JP4384523B2 - 形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車部材等に使用され、効率よく自動車部材の軽量化を達成することのできる形状凍結性に極めて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ある。

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、搭乗者の安全性の確保のためにも、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。

しかしながら、高強度鋼板に曲げ変形を加えると、加工後の形状が、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戻ってしまうスプリング・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。

したがって、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。

なお、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。

本発明者らの一部は、特許文献１にて、形状凍結性の向上を目的として、｛１００｝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、この特許文献１にも、壁そりの低減に関しては何ら記載がなく、したがって、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群および｛１００｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比の値についても記載されていない。

また、本発明者らの一部は、特許文献２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ものである。

また、本発明者らの一部は、特許文献３および特許文献４において、形状凍結性に優れた低降伏比型高強度鋼板およびその製造方法を開示したが、本発明は、これらの発明に比較して、より優れた形状凍結性を発現できるよう、製造条件が、さらに検討されたものである。

ＷＯ００／０６７９１号公報 特開２００１−６４７５０号公報 特開２００２−３６３６９５号公報 特願２００２−２８６８３８号公報

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、鋼板強度の上昇にしたがって、形状不良が増大してしまうので、高強度鋼板の適用が制限されているのが、現状である。また、良好なプレス成形性と高い衝撃エネルギー吸収能は、高強度鋼板が自動車部品等に適用されるためには欠くことの出来ない特性である。

本発明は、この問題を抜本的に解決して、極めて良好な形状凍結性を有する低降伏比型高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供するものである。

従来の知見によれば、形状凍結不良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、形状凍結不良を少なくするための根本的な解決にはならない。

そこで、本発明者らは、曲げ加工性を向上させて形状凍結不良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、その中でも、特に｛１００｝＜０１１＞方位、さらに、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞、｛１１１｝＜１１０＞の各方位のＸ線ランダム強度比を制御すること、さらには、圧延方向のｒ値およ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、局部伸びの異方性を２％以上にすることで、曲げ加工性が飛躍的に向上することが明らかになった。

また、種々の部品を成形するためのブランク採取方向を限定しないことは、鋼材の歩留まり向上に大きく貢献するが、このためには、延性の異方性、とりわけ、均一伸びの異方性を小さくすることが重要な意味を持つ。

本発明者らは、実験によって、鋼板の仕上げ熱間圧延の開始温度と終了温度を制御することによって、｛１００｝＜０１１＞方位が主方位として発達し、それによって、上記形状凍結性と加工性を確保しつつ、均一伸びの異方性を小さくすることが可能であることを見出した。

加えて、冷延鋼板において、以上のような集合組織、ｒ値および延性の異方性を確保するためには、熱延板の製造条件を限定して、熱延板段階での金属組織と集合組織板組織を制御することが極めて重要であることを、新たに見出した。

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、以下の通りである。

（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
を含み、
Ｓｉ；３％以下、
Ａｌ；３％以下
で、かつ、これらの双方を、合計で０．０２％以上３％以下含み、さらに
Ｔｉ；０．４％以下、
Ｎｂ；０．４％以下
で、かつ、これらの一方または双方を、合計で０．０１％以上０．４％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライトまたはベイナイトを体積分率最大の相とし、体積分率で１％以上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板厚から１／４板厚における板面の、
（１）｛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、
（２）｛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５．５以下、
（３）（Ａ）／（Ｂ）≧１．５
（４）｛１００｝＜０１１＞Ｘ線反射ランダム強度比が、｛２１１｝＜０１１＞Ｘ線ランダム強度比以上、
の全てを満足し、かつ、圧延方向のｒ値およ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以下であり、さらに、均一伸びの異方性ΔｕＥｌが４％以下、局部伸びの異方性△ＬＥｌが２％以上で、かつ、ΔｕＥｌがΔＬＥｌ以下であることを特徴とする形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。

ただし、△ｕＥｌ＝｛｜ｕＥｌ（Ｌ）−ｕＥｌ（４５°）｜＋｜ｕＥｌ（Ｃ）
−ｕＥｌ（４５°）｜｝／２
△ＬＥｌ＝｛｜ＬＥｌ（Ｌ）−ＬＥｌ（４５°）｜＋｜ＬＥｌ（Ｃ）
−ＬＥｌ（４５°）｜｝／２
圧延方向と平行（Ｌ方向）、垂直（Ｃ方向）、および、４５°方向の均一伸びを、それぞれ、ｕＥｌ（Ｌ）、ｕＥｌ（Ｃ）、および、ｕＥｌ（４５°）とし、圧延方向と平行（Ｌ方向）、垂直（Ｃ方向）、および、４５°方向の局部伸びを、それぞれ、ＬＥｌ（Ｌ）、ＬＥｌ（Ｃ）、および、ＬＥｌ（４５°）とする。

（２）質量％で、
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種または２種以上を、Ｍｎとの合計で０．１％以上３．５％以下含むことを特徴とする前記（１）に記載の形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。

（３）さらに、Ｖを０．４質量％以下含むことを特徴とする前記（１）または（２）に記載の形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。

（４）さらに、Ｂを０．０１質量％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極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。

（５）さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｒｅｍ：０．００１〜０．０２％の１種または２種を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極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。

（６）前記（１）〜（５）のいずれかに記載の形状凍結性に極めて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形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。

（７）前記（１）〜（５）のいずれかに記載の形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板を製造するにあたり、前記（１）〜（５）のいずれかに記載の化学成分からなる鋳造スラブを、鋳造まま、または、一旦冷却した後に１１５０℃〜１３００℃の範囲に再度加熱し、熱間圧延をする際、Ａr_３〜（Ａr_３＋１５０）℃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、仕上げ熱延開始温度ＴＦＳと仕上げ熱延完了温度ＴＦＥが下記（１）〜（３）式を全て同時に満足するように熱間圧延を終了し、ランアウトテーブルにおいて６００〜７００℃の温度範囲に０．２〜１５秒滞在するような冷却を行い、下記（４）式に示す鋼の化学成分で決まる臨界温度Ｔo（℃）以下で、かつ、５５０℃以下で巻き取り、酸洗した後、圧下率２０〜７０％の冷間圧延を施し、加熱速度３〜１００℃／秒で加熱し、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、該焼鈍温度から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極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法。

ＴＦＥ≧Ａr_３（℃） （１）
ＴＦＳ≦１１００℃ （２）
２０℃≦（ＴＦＳ−ＴＦＥ）≦１２０℃ （３）
Ｔo＝−６５０．４×｛Ｃ％／（１．８２×Ｃ％−０．００１）｝＋Ｂ （４）
ここで、Ｂは質量％で表現した鋼の成分より求まる。

Ｂ＝−５０．６×Ｍneq＋８９４．３
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％
ただし、
Ａr_３＝９０１−３２５×Ｃ％＋３３×／秒ｉ％＋２８７×Ｐ％＋４０×Ａｌ％
−９２×（Ｍｎ％＋Ｍｏ％＋Ｃｕ％）−４６×（Ｃｒ％＋Ｎｉ％）
（８）前記熱間圧延をする際、下記（５）式で計算される有効ひずみ量ε＊が０．４以上あることを特徴とする前記（７）に記載の形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法。

ここで、ｎは仕上げ熱延の圧延スタンド数、εｉはｉ番目のスタンドで加えられたひずみ、ｔｉはｉ〜ｉ＋１番目のスタンド間の走行時間（秒）、τｉ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できる。

τｉ＝８．４６×１０^−９・ｅｘｐ｛４３８００／Ｒ／Ｔi｝
（９）前記冷却後、２００〜５００℃の温度範囲で３０秒〜１０分の保持を行うことを特徴とする前記（７）または（８）に記載の形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法。

（１０）前記（７）〜（９）のいずれかに記載の形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法で製造された冷延鋼板に、０．１〜５％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極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法。

本発明によって、壁そり量が少なく、形状凍結性に極めて優れると同時に、均一伸びの異方性が少なく、良好なプレス成形性を有する薄鋼板が提供できるようになり、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と同時に、効率的に自動車の安全性と車体の軽量化を両立することが可能となり、ＣＯ_２排出削減等の環境・社会からの要請に応える自動車製造に、大きく貢献することが出来る。

以下に、本発明の内容を詳細に説明する。

１／２板厚から１／４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）：
本発明で、特に重要な特性値である。板厚中心位置から１／４板厚位置での板面の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（Ａ）が４．０以上でなくてはならない。これが４．０未満では、極めて良好な形状凍結性を確保することが出来ない。

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＞および｛２２３｝＜１１０＞である。

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。

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いればよい。

｛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。

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５．０以上、さらに望ましくは６．０以上とする。
｛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）：
１／２板厚〜１／４板厚における板面の｛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）は５．５以下でなくてはならない。これが５．５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。｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛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。

望ましくは、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比の相加平均値が４．５以下、さらに望ましくは３．５以下である。

（Ａ）と（Ｂ）の比：
上述のＸ線ランダム強度比の平均値（Ａ）と（Ｂ）は、（Ａ）／（Ｂ）が１．５以上を満足しなければならない。この値が１．５未満では良好な形状凍結性が確保できない。望ましくは２以上、さらに望ましくは３以上とする。この比が高くなるほど形状凍結性は向上することから、この比の上限は特に規定しない。

｛１００｝＜０１１＞Ｘ線ランダム強度比と｛２１１｝＜０１１＞Ｘ線ランダム強度比の関係：
｛１００｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比は、｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比以上とする。この条件を満足しないと、十分な形状凍結性が確保されない上に、均一伸びの異方性が大きくなり、加工性が劣化する。

なお、ここで述べる｛１００｝＜０１１＞、｛２１１｝＜０１１＞方位は、それぞれ、圧延方向に対して直角な方向（Transverse Direction）を回転軸として、±５°を許容するものとする。

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。

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面と１／４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１／２〜３／８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。

当然のことであるが、上述のＸ線強度の限定が板厚１／２〜１／４の範囲内だけでなく、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。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＞と平行であることを示している。

圧延方向のｒ値（ｒＬ）およ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。上記のＸ線強度と同時に、ｒＬおよび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および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。

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。

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、良好な形状凍結性を得ることはできない。

延性の異方性：
鋼板をプレス成形する場合には、鋼板の均一伸び、すなわち、ｎ値が重要な意味を持つ。特に、張りだし成形が主となる高強度鋼板においては、この均一伸び（ｎ値）が異方性を持つ場合には、部品によってブランク切りだし方向を注意深く選定することが必要となり、生産性の劣化や鋼板歩留まりの低下を招く。また、場合によっては、所望の形状に成形できない場合も生じる。

４００ＭＰａ程度以上の引張り強度（引張り試験で得られる最大強度）を持つ鋼においては、この均一伸びの異方性△ｕＥｌが４％以下であれば、方向によらない良好な成形性を示すことが判明した。特に厳しい加工性が要求される場合には、異方性△ｕＥｌが３％以下であることが望ましい。均一伸びの異方性△ｕＥｌの下限は、特に限定しないが、加工性の観点からは０％にすることが最も好ましい。

また、局部伸びの異方性ΔＬＥｌが２％未満になると、形状凍結性が劣化することから、ΔＬＥｌの下限は２％とする。ΔＬＥｌの上限は特に設定しないが、ΔＬＥｌが大きくなりすぎると成形性が低下することから、１２％以下とすることが望ましい。

ただし、上記の条件を満足しても、△ｕＥｌ＞△ＬＥｌとなる場合には、良好な成形性と形状凍結性が両立しなかったために、△ｕＥｌは△ＬＥｌ以下とした。

なお、均一伸びと局部伸びの異方性は以下のように定義される。

圧延方向と平行（Ｌ方向）、垂直（Ｃ方向）および４５°方向の伸び（均一伸びｕＥｌ、局部伸びＬＥｌ）を用いて
△ｕＥｌ＝｛｜ｕＥｌ（Ｌ）−ｕＥｌ（４５°）｜＋｜ｕＥｌ（Ｃ）
−ｕＥｌ（４５°）｜｝／２
△ＬＥｌ＝｛｜ＬＥｌ（Ｌ）−ＬＥｌ（４５°）｜＋｜ＬＥｌ（Ｃ）
−ＬＥｌ（４５°）｜｝／２
ミクロ組織：
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。したがって、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。

本発明者らは、本発明鋼の特徴であるｒＬおよび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、張り出し成形性を高めるための方法として、鋼板中にマルテンサイトを１％以上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。

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。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また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。

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、さらに好ましい。

上記の他に、本発明のミクロ組織は、パーライトまたはセメンタイトの１種または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。

次に、前記（１）〜（５）の発明における化学成分の影響について述べる。

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、０．０２質量％をＣ量の下限とした。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、０．３質量％をＣ添加量の上限とした。

Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｓｎ：
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。

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することによって、高速での動的変形抵抗を高める働きも持つ。

しかしながら、これらの元素の１種または２種以上の添加合計が０．１質量％未満、または、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、Ｍｎの下限を０．０５質量％、１種または２種以上の合計量の下限を０．１質量％とした。

一方、これらの合計量が３．５質量％を越える場合、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｃｏ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、または、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また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、合計量の上限を３．５質量％、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＣｕおよびＣｏの上限を３質量％、Ｍｏの上限を１質量％、および、Ｓｎの上限を０．２質量％と規定した。

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。

このよう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、このよう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。

しかしながら、ＡｌとＳｉの合計が０．０２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ので、合計量の下限を０．０２質量％とした。また、ＡｌとＳｉの一方または双方の合計が３％を越える場合には、母相であるフェライトまた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が著しく劣化するので、３質量％を合計量の上限値とした。

Ｎｂ、Ｔｉ：
これらの元素は本発明において重要である。すなわち、これらの元素を添加することによって、熱延中に形状凍結性に有利な集合組織が発達し、かつ、冷延後の焼鈍時に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。したがって、１種または２種を合計で０．０１質量％以上添加する。ただし、過度の添加は加工性を劣化させることから１種または２種の合計で０．４質量％を上限とする。

Ｖ：
炭素、窒素の固定、析出強化、組織制御、細粒強化などの機構を通じて材質を改善するので、必要に応じて０．０１質量％以上添加することが望ましい。ただし、過度に添加しても格段の効果はなく、むしろ加工性や表面性状を劣化させるので、０．４質量％の上限を設定した。０．３質量％以下とすることが好ましい。

Ｐ：
さらに、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、靱性の劣化を招くので、０．２質量％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質量％以上添加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ので、上限を０．０１質量％とした。ただし、Ｂの添加効果を得るためには、０．０００５質量％以上添加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、Ｃａ０．０００５質量％以上、Ｒｅｍ０．００１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、Ｃａ０．００５質量％、Ｒｅｍ０．０２質量％に設定した。

Ｎ：
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質量％以下とすることが望ましい。

Ｏ：
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質量％以下に制御することが望ましい。

続いて、前記（７）〜（１１）の発明の製造方法について述べる。

スラブ再加熱温度：
前記（１）〜（５）のいずれかの化学成分に調整された鋼片（鋳造スラブ）は、鋳造後直接、または、一旦Ａr_３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。この時の再加熱温度が１１５０℃未満の場合には、ＮｂやＴｉが再固溶しないため、熱間圧延中の再結晶が抑制されず、集合組織が発達しないので、１１５０℃を下限とした。

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る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値とした。

熱間圧延条件：
熱間圧延およびその後の冷却によって、冷延に適した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。熱延完了温度ＴＦＥがＡr３℃未満になった場合には、均一伸びの異方性△ｕＥｌが４％超となり、成形性を著しく劣化させるので、
ＴＦＥ≧Ａr_３(℃） （１）
とした。

ＴＦＥは、熱延の最終圧延を施すスタンドの後方で測定されるのが一般的であるが、必要な場合には、計算によって得られる温度を用いてもよい。

また、熱延完了温度の上限は特に限定しないが、（Ａr_３＋１８０℃）超の場合には、鋼板の表面に生成する酸化物層により表面品位が低下することから、（Ａr_３＋１８０℃）以下であることが望ましい。より厳格な表面品位が求められる場合には、ＴＦＥを（Ａr_３＋１５０℃）以下にすることが望ましい。

また、仕上げ熱延開始温度ＴＦＳが１１００℃超の場合には、鋼板表面品位が著しく低下することから、
ＴＦＳ≦１１００℃ （２）
とした。

また、ＴＦＳとＴＦＥの差が１２０℃超の場合には、集合組織の発達が十分でなく、良好な形状凍結性と低い異方性が両立せず、また、この差を２０℃未満にすることは、操業上困難であることから、
２０℃≦（ＴＦＳ−ＴＦＥ）≦１２０℃ （３）
とした。

また、熱間圧延において、Ａr_３〜（Ａr_３＋１５０）℃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が２５％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、Ａr_３〜（Ａr_３＋１５０）℃の温度範囲における圧下率の下限を２５％とした。

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、さらに好ましい。圧下率の上限は、特に定めないが、９９％以上圧下することは装置への負荷が大きく、特段の効果も得られないことから９９％未満とすることが好ましい。

ただし、
Ａr_３＝９０１−３２５×Ｃ％＋３３×／秒ｉ％＋２８７×Ｐ％＋４０×Ａｌ％
−９２×（Ｍｎ％＋Ｍｏ％＋Ｃｕ％）−４６×（Ｃｒ％＋Ｎｉ％）
とする。

冷延中に｛１１１｝方位が発達するのを抑制するためには、熱延板の組織を、軟質なポリゴナルフェライトの中にマルテンサイトやパーライトのような硬質相が分散したものにする必要がある。熱延板中にポリゴナルフェライトを形成するために、上記熱延後、巻取りまでの冷却を行う際に、６００〜７００℃の温度範囲に０．２〜１５秒、好ましくは１０秒以下滞在するように調整する。

６００℃未満または７００℃超では、フェライトが十分出ないので、６００〜７００℃の温度範囲を設定する。この観点から、より望ましい温度範囲は６３０〜６８０℃である。滞在時間が０．２秒未満ではフェライトが十分形成しないので、０．２秒を下限とする。この観点から、３秒以上滞在することが望ましい。

一方、６００〜７００℃の温度範囲に１５秒超滞在させるためには、保熱のための新たな設備投資を必要とするので、１５秒を上限とする。上記の観点から、８秒以下がさらに望ましい。

熱延中に形成されたオーステナイトの集合組織を最終的な熱延鋼板に受け継がせるためには、下記（４）式に示す臨界温度Ｔo（℃）以下で巻き取る必要がある。したがって、鋼の化学成分で決まるＴoを巻取り温度の上限とした。このＴo温度は、オーステナイトとオーステナイトと同一成分のフェライトが同一の自由エネルギーを持つ温度として熱力学的に定義され、Ｃ以外の成分の影響も考慮して、下記（５）式を用いて簡易的に計算することができる。

Ｔo温度に及ぼす本発明に規定されたこれら以外の成分の影響はそれほど大きくないので、ここでは無視した。

冷却が鋼材の化学成分で決まる温度Ｔo以上で完了し、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で所望の集合組織が十分に発達せず、鋼板の形状凍結性が高くならない。

Ｔo＝−６５０．４×｛Ｃ％／（１．８２×Ｃ％−０．００１）｝＋Ｂ （４）
ここで、Ｂは質量％で表現した鋼の成分より求まる。

Ｂ＝−５０．６×Ｍneq＋８９４．３
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％
また、巻取り温度が５５０℃超の場合には、硬質セメンタイトまたはマルテンサイトが得られないため、冷延焼鈍後の集合組織が劣化する。そこで、５５０℃を巻取温度の上限とした。

マルテンサイト相の方が冷延中の集合組織制御の効果が大きいことから、巻取温度は、望ましくは３００℃以下とする。巻取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、巻取温度を室温以下にすることは、コストの上昇を招くことから、室温以上であることが望ましい。

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。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Ｔi（Ｋ）、加工ひずみをεｉ（真ひずみでｉ番目の圧下率ｒｉとはεｉ＝ｌｎ｛１／（１−ｒｉ）｝の関係を持つ）、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ｔｉとすると、累積効果を考慮したひずみ（有効ひずみε^＊）は下記（５）式で表現できる。

ここで、τｉは気体常数Ｒ（Ｒ＝１．９８７）と圧延温度Ｔiによって下式で計算できる。

τｉ＝８．４６×１０^−９・ｅｘｐ｛４３８００／Ｒ／Ｔi｝
この有効ひずみε^＊を０．４以上にすると、熱延板の集合組織が著しく発達することから、有効ひずみε＊は０．４以上にするのが望ましい。有効ひずみは高いほど集合組織が発達することから、さらに望ましくは０．４５以上である。０．９以上であればさらに望ましい。

実際の連続熱延工程で上記（５）式の計算を行う場合には、Ｔiは仕上げ熱延入り側温度ＦＴ_０と仕上げ熱延で側温度ＦＴｎを用いて、
Ｔｉ＝ＦＴ_０−（ＦＴ_０−ＦＴｎ）／（ｎ＋１）×（ｉ＋１）
と計算した値を用いるとよい。

冷間圧延条件：
冷間圧延は圧下率２０〜７０％の範囲で行われる。圧下率が２０％未満では、板厚の制御が困難で形状が確保されないことから、２０％を下限とした。一方、冷間圧延率が７０％超となると、｛１１１｝方位が急速に発達し、形状凍結性が劣化することから、７０％を上限とした。以上の観点から、冷間圧延率は、望ましくは３０〜６０％である。

焼鈍条件：
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℃／秒未満の場合には、加熱中にα域での再結晶が開始され、熱延・冷延中に形成された集合組織が破壊される。したがって、加熱速度の下限は３℃／秒とする。一方、加熱速度を１００℃／秒超にすることは、新たな設備投資を必要とするだけでなく、特段の効果も期待できないので、加熱速度の上限を１００℃／秒とする。

焼鈍温度が、鋼の化学成分によって決まるＡc_１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から、Ａc_１変態温度を焼鈍温度の下限とする。また、焼鈍温度が鋼の化学成分によって決まるＡc_３変態温度超である場合には、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ので、Ａc_３変態温度を焼鈍温度の上限値とした。

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、焼鈍温度は、（Ａc_１＋２×Ａc_３）／３以下であることが望ましい。

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０．４〜３．２ｍｍ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。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。

冷却停止後、加工性向上の観点から２００〜５００℃で３０秒〜１０分の熱処理を施すことが望ましい。熱処理温度以下で冷却停止した後、熱処理温度まで再加熱してもよいし、熱処理温度以上で冷却停止してもよい。

熱処理温度が２００℃未満では、冷却中にフェライト中に導入された歪が十分除去できず、加工性が劣化するのに加え、生産性を著しく劣化させる。したがって、２００℃を熱処理温度の下限とする。この観点から、２５０℃以上で熱処理することがさらに望ましい。

一方、熱処理温度が５００℃超になると、冷却中に形成されたマルテンサイト相が分解し、加工性が劣化することから、５００℃を熱処理の上限とする。この観点から、望ましくは、上限温度は４００℃以下、さらに望ましくは３５０℃以下とする。

熱処理時間が３０秒未満では加工性が向上しないので、３０秒を熱処理時間の下限とする。一方、熱処理時間を１０分超にしても特段の効果が得られないばかりか、生産性が著しく低下するので、１０分を上限とした。

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。この時、スキンパス圧下率が０．１％未満、好ましくは０．４％未満では、この効果が小さいことから、０．１％をスキンパス圧下率の下限とした。

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ので、５％をスキンパス圧下率の上限とした。

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（Ｔ／秒／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：
本発明によって得られた冷延鋼板にめっきを施してもよい。めっきの種類や方法は、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。

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。

表１に示すＡ〜Ｐの鋼材を１２００℃から１２７０℃に加熱し、表２および表３（表２の続き）中に示す製造条件で、１．２ｍｍ厚の冷延鋼板とした。スキンパスはいずれも圧下率０．８〜１．２％の範囲で行った。

形状凍結性の評価は、２７０ｍｍ長さ×４５ｍｍ幅×板厚の短冊状のサンプルを用い、パンチ幅７８ｍｍ、パンチ肩Ｒ５ｍｍ、ダイス幅８１ｍｍ、ダイ肩Ｒ４ｍｍにて、種々のしわ押さえ厚で，７０ｍｍ高さのハット型に成形した後、壁部の反り量を曲率半径ρ（ｍｍ）として測定し、その逆数１０００／ρにて行った。結果を、その他の測定結果と併せて、表４および表５（表４の続き）に示す。１０００／ρが小さいほど形状凍結性は良好である。

一般に、鋼板の強度が上昇すると形状凍結性が劣化することが知られている。本発明者らが実際の部品成形を行った結果から、上記方法によって測定されたしわ押さえ圧２９ｋＮでの１０００／ρが０（ｍｍ^−１）以上で、かつ、鋼板の引張り強度ＴＳ［ＭＰａ］に対して（０．０１×ＴＳ−４．５）（ｍｍ^−１）以下となる場合には、際だって形状凍結性が良好となるために、０≦１０００／ρ≦（０．０１×ＴＳ−４．５）を良好な形状凍結性の条件として、評価した。

ここで、しわ押さえ圧を増加すると、１０００／ρは減少する傾向にある。しかしながら、どの様なしわ押さえ圧を選択しても鋼板の形状凍結性の優位性の順位は変化しない。したがって、しわ押さえ圧２９ｋＮでの評価は鋼板の形状凍結性をよく代表している。

ｒ値および延性の異方性はＪＩＳ５号引張り試験片を用いて測定した。また、Ｘ線の測定は鋼板の代表値として板厚の７／１６厚と１／４厚の位置で板面に平行なサンプルを調整し、実施し、その結果の平均値で評価した。その結果を表４および表５（表４の続き）に併せて示す。

その他に示した本発明範囲内の化学成分の鋼を本発明範囲内の製造条件によって製造した場合には、良好な延性異方性と共に極めて良好な形状凍結性を有する低降伏比型鋼強度鋼板が得られることがわかる。

前述したように、本発明によって、壁そり量が少なく、形状凍結性に極めて優れると同時に、均一伸びの異方性が少なく、良好なプレス成形性を有する薄鋼板が提供できるようになり、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と同時に、効率的に自動車の安全性と車体の軽量化を両立することが可能となり、ＣＯ_２排出削減等の環境・社会からの要請に応える自動車製造に、大きく貢献することが出来る。したがって、本発明は、工業的に極めて高い価値のある発明である。

Claims (10)

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
   を含み、
   Ｓｉ；３％以下、
   Ａｌ；３％以下
   で、かつ、これらの双方を、合計で０．０２％以上３％以下含み、さらに
   Ｔｉ；０．４％以下、
   Ｎｂ；０．４％以下
   で、かつ、これらの一方または双方を、合計で０．０１％以上０．４％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライトまたはベイナイトを体積分率最大の相とし、体積分率で１％以上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板厚から１／４板厚における板面の、
   （１）｛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、
   （２）｛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５．５以下、
   （３）（Ａ）／（Ｂ）≧１．５
   （４）｛１００｝＜０１１＞Ｘ線反射ランダム強度比が、｛２１１｝＜０１１＞Ｘ線ランダム強度比以上、
   の全てを満足し、かつ、圧延方向のｒ値およ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以下であり、さらに、均一伸びの異方性ΔｕＥｌが４％以下、局部伸びの異方性△ＬＥｌが２％以上で、かつ、ΔｕＥｌがΔＬＥｌ以下であることを特徴とする形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。
   ただし、△ｕＥｌ＝｛｜ｕＥｌ（Ｌ）−ｕＥｌ（４５°）｜＋｜ｕＥｌ（Ｃ）
   −ｕＥｌ（４５°）｜｝／２
   △ＬＥｌ＝｛｜ＬＥｌ（Ｌ）−ＬＥｌ（４５°）｜＋｜ＬＥｌ（Ｃ）
   −ＬＥｌ（４５°）｜｝／２
   圧延方向と平行（Ｌ方向）、垂直（Ｃ方向）、および、４５°方向の均一伸びを、それぞれ、ｕＥｌ（Ｌ）、ｕＥｌ（Ｃ）、および、ｕＥｌ（４５°）とし、圧延方向と平行（Ｌ方向）、垂直（Ｃ方向）、および、４５°方向の局部伸びを、それぞれ、ＬＥｌ（Ｌ）、ＬＥｌ（Ｃ）、および、ＬＥｌ（４５°）とする。
2. 質量％で、
   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種または２種以上を、Ｍｎとの合計で０．１％以上３．５％以下含むことを特徴とする請求項１に記載の形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。
3. さらに、Ｖを０．４質量％以下含むことを特徴とする請求項１または２記載の形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。
4. さらに、Ｂを０．０１質量％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極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。
5. さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｒｅｍ：０．００１〜０．０２％の１種または２種を含むことを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。
6. 請求項１〜５のいずれか１項に記載の形状凍結性に極めて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形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板。
7. 請求項１〜５のいずれか１項に記載の形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板を製造するにあたり、請求項１〜５のいずれか１項に記載の化学成分からなる鋳造スラブを、鋳造まま、または、一旦冷却した後に１１５０℃〜１３００℃の範囲に再度加熱し、熱間圧延をする際、Ａr_３〜（Ａr_３＋１５０）℃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、仕上げ熱延開始温度ＴＦＳと仕上げ熱延完了温度ＴＦＥが下記（１）〜（３）式を全て同時に満足するように熱間圧延を終了し、ランアウトテーブルにおいて６００〜７００℃の温度範囲に０．２〜１５秒滞在するような冷却を行い、下記（４）式に示す鋼の化学成分で決まる臨界温度Ｔo（℃）以下で、かつ、５５０℃以下で巻き取り、酸洗した後、圧下率２０〜７０％の冷間圧延を施し、加熱速度３〜１００℃／秒で加熱し、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、該焼鈍温度から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極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法。
   ＴＦＥ≧Ａr_３（℃） （１）
   ＴＦＳ≦１１００℃ （２）
   ２０℃≦（ＴＦＳ−ＴＦＥ）≦１２０℃ （３）
   Ｔo＝−６５０．４×｛Ｃ％／（１．８２×Ｃ％−０．００１）｝＋Ｂ （４）
   ここで、Ｂは質量％で表現した鋼の成分より求まる。
   Ｂ＝−５０．６×Ｍneq＋８９４．３
   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％
   ただし、
   Ａr_３＝９０１−３２５×Ｃ％＋３３×／Ｓｉ％＋２８７×Ｐ％＋４０×Ａｌ％
   −９２×（Ｍｎ％＋Ｍｏ％＋Ｃｕ％）−４６×（Ｃｒ％＋Ｎｉ％）
8. 前記熱間圧延をする際、下記（５）式で計算される有効ひずみ量ε^＊が０．４以上あることを特徴とする請求項７に記載の形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法。
   

   

   ここで、ｎは仕上げ熱延の圧延スタンド数、εｉはｉ番目のスタンドで加えられたひずみ、ｔｉはｉ〜ｉ＋１番目のスタンド間の走行時間（秒）、τｉ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できる。
   τｉ＝８．４６×１０^−９・ｅｘｐ｛４３８００／Ｒ／Ｔi｝
9. 前記冷却後、２００〜５００℃の温度範囲で３０秒〜１０分の保持を行うことを特徴とする請求項７または８に記載の形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法。
10. 請求項７〜９のいずれか１項に記載の形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法で製造された冷延鋼板に、０．１〜５％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極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法。