(57)【要約】      （修正有）【課題】曲げ性に優れた高強度冷延鋼板を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｍｎ：０．１〜５．０％、Ｐ：０．１％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、マルテンサイトが面積率で９５％以上含有される一方、残留オーステナイト、フェライトが、面積率の合計で５％未満（０％を含む）であり、更に炭化物の平均サイズが円相当径で６０ｎｍ以下であるとともに、円相当径で２５ｎｍ以上の炭化物の数密度が１ｍｍ２あたり５．０×１０５個以下であることを特徴とする、降伏強度が１１８０ＭＰａ以上、引張強度が１４７０ＭＰａ以上の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．１５〜０．３０％、
Ｓｉ：１．０〜３．０％、
Ｍｎ：０．１〜５．０％、
Ｐ：０．１％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）、
Ｎ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
マルテンサイトが面積率で９５％以上含有される一方、残留オーステナイト、フェライトが、面積率の合計で５％未満（０％を含む）であり、
更に炭化物の平均サイズが円相当径で６０ｎｍ以下であるとともに、円相当径で２５ｎｍ以上の炭化物の数密度が１ｍｍ２あたり５．０×１０５個以下である
ことを特徴とする、降伏強度が１１８０ＭＰａ以上、引張強度が１４７０ＭＰａ以上の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項２】
前記マルテンサイトにおいて、旧オーステナイトの平均結晶粒径が６μｍ以下である、請求項１に記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項３】
成分組成が、更に、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、
の１種または２種以上を含むものである、
請求項１または２に記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項４】
前記請求項１〜３のいずれかに記載された高強度冷延鋼板を製造する方法であって、前記成分組成の要件を満たす鋼スラブに、熱間圧延、冷間圧延を施した鋼板に対し、Ａｃ３点以上９３０℃以下に加熱後に３０ｓ以上１２００ｓ以下保持し、次いで室温まで１００℃/ｓ以上の速度で急冷し、更に２４０℃以下で３００ｓ以下保持する熱処理を行うことを特徴とする、降伏強度が１１８０ＭＰａ以上、引張強度が１４７０ＭＰａ以上の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記冷間圧延を施した鋼板に対し、前記熱処理前に、Ａｃ３点以上９３０℃以下に３０ｓ以上１２００ｓ以下保持後室温まで１００℃/ｓ以上の速度で急冷することを特徴とする請求項４に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車部品等に用いられる加工性に優れた高強度冷延鋼板に関し、詳細には、降伏強度が１１８０ＭＰａ以上、引張強度が１４７０ＭＰａ以上を有し、加工性の中でも特に曲げ性に優れた高強度冷延鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
一般に自動車の骨格部品などに使用される鋼板には、衝突安全性や車体軽量化による燃費軽減などを目的として高い強度が求められるとともに、形状の複雑な骨格部品に加工するために優れたプレス成形性も要求される。更に、従来は引張強度（ＴＳ）のみを基準とした材料設計が行われてきたが、衝突安全性を考慮した場合、降伏強度（ＹＰ）を基準とした材料設計が必要となるため、引張強度（ＴＳ）に加え降伏強度（ＹＰ）にも優れつつ、加工性に優れた高強度鋼板が求められるようになってきた。
【０００３】
このため、例えば、降伏強度（ＹＰ）が１１８０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）１４７０ＭＰａ以上の高強度鋼板であって、曲げ性（限界曲げ半径/板厚：Ｒ／ｔ）が２．４以下（望ましくは２．１以下さらに望ましくは１．５以下）である高強度鋼板の提供が切望されている。
【０００４】
上記のようなニーズを受けて、種々の成分設計や組織制御の考え方に基づき、曲げ性を改善した高強度鋼板が多数提案されているものの、降伏強度、引張強度及び曲げ性が上記要望レベルをともに満足する特性を備えたものはまだ少ないのが現状である。
【０００５】
例えば特許文献１には、実質的にマルテンサイトの単相組織からなる高張力冷延鋼板が開示されており、引張強度１４７０ＭＰａ以上の鋼板において、３点曲げ法による曲げ試験において曲げ性（限界曲げ半径/板厚：Ｒ／ｔ）１．５以下が得られている。そして、引張強度１４７０ＭＰａ以上で且つ降伏強度が１１８０ＭＰａ以上で上記曲げ性が０．７５の実施例（表３、Ｎｏ．８参照）も一例だけ存在している。しかし、これらの実施例はいずれも強度、特に降伏強度を高めるためＴｉ、Ｎｂが添加されており、上記実施例Ｎｏ．８は更にこれに加えてＢも添加されたものである。従って、同文献記載のものは実質的にＴｉ、Ｎｂが必須であり、これらの元素添加によって生じる炭化物によって、曲げ性が必然的に劣化すると考えられる。そのため、より厳しい評価法である∨ブロック法で上記要望を満たす曲げ性が得られるとは考えにくい。
【０００６】
特許文献２には、フェライトが面積率で２５〜７５％で、残部が焼戻しマルテンサイトの二相組織からなる高張力鋼板が開示されており、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４８に準拠した試験法で曲げ性（限界曲げ半径/板厚：Ｒ／ｔ）２．４以下が得られている。しかし、軟質相であるフェライトを２５％以上含んでいるために、その実施例の示すとおり、引張強度１４７０ＭＰａ以上を満足していないし、同引張強度のレベルからして当然ながら降伏強度も１１８０ＭＰａ未満と推定される。
【０００７】
特許文献３には、引張強度９８０ＭＰａ以上を対象として、その実施例では引張強度が１４７０ＭＰａ以上で、∪曲げ法による曲げ試験において曲げ性（限界曲げ半径/板厚：Ｒ／ｔ）２．４以下を満足する高張力鋼板も一部開示されている。しかしながら、これらの鋼板がより厳しい評価法である∨ブロック法で上記要望を満たす曲げ性が得られるとは考えにくいし、しかも炭化物を多く析出させることで加工性を高めており、Ｃ固溶量が少ないために、また、軟質なフェライトの面積率が大きいために降伏強度（ＹＰ：同文献ではＹＳと表示）が高いものでも１１００ＭＰａ以下のレベルであり、１１８０ＭＰａ以上を満足していない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２０１０−２１５９５８号公報
【特許文献２】特開２０１１−２１９７８４号公報
【特許文献３】特開２００９−２８７１０２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
そこで、本発明の目的（課題）は、基本的にプレーンな成分組成を有するマルテンサイト単相鋼において、降伏強度（ＹＰ）が１１８０ＭＰａ以上で且つ引張強度（ＴＳ）１４７０ＭＰａ以上であるととともに、∨ブロック法曲げ試験よる最小の曲げ半径（限界曲げ半径）/板厚が２．４以下の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
請求項１に記載の発明は、
質量％で、
Ｃ：０．１５〜０．３０％、
Ｓｉ：１．０〜３．０％、
Ｍｎ：０．１〜５．０％、
Ｐ：０．１％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）、
Ｎ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
マルテンサイトが面積率で９５％以上含有される一方、残留オーステナイト、フェライトが、面積率の合計で５％未満（０％を含む）であり、
更に炭化物の平均サイズが円相当径で６０ｎｍ以下であるとともに、円相当径で２５ｎｍ以上の炭化物の数密度が１ｍｍ２あたり５．０×１０５個以下である
ことを特徴とする、降伏強度が１１８０ＭＰａ以上、引張強度が１４７０ＭＰａ以上の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板である。
【００１１】
請求項２に記載の発明は、前記マルテンサイトにおいて、旧オーステナイトの平均結晶粒径が６μｍ以下である、請求項１に記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板である。
【００１２】
請求項３に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、
の１種または２種以上を含むものである、
請求項１または２に記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板である。
【００１３】
請求項４に記載の発明は、前記請求項１〜３のいずれかに記載された高強度冷延鋼板を製造する方法であって、前記成分組成の要件を満たす鋼スラブに、熱間圧延、冷間圧延を施した鋼板に対し、Ａｃ３点以上９３０℃以下に加熱後に３０ｓ以上１２００ｓ以下保持し、次いで室温まで１００℃/ｓ以上の速度で急冷し、更に２４０℃以下で３００ｓ以下保持する熱処理を行うことを特徴とする曲げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法である。
【００１４】
請求項５に記載の発明は、前記冷間圧延を施した鋼板に対し、前記熱処理前に、Ａｃ３点以上９３０℃以下に３０ｓ以上１２００ｓ以下保持後室温まで１００℃/ｓ以上の速度で急冷することを特徴とする請求項４に記載の高強度冷延鋼板の製造方法である。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、Ｔｉ，Ｎｂなどの特殊元素を添加することなく基本的にプレーンな成分組成を有するマルテンサイト単相鋼における炭化物の析出状態を適切に制御することで、降伏強度（ＹＰ）が１１８０ＭＰａ以上で且つ引張強度（ＴＳ）１４７０ＭＰａ以上の高強度を得るとともに、その曲げ性が極めて高く、∨ブロック法曲げ試験よる最小の曲げ半径（限界曲げ半径）/板厚が２．４以下の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明は、プレーンな成分組成を有するマルテンサイト単相鋼において、曲げ性に優れた高強度冷延鋼板を得るべく、鋭意検討を行った末に開発されたものである。すなわち、炭化物の析出状態を制御することで割れの起点の低減、進展の抑制を行い、曲げ性を向上させることを見出し、該知見に基づいて本発明を完成するに至った。なお、本発明において「曲げ性に優れた」とは、鋼板の圧延方向が曲げ稜線となるように、∨ブロック法で９０°曲げ加工を行った際に材料が破断せずに曲げ加工ができる最小の曲げ半径（限界曲げ半径）/板厚が２．４以下であることを意味する。
【００１７】
以下、まず本発明鋼板を特徴づける組織について説明する。
【００１８】
＜マルテンサイト：面積率で９５％以上＞
本発明において、組織がマルテンサイト単相であることは重要な要件である。組織をマルテンサイト単相にすることで、高強度が実現できるとともに、複相組織に比べ組織が均一であるために変形時にクラックが発生しにくく、加工性を高めることができる。ただし、残留オーステナイト、フェライトの面積率が５％以下であれば強度や加工性に影響を与えないために、マルテンサイトの面積率は９５％以上とする。
【００１９】
＜炭化物の平均サイズが円相当径で６０ｎｍ以下であるとともに、円相当径で２５ｎｍ以上の炭化物の数密度が１ｍｍ２あたり５．０×１０５個以下＞
円相当径で６０ｎｍ以上の粗大な炭化物は変形時に割れの起点として働くとともに、割れの伝播を促進させ、加工性を低下させる。そのため、炭化物の平均サイズは円相当径で６０ｎｍ以下とする。また、炭化物の平均サイズは円相当径で６０ｎｍ以下であっても、数密度が多すぎる場合には、変形時に微小なクラックの発生頻度が増加するために加工性を悪化させる要因となる。円相当径で２５ｎｍ以下の微細な炭化物は、変形時に割れの起点とはならず、曲げ性に大きく影響しない。また、炭化物析出によって固溶Ｃ低下し、固溶強化量は低下する一方、炭化物が微細であれば析出強化量が大きくなるため、強度にも大きく影響しない。そのため、円相当径で２５ｎｍ以上の炭化物の数密度は１ｍｍ２あたり５．０×１０５個以下、好ましく１．０×１０４個以下、更に好ましくは０とする。
【００２０】
本発明鋼板の組織は、以上の要件を必須要件とするが、更に以下の推奨要件を満足することが望ましい。
【００２１】
＜旧オーステナイトの平均結晶粒径が６μｍ以下＞
旧オーステナイト粒径が微細であるほど、焼入れ時に生成するマルテンサイトの組織が微細となり、曲げ成形時に破壊が生じにくくなるために、曲げ性が向上する。そのため、旧オーステナイトの平均結晶粒径は６μｍ以下、好ましくは５μｍ以下とする。
【００２２】
以下、各相の面積率、析出物のサイズおよびその存在密度の測定方法について説明する。
【００２３】
［各相の面積率の測定］
まず、各相の面積率については、各供試鋼板を鏡面研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、概略４０μｍ×３０μｍ領域５視野について倍率２０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像を観察し、焼戻しマルテンサイト相を同定した。焼戻しマルテンサイト相以外の領域を、残留オーステナイト、フェライトとして、各領域の面積比率を算出した。
【００２４】
［析出物のサイズおよびその存在密度の測定方法］
セメンタイトのサイズおよびその数密度については、各供試鋼板の抽出レプリカサンプルを作製し、８μｍ×７μｍの領域３視野について倍率１００００倍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を観察した。
【００２５】
そして、画像のコントラストから白い部分をセメンタイト粒子と判別してマーキングし、画像解析ソフトにて、前記マーキングした各セメンタイト粒子の面積Ａから円相当直径Ｄ（Ｄ＝２×（Ａ／π）１／２）を算出し平均値を求めるとともに、単位面積あたりに存在する所定のサイズのセメンタイト粒子の個数を求めた。
【００２６】
［旧オーステナイトの平均結晶粒径の測定方法］
更に、マルテンサイト組織における旧オーステナイト粒の粒径は、各供試鋼板を鏡面研磨し、旧オーステナイト粒界を優先的に腐食する腐食液によって腐食処理を実施後、光学顕微鏡で観察した視野（２００μｍ×１５０μｍ）について、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１に記載の方法で、旧オ−ステナイトの結晶粒度を測定し、粒度番号から平均結晶粒径を算出した。
【００２７】
次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
【００２８】
［本発明鋼板の成分組成］
Ｃ：０．１５〜０．３０％
Ｃは、鋼板の強度に大きく影響する重要な元素である。０．１５％未満では、マルテンサイト単相鋼であっても、引張強度１４７０ＭＰａが確保できなくなる。一方、０．３０％超では焼戻し時に粗大な炭化物が析出しやすくなり、曲げ性を低下させるとともに、溶接性の確保という観点からも、Ｃ量は低いほうが望ましいため、０．３０％を上限とする。好ましくは０．２５％以下である。
【００２９】
Ｓｉ：１．０〜３．０％
Ｓｉは、焼戻し時における炭化物粒子の粗大化を抑制する効果を有し、曲げ性向上に寄与するとともに、固溶強化元素として鋼板の降伏強度上昇にも寄与する有用な元素である。添加量が少ない場合、焼入れ時にマルテンサイト変態すると同時に炭化物が析出することがあり、曲げ性低下の原因となることがある。また、３．０％超では溶接性が著しく低下するため、１．０〜３．０％とする。好ましくは２．５％以下である。
【００３０】
Ｍｎ：０．１〜５．０％
Ｍｎは、上記Ｓｉと同様、焼戻し時におけるセメンタイトの粗大化を抑制する効果を有し、曲げ性向上に寄与するとともに、固溶強化元素として鋼板の降伏強度上昇にも寄与する有用な元素である。また、焼入れ性を高めることで、マルテンサイトが得られる製造条件の範囲を広げる効果もある。０．１％未満では上記効果が十分に発揮されないため、曲げ性と引張強度１４７０ＭＰａを両立できず、一方、５．０％超とすると鋳造製の劣化を引き起こす。従って、Ｍｎ含有量の範囲は、０．１〜５．０％である。好ましくは０．５〜２．５％、さらに好ましくは１．２〜２．２％である。
【００３１】
Ｐ：０．１％以下
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により強度の上昇に寄与するが、旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで曲げ性を劣化させるので、０．１％以下とする。好ましくは０．０５％、更に好ましくは０．０３％以下である。
【００３２】
Ｓ：０．００５％以下
Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ介在物を形成し、曲げ変形時に亀裂の起点となることで曲げ性を低下させるので、０．００５％以下とする。より好ましくは０．００３％以下である。
【００３３】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎも不純物として不可避的に存在し、歪時効により鋼板の加工性を低下させるので、低いほうが好ましく、０．０１％以下とする。
【００３４】
Ａｌ：０．００１〜０．１０％
Ａｌは脱酸材として添加される有用な元素であるが、０．００１％未満では鋼の清浄作用が十分に得られず、一方、０．１０％を超えると鋼の清浄度を悪化させる。Ａｌ含有量の範囲は０．００１〜０．１０％である。
【００３５】
本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄および不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
【００３６】
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、
の１種または２種以上
これらの元素は、焼入れ性を高めてマルテンサイト面積率の確保に寄与することで、強度を高めるのに有用な元素である。各元素とも、上記各下限値未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、上記各上限値以上では焼入れ時にオーステナイトが残存し、変形時にマルテンサイトを形成し、軟質なフェライトと硬質相の界面でボイドが生成するために、曲げ性を低下させる。
【００３７】
次に、本発明の高強度鋼板の製造条件ついて説明する。
【００３８】
本発明において、製造方法の特徴は、スラブの熱間圧延、冷間圧延後の熱処理にある。そのため、熱間圧延、冷間圧延までの製造方法に関しては、従来公知の製造方法を採用することができる。
【００３９】
［焼鈍条件］
焼鈍条件としては、Ａｃ３点以上９３０℃以下に加熱後に３０ｓ以上１２００ｓ以下保持し、次いで室温まで１００℃/ｓ以上の速度で急冷する。
【００４０】
＜Ａｃ３点以上９３０℃以下に加熱後に３０ｓ以上１２００ｓ以下保持＞
本発明において、鋼板がマルテンサイト単相組織であることは重要な要件である。マルテンサイト単相組織を得るためには、焼入れ前の組織をオーステナイト単相組織とする必要があることから、焼鈍加熱温度はＡｃ３点以上とする必要がある。ここで、Ａｃ３点は、鋼板の化学成分から、レスリー著、「鉄鋼材料科学」、幸田成靖 訳、丸善株式会社、１９８５年、ｐ．２７３に記載の下記（１）式；
Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３×√Ｃ−１５．２×Ｎｉ＋４４．７×Ｓｉ−３０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ＋７００×Ｐ＋４００×Ａｌ＋４００×Ｔｉ    ・・・（１）
ここで、上記式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。
を用いて計算することができる。また、焼鈍加熱温度が９３０℃を超える場合、オーステナイト粒径が粗大化し、曲げ性が劣化することがある。そのため焼鈍加熱温度の範囲は、Ａｃ３点以上９３０℃以下とする。なお、Ａｃ３点以上で保持する時間は、３０ｓ未満の場合はオーステナイト変態が完了しないために、焼入れ後にマルテンサイト単相組織が得られず、１２００ｓを超える場合は熱処理コストが増大し、生産性が著しく悪化する。そのため、保持時間は３０ｓ以上１２００ｓ以下とする。
【００４１】
＜室温まで１００℃/ｓ以上の速度で急冷＞
冷却中に、フェライトおよびベイナイトの生成を抑制し、マルテンサイト単相組織を得るために、また、マルテンサイト生成後に粗大な炭化物の析出を抑制するため、室温まで１００℃/ｓ以上の速度で急冷を行う。
【００４２】
［焼戻し条件］
２４０℃以下で３００ｓ以下保持する焼戻しを行う。
【００４３】
＜２４０℃以下で３００ｓ以下保持＞
焼戻し加熱温度が高すぎる、または焼戻しを長時間行った場合、炭化物の粗大化による曲げ性の劣化や、過度な析出が生じ固溶Ｃ量が不足による引張強度の不足のいずれか、またはその両方が生じる。そのため、焼戻し加熱温度は２４０℃以下、好ましくは２２０℃以下とし、保持時間は３００ｓ以下、好ましくは２００ｓ以下とする。また、焼入れままマルテンサイトは、マルテンサイト変態時に導入される可動転位が多量に導入されるが、焼戻しを行って可動転位にＣを固着させることで、降伏強度を更に高めることができる。そのため、焼戻し加熱温度は好ましくは１００℃以上、更に好ましくは１５０℃以上とする。
【００４４】
更に、本発明の製造方法では、冷延鋼板の焼鈍から焼戻しに至る一連の前記熱処理前に、すなわち焼鈍開始前に、該冷延鋼板に対して、Ａｃ３点以上９３０℃以下に３０ｓ以上１２００ｓ保持後室温まで１００℃/ｓ以上の速度で急冷を施すことができる。本熱処理により、鋼板はマルテンサイト単相組織となる。マルテンサイトは、旧オーステナイト内部に、多数のパケット、ブロックが生成した微細な組織であるため、次いで実施される熱処理の際、核生成サイトが多数存在するために、微細なオーステナイト組織が得られる。旧オーステナイト粒径の微細化は、Ｔｉや∨などの元素を添加し、生成した炭化物で粒成長を阻害するという手法が一般的である。しかし、前記のように、炭化物は曲げ性を悪化させるため、本発明では、旧オーステナイト粒の微細化に、炭化物形成元素を用いない手法を採用した。
【００４５】
［旧γ粒径微細化熱処理］
＜Ａｃ３点以上９３０℃以下に加熱後に３０ｓ以上１２００ｓ以下保持＞
前記手法で焼入れ前のオーステナイトを微細化するにあたり、まず冷延鋼板をマルテンサイト単相組織にし、核生成サイトが多く存在する組織とする必要がある。マルテンサイト単相組織を得るためには、焼入れ前の組織をオーステナイト単相組織とする必要があることから、焼鈍加熱温度はＡｃ３点以上とする。また、焼鈍加熱温度が９３０℃を超える場合、オーステナイト粒径が粗大化し、焼入れ後に微細なマルテンサイト組織が得られない。そのため焼鈍加熱温度の範囲は、Ａｃ３点以上９３０℃以下とする。なお、Ａｃ３点以上で保持する時間は、３０ｓ未満の場合はオーステナイト変態が完了しないために、焼入れ後にマルテンサイト単相組織が得られず、１２００ｓ超えでは熱処理コストが増大し、生産性が著しく悪化する。そのため、保持時間は３０ｓ以上１２００ｓ以下とする。
【００４６】
＜室温まで１００℃/ｓ以上の速度で急冷＞
冷却中に、フェライトおよびベイナイトの生成を抑制し、マルテンサイト単相組織を得るために、室温まで１００℃/ｓ以上の速度で急冷を行う。
【実施例】
【００４７】
表１に示す成分の鋼を溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットを作製した。これを熱間圧延で厚さ２．８ｍｍとした。これを酸洗した後、厚さ１．４ｍｍに冷間圧延して供試材とし、表２に示す焼鈍条件および焼戻し条件にて熱処理を施した。また、一部の鋼種については、焼鈍前に旧γ粒径微細化のための熱処理を施した。なお、表１の備考欄における適合鋼は本発明に規定する成分範囲を満足する鋼であり、比較鋼は同成分範囲を満足しない鋼で範囲外となる該当成分値に下線部を施して示し、また表２の焼鈍条件および焼戻し条件が本発明に規定する製造条件を満たさないものは該当する条件値に下線部を施して示した。
【００４８】
熱処理後の各鋼板について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した測定方法により、マルテンサイト、残留オーステナイトおよび析出物の平均サイズおよびその存在密度を測定した。
【００４９】
また、上記各鋼板について、引張強度ＴＳ、降伏強度ＹＰならびに、限界曲げ半径Ｒを測定した。なお、引張強度ＴＳと降伏強度ＹＰは、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に従って測定を行った。また、限界曲げ半径Ｒは、上記と同様に、圧延方向と直角方向に長軸をとって幅３０ｍｍ×長さ３５ｍｍの試験片を作成し、片側の面を０．２ｍｍ研削した後、研削面をパンチと接しないようにして、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４８に準拠した∨ブロック法で曲げ試験を行い、その時の曲げ半径を０〜５ｍｍまで種々変化させ、材料が破断せずに曲げ加工ができる最小の曲げ半径を求め、これを限界曲げ半径として、限界曲げ半径/板厚：Ｒ／ｔを算出した。
【００５０】
これら測定結果に基づく各鋼板の組織、機械的特性などを表３に示す。
同表３の判定欄には、機械的特性の測定値がＹＰ≧１１８０ＭＰａ、ＴＳ≧１４７０ＭＰａ及びＲ／ｔ≦１.５に該当するものを◎印、ＹＰ≧１１８０ＭＰａ、ＴＳ≧１４７０ＭＰａ及びＲ／ｔ≦２.４に該当するものを○印、ＹＰ＜１１８０ＭＰａ、ＴＳ＜１４７０ＭＰａ及びＲ／ｔ＞２.４  のいずれかに該当するものを×印とした。なお、組織、機械的特性の測定値が本発明に規定する範囲、条件を満たさないものはその数値に下線を施して示した。
【００５１】
【表１】
2014159610.tif 000002
【００５２】
【表２】
2014159610.tif 000003
【００５３】
【表３】
2014159610.tif 000004
【００５４】
表３の結果から、本発明の実施例によれば降伏強度ＹＰが１１８０ＭＰａ以上、引張強度ＴＳが１４７０ＭＰａ以上の高強度を有し、且つ限界曲げ半径/板厚（Ｒ／ｔ）が２.４以下の曲げ性に優れた冷延鋼板が得られることが明らかである。
【００５５】
表３に示すように、本発明例であるＮｏ．１、２、６、８は、いずれも降伏強度が１１８０ＭＰａ以上、引張強度が１４７０ＭＰａ以上で、Ｒ／ｔが２．１以下を充足し、上記［背景技術］の項で述べた要望レベルを満足する、曲げ性に優れた高強度冷延鋼板が得られた。
【００５６】
なお、上記発明鋼のうち、鋼Ｎｏ．８（評価が◎のもの）は、組織規定の推奨要件である、「旧オーステナイトの平均結晶粒径が６μｍ以下」をも満たし、上記［背景技術］の項で述べた、より高度の要望レベルを満足するものである。
【００５７】
これに対して、比較例であるＮｏ．３〜５、７、９〜１３はＹＰ、ＴＳ、Ｒ／ｔの少なくともいずれかが劣っている。
【００５８】
例えば、Ｎｏ．３〜５、および７は、焼戻し温度が推奨範囲を外れていることにより、本発明の組織を規定する要件のうち少なくとも一つを満たさず、Ｒ／ｔが劣っている。
【００５９】
Ｎｏ．９および１０は、Ｓｉを１．０％以上含有していないため、焼戻し時に粗大な炭化物が生成しておりＲ／ｔが劣っている。
【００６０】
Ｎｏ．１１、１２は、Ｃを０．１５％以上含有していないため、焼戻しマルテンサイトの強度が十分でなく、ＹＰ、ＴＳが劣っている。
【００６１】
Ｎｏ．１３は炭化物形成元素であるＴｉ、Ｎｂを添加しているため、炭化物が多く生成しておりＲ／ｔが劣っている。