。
【０１００】
なお、本発明に係る鋼板は曲げ加工だけでなく、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。
【０１０１】
【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。
【０１０２】
（実施例）
実施例として、表１に示す成分組成を有するＰ１〜Ｐ９及びＣ１〜Ｃ７の鋼を用いて検討した結果について説明する。これらの鋼は、鋳造後そのままもしくは一旦室温まで冷却された後に、１０００℃〜１３００℃の温度範囲に再加熱され、その後熱間圧延が施され、種々の厚みの熱延鋼板とした。
【０１０３】
表２及び表３（表２の続き）に示す圧下率で冷間圧延を施し１．２ｍｍ厚とし、その後、同じく表２及び表３（表２の続き）に示す連続焼鈍工程にて焼鈍を行った。いずれの鋼板も該焼鈍温度から表２及び表３（表２の続き）に示す冷却パターンで冷却した。
【０１０４】
【表１】
【０１０５】
【表２】
【０１０６】
【表３】
【０１０７】
これら１．２ｍｍ厚の鋼板に０．５〜１．５％のスキンパス圧延を施した後に４５ｍｍ幅，２７０ｍｍ長さの試験片を作成し、ポンチ幅７８ｍｍ，ポンチ肩R５，ダイス幅８１ｍｍ，ダイ肩Ｒ４の金型を用いてハット曲げ試験を行った。成形高さは７０ｍｍとした。
【０１０８】
曲げ試験を行った試験片は、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、点（ｖ）と点（ｗ）の接線と点（ｘ）と点（ｙ）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（ｘ）と点（ｚ）間の曲率の逆数を左右で平均化した値を１０００倍したものを壁そり量、左右の点（ｚ）間の長さからポンチ幅を引いた値を寸法精度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。
【０１０９】
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ＢＨＦ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設備上の制約からあまり高いＢＨＦはかけられないため、今回は、ＢＨＦ２９ｋＮで各鋼種のハット曲げ試験を行った。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。
【０１１０】
表４及び表５（表４の続き）には、前記の方法によって製造された１．２ｍｍ厚の冷延鋼板の機械的特性値と集合組織、スプリング・バック量，壁反り量，寸法精度とが示されている。
【０１１１】
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ために、ここでは、表４及び表５（表４の続き）に示す結果を、△ｄ／ＴＳを指標とし、ｒ値の平均値（図４）とＹＲ(図５)に対してプロットした。
【０１１２】
表４及び表５（表４の続き）、及び、図４及び図５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、加工性及び低いＹＲを兼ね備えていることがわかる。
【０１１３】
各結晶方位のＸ線ランダム強度比やｒ値が形状凍結性に重要であることの機構については、現在のところ必ずしも明らかとはなっていない。おそらく、曲げ変形時にすべり変形の進行を容易にすることで、結果的に曲げ変形時のスプリング・バック量、壁反り量が小さくなっているものと理解される。
【０１１４】
【表４】
【０１１５】
【表５】
【０１１６】
【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が提供できるようになった。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、高強度鋼板が使用できるようになる。
【０１１７】
自動車の軽量化を推進するためには、高強度鋼板の使用は是非とも必要である。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】ハット曲げ試験に用いた試験片の断面を示す図である。
【図２】スプリングバック量に及ぼすＢＨＦ（しわ押え力）の関係を示す図である。
【図３】壁そり量とＢＨＦ（しわ押え力）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ｒ値の平均値の関係を示す図である。
【図５】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。
【発明の属する技術分野】
本発明は、曲げ加工を主とする加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板とその製造方法に関するもので、自動車部品等が主たる用途である。
【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が進められている。また、搭乗者の安全確保のためにも、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。更に、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りやすくなるというスプリング・バック現象や、成形中の曲げ−曲げ戻しからの弾性回復により側壁部の平面が曲率を持った面になってしまう壁そり現象が起こり、狙いとする加工部品の形状が得られないという寸法精度不良が生じる。
【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。自動車車体にとっては、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・バックや壁そり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の加工後の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。
【０００６】
本発明者らは、板厚中心での集合組織を制御することによって形状凍結性に優れた鋼板を製造する方法を開示している（例えば、特許文献１参照）。
【０００７】
しかし、この方法ではより厳しい加工性を要求される冷延鋼板においては加工性と形状凍結性の両立が十分ではない。
【０００８】
なお、本発明者らの一部は、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（例えば、特許文献２参照）が、この発明は板厚最表面でのＸ線強度比の規定を特徴としており、本発明とは全く異なる物である。
【０００９】
【特許文献１】
特開２００１−３０３１７５号公報
【特許文献２】
特開２００１−６４７５０号公報
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
軟鋼板や高強度鋼板に曲げ加工を施すと、鋼板の強度に依存しながら大きなスプリング・バックが発生し、加工成形部品の形状凍結性が悪いのが現状である。本発明は、この問題を抜本的に解決して、加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延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は、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は、引張強さの低い鋼板を使用せざるをえなかった。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、鋼板の集合組織の形状凍結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。
【００１３】
その結果、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群と｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞、｛１１１｝＜１１０＞の各方位の強度、及び、これらの方位の強度比を制御すること、更には、ｒ値の平均値は確保しつつ、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、加工性を維持しつつ形状凍結性が飛躍的に向上することを明らかにした。
【００１４】
また、鋭意検討の結果、成分の最適化および冷延率・焼鈍温度等の製造条件の最適化によって、前述の加工性と形状凍結性に有利な集合組織を有する冷延鋼板を製造することが可能であることを見出した。
【００１５】
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。
【００１６】
（１） 質量％で、
Ｃ；０．０２％以上０．３％以下、
Ｍｎ；０．０５％以上３％以下、
Ｐ；０．２％以下、
Ｎ；０．０１％以下
を含み、Ｓｉ及びＡｌを合計で０．０５％以上３％以下含み、
更に、Ｔｉ、Ｎｂの１種又は２種を合計で０．０１％以上、０．４０％以下含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、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（Ａ）が４．０以上で、かつ、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値（Ｂ）が３．０以上であり、更に、１．０≦（Ａ）／（Ｂ）≦４．０を満足し、加えて、圧延方向及びそれと直角方向のｒ値のうち少なくとも１つが０．７以下、ｒ値の平均値が０．８以上であることを特徴とする加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。
【００１８】
（２） 更に、質量％で、
Ｎｉ；３％以下、
Ｃｒ；３％以下、
Ｃｕ；３％以下、
Ｍｏ；１％以下、
Ｗ；３％以下、
Ｃｏ；３％以下、
Ｓｎ；０．２％以下、
の１種又は２種以上を合計で０．１％以上３．５％以下含むことを特徴とする（１）に記載の加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。
【００１９】
（３） 更に、質量％で、Ｖを０．２％以下含むことを特徴とする（１）または（２）に記載の加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。
【００２１】
（４） 更に、質量％で、Ｂを０．０１％以下含むことを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。
【００２２】
（５） 更に、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（１）〜（４）のいずれかに記載の加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。
【００２３】
（６） （１）〜（５）のいずれかに記載の加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板にめっきを施したことを特徴とする加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。
【００２４】
（７） （１）〜（６）のいずれかに記載の加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板を製造するに当たり、
冷延母材として用いる熱延鋼板の集合組織と冷延圧下率が次式（１）及び（２）を満足し、
（ａ）＋０．０２×ＣＲ≧４ ・・・（１）
２．５≦（ｂ）＋０．０３×ＣＲ≦５ ・・・（２）
ここで
（ａ）：熱延板の少なくとも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
（ｂ）：熱延板の少なくとも１／２板厚における板面の｛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
ＣＲ：冷延圧下率（％）
冷間圧延後、更に、３℃／ｓ〜１００℃／ｓで、Ａｃ１変態温度以上、（Ａｃ３変態温度＋１５０）℃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加工性と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。
【００２５】
（８） （７）に記載の加工性と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において、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加工性と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。
【００２６】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の内容を詳細に説明する。
【００２７】
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、｛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：
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４．０以上でなくてはならない。これが４．０未満では形状凍結性が劣悪となる。
【００２８】
この方位群に含まれる主な方位は、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞及び｛２２３｝＜１１０＞である。
【００２９】
これら各方位のＸ線ランダム強度比は、｛１１０｝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｝、｛３１０｝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。
【００３０】
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＝４５゜断面における（００１）［１−１０］、（１１６）［１−１０］、（１１４）［１−１０］、（１１３）［１−１０］、（１１２）［１−１０］、（３３５）［１−１０］、（２２３）［１−１０］の強度をそのまま用ればよい。
【００３１】
｛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。上記の全ての方位の強度を得ることができない場合には、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の相加平均で代替してもよい。
【００３２】
更に、１／２板厚における板面の｛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は、３．０以上でなくてはならない。これが３．０未満になると、加工性が劣化する。
【００３３】
｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞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。
【００３４】
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４．５以上、更に望ましくは、５．０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３．５以上である。
【００３５】
また、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値（以下（Ａ）と呼ぶ）と、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比の相加平均値（以下（Ｂ）と呼ぶ）は、１．０≦（Ａ）/（Ｂ）≦４．０を満足していなければならない。
【００３６】
（Ａ）/（Ｂ）が１．０未満では優れた形状凍結性が確保できず、４．０超になると加工性が劣化する。この観点から望ましくは、１．５≦（Ａ）/（Ｂ）≦３．７、更に望ましくは、２．０≦（Ａ）/（Ｂ）≦３．５とする。
【００３７】
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及び加工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。
【００３８】
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。
【００３９】
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。
【００４０】
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。
【００４１】
なお、｛ｈｋｌ｝＜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＞と平行である結晶方位を示している。
【００４２】
圧延方向のｒ値（ｒＬ）及び圧延方向と直角方向のｒ値（ｒＣ）：
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。
【００４３】
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。
【００４４】
なお、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。
【００４５】
一方、加工性を確保するためにはｒ値の平均値は０．８以上にすることが必須である。ここで述べるｒ値の平均値は圧延方向と４５°の方向のｒ値をｒDとした場合、次式で定義される。
【００４６】
ｒ（平均値）＝（ｒL＋２ｒD＋ｒC）／４
ｒ値の平均値の上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、形状凍結性の観点からは１．３以下とすることが好ましい。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。
【００４７】
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、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。
【００４８】
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くては、良好な形状凍結性と加工性を得ることはできない。
【００４９】
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。
【００５０】
本発明者らは、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、r値の平均値を０．８以上とすることで深絞り性を確保し、張り出し成形性の観点からは、鋼板中にマルテンサイトを含む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。
【００５１】
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ために、これを、マルテンサイト体積分率の最大値とした。
【００５２】
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。
【００５３】
また、体積分率最大の相がフェライトもしく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、不必要な炭化物析出によって必要な量のマルテンサイトが確保されないことで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もしくはベイナイトに限定する。
【００５４】
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られる残留オーステナイトの体積分率が増加すると、降伏比が上昇することから、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、マルテンサイト体積分率以下とすることは、更に好ましい。
【００５５】
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。
【００５６】
以下に、前記（２）〜（７）の本発明における化学成分の影響について述べる。
【００５７】
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質量％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ために、これをＣ量の下限とした。
【００５８】
また、Ｃ添加量が０．３質量％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ために、０．３質量％をＣ添加量の上限とした。
【００５９】
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ることによって鋼材の加工性を向上させる働きがある。また、Ａｌ、Ｓｉ共にセメンタイトの生成を抑制することから、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。
【００６０】
この様な機能を持つ添加元素としては、Ａｌ、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も同様な効果が期待される。
【００６１】
しかしながら、ＡｌとＳｉの合計が０．０５質量％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ために下限を０．０５質量％とした。
【００６２】
また、ＡｌとＳｉの合計が３質量％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、更には、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が著しく劣化するために、３質量％を上限値とした。
【００６３】
Ｍｎ：
Ｍｎは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、Ｍｎ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。
【００６４】
また、Ｍｎ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。更に、Ｍｎ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させることによって、高速での動的変形抵抗を高める働きも持つ。
【００６５】
しかしながら、Ｍｎの含有量が０．０５質量％未満の場合には、必要な体積分率のマルテンサイトの確保が出来なくなるとともに、鋼材の強度が低くなり、有効な車体軽量化が達成できなくなることから、下限を０．０５質量％とした。
【００６６】
一方、Ｍｎの含有量が３質量％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、更には、鋼材コストの上昇を招くために、上限を３質量％に規定した。
【００６７】
Ｔｉ，Ｎｂ：
Ｔｉ、Ｎｂは本発明において非常に重要な元素である。すなわち、これらの元素を添加することによって、冷延後の焼鈍中の再結晶及び粒成長が抑制され、形状凍結性に有利な集合組織が破壊されることなく保存される。
【００６８】
また、これらの元素は炭素や窒素の固定、析出強化、細粒強化などの機構を通じて材質を改善するので、それぞれ目的に応じて１種又は２種を合計で０．０１質量％以上添加する。
【００６９】
過度の添加は加工性を劣化させるので上限を１種又は２種の合計で０．４０質量％と設定した。
【００７０】
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏ、Ｓｎ：
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏ、Ｓｎは、全て鋼材のミクロ組織の調整のために必要に応じて添加される。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。
【００７１】
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。更に、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させることによって、高速での動的変形抵抗を高める働きも持つ。
【００７２】
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質量％未満の場合には、必要な体積分率のマルテンサイトの確保ができなくなるとともに、鋼材の強度が低くなり、有効な車体軽量化が達成できなくなることから、下限を０．１質量％とした。
【００７３】
一方、これらの合計が３．５質量％を越える場合、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｃｏ，Ｗのいずれかの含有量が３質量％を超える場合、Ｍｏの含有量が１質量％を超える場合、又は、Ｓｎの含有量が０．２質量％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、更には、鋼材コストの上昇を招くために、上限をそれぞれの値に規定した。
【００７４】
Ｖ：
また、必要に応じて添加する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ので０．００１質量％以上添加することが好ましいが、０．２質量％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０．２質量％とした。
【００７５】
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有効ではあるが、０．２質量％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、靱性の劣化を招くことから、０．２質量％をその上限とした。但し、Ｐの添加の効果を得るためには、０．００５質量％以上含有することが好ましい。
【００７６】
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質量％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ことから、上限を０．０１質量％とした。但し、Ｂの添加効果を得るためには、０．０００５質量％以上含有することが好ましい。
【００７７】
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質量％以上、０．００１質量％以上添加することが望ましい。過度に添加しても格段の効果はなくコスト高となるため、それぞれ、上限を０．００５質量％、０．０２質量％に設定した。
【００７８】
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ために、０．０１質量％以下とすることが望ましい。
【００７９】
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、靱性を劣化させることから、０．０１質量％以下に制御することが望ましい。
【００８０】
本発明によって製造された冷延鋼板にメッキを施す場合、メッキの種類は特に限定するものではなく、電気めっき、溶融めっき、蒸着めっき等のいずれでも、本発明の効果が得られる。
【００８１】
次に、本発明の冷延鋼板の製造方法について述べる。
【００８２】
熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の２次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。
【００８３】
連続鋳造の場合には一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延してもよいし、鋳造スラブを連続的に熱延してもよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。熱間圧延の方法も特に限定はしない。
【００８４】
通常の方法で熱延、冷却、巻取を行う。γ域、α域、γ＋α域のいずれの温度領域で圧延を行ってもよい。ただし、熱延板の集合組織と、その後行う冷間圧延の圧下率は次式（１）及び（２）を満足するものとする。
【００８５】
（ａ）＋０．０２×ＣＲ≧４ ・・・（１）
２．５≦（ｂ）＋０．０３×ＣＲ≦５ ・・・（２）
ここで
（ａ）：熱延板の少なくとも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
（ｂ）：熱延板の少なくとも１／２板厚における板面の｛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
ＣＲ：冷延圧下率（％）
上記（１）式が４未満になると冷延・焼鈍後の製品板の形状凍結性が劣化するため、下限値を４とした。上限値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、加工性の観点からは１５以下とすることが望ましい。
【００８６】
また、上記（２）式が２．５未満になると製品板の加工性が劣化するため、上記（２）式の下限値は２．５とした。一方、上記（２）式の値が５超となると製品板の形状凍結性が劣化することから上限を５とした。これらの熱延板集合組織が熱延板板厚方向に均一に分布している方が望ましいことは言うまでもない。
【００８７】
冷延圧下率の上下限は特に限定することなく本発明の効果が得られるが、冷延圧下率を２０％未満にするためには、熱延板の板厚を薄くする必要が有り、熱延工程に負荷をかけることから、２０％以上とすることが望ましい。この観点から望ましくは３０％以上とする。
【００８８】
一方、冷延圧下率が９０％を越すと熱延鋼板の強度が高い場合、特に、冷延工程の負荷が高くなる。したがって、冷延圧下率の上限は９０％とすることが望ましい。この観点からは８０％以下が更に望ましい。
【００８９】
冷間圧延後の焼鈍は連続焼鈍ラインにおいて行われる。加熱速度が３℃/ｓ未満では、加熱中に再結晶が進行し集合組織が破壊されることから、加熱速度の下限を３℃/ｓとした。この観点からは１０℃/ｓ以上に制限することが望ましい。更に望ましくは２０℃/ｓ以上である。
【００９０】
一方、加熱速度を１００℃/ｓ以上にすることは過剰な設備投資を必要とすることから、１００℃/ｓを加熱速度の上限とした。焼鈍温度が鋼の化学成分によって決まるＡｃ1変態温度未満で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から、これを焼鈍温度の下限とする。
【００９１】
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＋１５０℃超である場合には、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の形状凍結性が損なわれるために、これを焼鈍温度の上限値とした。この観点からＡｃ3変態温度以下とすることが望ましい。更に望ましくは、焼鈍温度が（Ａｃ1＋２×Ａｃ3）／３以下であることが望ましい。
【００９２】
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ために、これを冷却速度の下限とした。
【００９３】
また、実用上有意義である０．４ｍｍ〜３．２ｍｍの板厚範囲全ての板厚に対して、平均冷却速度を２５０℃／秒以上とすることは、過剰の設備投資を必要とすることから、これを冷却速度の上限とした。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。
【００９４】
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。
【００９５】
５００℃以下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が採用されてもよい。
【００９６】
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。この時、スキンパス圧下率が０．４％未満ではこの効果が小さいことからこれをスキンパス圧下率の下限とした。
【００９７】
また、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、加工性を著しく劣化させることから、これをスキンパス圧下率の上限とした。
【００９８】
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。
【００９９】
また、降伏比が６５％以下であれば、更に、形状凍結性を向上させることができて望ましい。
【０１００】
なお、本発明に係る鋼板は曲げ加工だけでなく、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。
【０１０１】
【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。
【０１０２】
（実施例）
実施例として、表１に示す成分組成を有するＰ１〜Ｐ９及びＣ１〜Ｃ７の鋼を用いて検討した結果について説明する。これらの鋼は、鋳造後そのままもしくは一旦室温まで冷却された後に、１０００℃〜１３００℃の温度範囲に再加熱され、その後熱間圧延が施され、種々の厚みの熱延鋼板とした。
【０１０３】
表２及び表３（表２の続き）に示す圧下率で冷間圧延を施し１．２ｍｍ厚とし、その後、同じく表２及び表３（表２の続き）に示す連続焼鈍工程にて焼鈍を行った。いずれの鋼板も該焼鈍温度から表２及び表３（表２の続き）に示す冷却パターンで冷却した。
【０１０４】
【表１】
【表２】
【表３】
これら１．２ｍｍ厚の鋼板に０．５〜１．５％のスキンパス圧延を施した後に４５ｍｍ幅，２７０ｍｍ長さの試験片を作成し、ポンチ幅７８ｍｍ，ポンチ肩R５，ダイス幅８１ｍｍ，ダイ肩Ｒ４の金型を用いてハット曲げ試験を行った。成形高さは７０ｍｍとした。
【０１０８】
曲げ試験を行った試験片は、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、点（ｖ）と点（ｗ）の接線と点（ｘ）と点（ｙ）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（ｘ）と点（ｚ）間の曲率の逆数を左右で平均化した値を１０００倍したものを壁そり量、左右の点（ｚ）間の長さからポンチ幅を引いた値を寸法精度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。
【０１０９】
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ＢＨＦ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設備上の制約からあまり高いＢＨＦはかけられないため、今回は、ＢＨＦ２９ｋＮで各鋼種のハット曲げ試験を行った。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。
【０１１０】
表４及び表５（表４の続き）には、前記の方法によって製造された１．２ｍｍ厚の冷延鋼板の機械的特性値と集合組織、スプリング・バック量，壁反り量，寸法精度とが示されている。
【０１１１】
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ために、ここでは、表４及び表５（表４の続き）に示す結果を、△ｄ／ＴＳを指標とし、ｒ値の平均値（図４）とＹＲ(図５)に対してプロットした。
【０１１２】
表４及び表５（表４の続き）、及び、図４及び図５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、加工性及び低いＹＲを兼ね備えていることがわかる。
【０１１３】
各結晶方位のＸ線ランダム強度比やｒ値が形状凍結性に重要であることの機構については、現在のところ必ずしも明らかとはなっていない。おそらく、曲げ変形時にすべり変形の進行を容易にすることで、結果的に曲げ変形時のスプリング・バック量、壁反り量が小さくなっているものと理解される。
【０１１４】
【表４】
【表５】
【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が提供できるようになった。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、高強度鋼板が使用できるようになる。
【０１１７】
自動車の軽量化を推進するためには、高強度鋼板の使用は是非とも必要である。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】ハット曲げ試験に用いた試験片の断面を示す図である。
【図２】スプリングバック量に及ぼすＢＨＦ（しわ押え力）の関係を示す図である。
【図３】壁そり量とＢＨＦ（しわ押え力）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ｒ値の平均値の関係を示す図である。
【図５】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。
Claims (8)
- 質量％で、
Ｃ；０．０２％以上０．３％以下、
Ｍｎ；０．０５％以上３％以下、
Ｐ；０．２％以下、
Ｎ；０．０１％以下
を含み、Ｓｉ及びＡｌを合計で０．０５％以上３％以下含み、
更に、Ｔｉ、Ｎｂの１種又は２種を合計で０．０１％以上、０．４０％以下含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、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（Ａ）が４．０以上で、かつ、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値（Ｂ）が３．０以上であり、更に、１．０≦（Ａ）／（Ｂ）≦４．０を満足し、加えて、圧延方向及びそれと直角方向のｒ値のうち少なくとも１つが０．７以下、ｒ値の平均値が０．８以上であることを特徴とする加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。 - 更に、質量％で、
Ｎｉ；３％以下、
Ｃｒ；３％以下、
Ｃｕ；３％以下、
Ｍｏ；１％以下、
Ｗ；３％以下、
Ｃｏ；３％以下、
Ｓｎ；０．２％以下、
の１種又は２種以上を合計で０．１％以上３．５％以下含むことを特徴とする請求項１に記載の加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。 - 更に、質量％で、Ｖを０．２％以下含むことを特徴とする請求項１又は２に記載の加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。
- 更に、質量％で、Ｂを０．０１％以下含むことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。
- 更に、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請求項１〜４のいずれか１項に記載の加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。
- 請求項１〜５のいずれか１項に記載の加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板にめっきを施したことを特徴とする、加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。
- 請求項１〜６のいずれか１項に記載の加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板を製造するに当たり、
冷延母材として用いる熱延鋼板の集合組織と冷延圧下率が次式（１）及び（２）を満足し、
（ａ）＋０．０２×ＣＲ≧４ ・・・（１）
２．５≦（ｂ）＋０．０３×ＣＲ≦５ ・・・（２）
ここで
（ａ）：熱延板の少なくとも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
（ｂ）：熱延板の少なくとも１／２板厚における板面の｛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
ＣＲ：冷延圧下率（％）
冷間圧延後、更に、３℃／ｓ〜１００℃／ｓで、Ａｃ１変態温度以上、（Ａｃ３変態温度＋１５０）℃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加工性と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。 - 請求項７に記載の加工性と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において、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加工性と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。
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