(57)【要約】【課題】優れた曲げ加工性を有する冷延鋼板を、その有利な製造方法と共に提供する。【解決手段】質量％で、C：0.005〜0.030％、Si：0.05％以下、Mn：0.10〜0.35％、P：0.025％以下、S：0.015％以下、N：0.0050％以下、Al：0.07％以下を含有し、かつ［%Si］／［％Mn］＜0.5の関係を満足し、残部がFe及び不可避不純物の組成からなり、  鋼中のフェライト粒径が15μm以下であり、析出セメンタイトの50%以上がフェライト粒内に析出することを特徴とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、C：0.005〜0.030％、Si：0.05％以下、Mn：0.10〜0.35％、P：0.025％以下、S：0.015％以下、N：0.01％以下、Al：0.07％以下を含有し、かつ［%Si］／［％Mn］＜0.5の関係を満足し、残部がFe及び不可避不純物の組成からなり、
鋼中のフェライト粒径が20μm以下であり、析出セメンタイトの50%以上がフェライト粒内に析出することを特徴とする曲げ加工性に優れた冷延鋼板。
ここで、［%Ｍ］は、Ｍ元素の鋼中含有量（質量％）を表す。
【請求項２】
さらに質量％で、B：0.0050％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の曲げ加工性に優れた冷延鋼板。
【請求項３】
さらに質量％で、Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、Mo、Sb、W、Nb、Ti、Pb、Ta、REM、V、Cs、Zr、Hfのいずれか１種以上を、合計で1％以下含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の曲げ加工性に優れた冷延鋼板。
【請求項４】
鋼板表面にめっき皮膜をさらに備えることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の曲げ加工性に優れた冷延鋼板。
【請求項５】
請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成からなる鋼素材に、熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、コイルに巻き取り、ついで酸洗後、冷間圧延を施したのち、連続焼鈍し、さらに過時効処理を施して冷延鋼板を製造するに際し、
オーステナイト単相域に加熱後、仕上げ圧延温度：820℃以上950℃未満で熱間圧延を終了したのち、780℃以下の温度で巻き取り、ついで鋼板表面のスケール除去後、85％以下の圧延率で冷間圧延したのち、800℃以下で焼鈍し、さらに過時効温度まで冷却後、420℃未満の温度域で過時効処理を施すことを特徴とする曲げ加工性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記過時効処理に先立って、前記焼鈍後に水冷を行うことを特徴とする請求項５に記載の曲げ加工性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記過時効処理後、めっき処理を施すことを特徴とする請求項５又は６に記載の曲げ加工性に優れた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、自動車用部品等の構造部材や住居、家具、机、家電製品などの構造体の素材として好適な、曲げ加工性に優れた冷延鋼板及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
冷延鋼板は、その成形性の良さから、多種多様な構造体の素材として用いられている。通常、冷延鋼板は、プレス成形によって２次元の板形状のものを３次元構造体とし、これらを接合してさらに複雑な３次元の構造体を形成することから、優れたプレス加工性が要求される。
【０００３】
プレス加工には数種類のプレス様式が存在するが、このうち、曲げ加工は板厚方向の歪み分布を考えなければならない唯一の加工方法である。この曲げ加工については、従来余り注目されることはなかったが、プレス成形形状の複雑化に伴って曲げ加工の度合いも厳しくなってきている。そのため、曲げ加工でプレス割れが生じるケースが散見されていた。
【０００４】
そのため、直接曲げ加工性を改善することを目的とした物ではないが、例えば特許文献１には、C、Mn、Al、Nの量を低減し、50%以上の圧延率で冷間圧延した後、焼鈍後の冷却条件及び過時効条件を規定するとともに調質圧延率を規定することで、耐時効性に優れた高加工性冷延鋼板を製造する方法が開示されている。
しかしながら、この方法では耐時効性の良好な鋼板を製造できるものの、調質圧延で表面に歪みが導入されるため曲げ加工を行った場合、表面に割れが生じやすい。
【０００５】
特許文献２には、C、Mn、S、O、Bの量を規定した鋼を、規定された条件で連続鋳造した後に熱延、冷延、連続焼鈍することで曲げ加工性に優れた冷延鋼板を製造する方法が開示されている。
しかしながら、この方法では、酸化物系介在物でMnSの大きさを制御しているものの、酸素を60ppm以上に含有させなければならず、酸化物系の介在物が多量に発生し、これが起点となって曲げ加工において割れが生じるという問題があった。
【０００６】
特許文献３には、C、Si、Mn、P、Al、Nの量を規定した鋼を、熱延、冷延したのちの連続焼鈍時に急速加熱急速冷却することで、耐時効性と加工性の優れた冷延鋼板の製造技術か開示されている。
しかしながら、この方法では、加熱と冷却があまりにも速いため、板厚方向の組織が不均一となり、曲げ加工には適さないという問題があった。
【０００７】
特許文献４には、C、Mn、Si、N、B、Sの量を規定し、MnをSよりも過剰に添加することを特徴とした曲げ加工性に優れた薄鋼板が開示されている。この技術によれば、表面へのMn、Siの偏析を抑制し、非時効として降伏点を下げることで、鋼板の腰折れを回避してある程度曲げ加工性が改善する。
しかしながら、C含有量が多いため、セメンタイトとフェライト界面で割れが生じやすく、厳しい曲げ加工に対して十分な曲げ加工性を得ることができないという問題があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開昭６１−１２４５３３号公報
【特許文献２】特開平２−２６７２２７号公報
【特許文献３】特開平７−２１６４５９号公報
【特許文献４】特開昭５６−１３６９５６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
上述したとおり、従来の技術では、曲げ加工性の良好な冷延鋼板を工業的に安定して提供することは困難であった。
本発明は、上記した従来技術が抱える問題を有利に解決するもので、優れた曲げ加工性を有する冷延鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
従来、冷延鋼板の加工性は、固溶C量を低減することに主眼がおかれて開発されてきた。このため、過時効条件や調質圧延条件による加工性の改善が図られてきた。
しかしながら、固溶Cの低減のみでは曲げ加工性の改善に限界が見られるようになった。
【００１１】
そこで、発明者らは、固溶C量の低減を目的とした過時効条件や調質圧延条件の制御ではなく、その他の曲げ加工性を向上させる方法を探求した結果、曲げ加工性の向上には、フェライト粒径とセメンタイトの析出位置を同時に制御しなければならず、これに適した鋼成分は、Si及びMnの含有量が低く、かつそれぞれに好適な含有量比が存在することを見いだした。
【００１２】
本発明は、上記の知見に基づき完成されたもので、その要旨構成は次の通りである。
１．質量％で、C：0.005〜0.030％、Si：0.05％以下、Mn：0.10〜0.35％、P：0.025％以下、S：0.015％以下、N：0.01％以下、Al：0.07％以下を含有し、かつ［%Si］／［％Mn］＜0.5の関係を満足し、残部がFe及び不可避不純物の組成からなり、
鋼中のフェライト粒径が20μm以下であり、析出セメンタイトの50%以上がフェライト粒内に析出することを特徴とする曲げ加工性に優れた冷延鋼板。
ここで、［%Ｍ］は、Ｍ元素の鋼中含有量（質量％）を表す。
【００１３】
２．さらに質量％で、B：0.0050％以下を含有することを特徴とする上記１に記載の曲げ加工性に優れた冷延鋼板。
【００１４】
３．さらに質量％で、Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、Mo、Sb、W、Nb、Ti、Pb、Ta、REM、V、Cs、Zr、Hfのいずれか１種以上を、合計で1％以下含有することを特徴とする上記１又は２に記載の曲げ加工性に優れた冷延鋼板。
【００１５】
４．鋼板表面にめっき皮膜をさらに備えることを特徴とする上記１〜３のいずれかに記載の曲げ加工性に優れた冷延鋼板。
【００１６】
５．上記１〜３のいずれかに記載の成分組成からなる鋼素材に、熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、コイルに巻き取り、ついで酸洗後、冷間圧延を施したのち、連続焼鈍し、さらに過時効処理を施して冷延鋼板を製造するに際し、
オーステナイト単相域に加熱後、仕上げ圧延温度：820℃以上950℃未満で熱間圧延を終了したのち、780℃以下の温度で巻き取り、ついで鋼板表面のスケール除去後、85％以下の圧延率で冷間圧延したのち、800℃以下で焼鈍し、さらに過時効温度まで冷却後、420℃未満の温度域で過時効処理を施すことを特徴とする曲げ加工性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【００１７】
６．前記過時効処理に先立って、前記焼鈍後に水冷を行うことを特徴とする上記５に記載の曲げ加工性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【００１８】
７．前記過時効処理後、めっき処理を施すことを特徴とする上記５又は６に記載の曲げ加工性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、従来に比べて曲げ加工性が大幅に向上した冷延鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することが可能となる。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
以下、本発明を具体的に説明する。
（曲げ加工性に優れた冷延鋼板）
まず、本発明において、冷延鋼板の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％、ppmは、特に断らない限り質量％、質量ppmを意味するものとする。
【００２１】
C：0.005〜0.030％
Cは、鋼中でセメンタイトを成形する。C量が0.005%未満では固溶Cの析出駆動力が低くなり固溶Cが多くなり、歪み時効が生じやすくなることで曲げ加工性が劣化する。このため、C量下限は0.005％以上とし、好ましくは0.010％以上とする。
また、0.030%を超えるとセメンタイト量が多くなることを通じて、セメンタイトとフェライトの界面でのボイドの発生サイトが増え、鋼板の曲げ加工性が低下する。このため、C量の上限を0.030％以下とし、好ましくは、0.025%以下とする。
【００２２】
Si：0.05％以下
Siは、セメンタイトの生成を抑制する元素であり、Cのセメンタイト化も抑制する。そのため、Si量が0.05％を超える場合、セメンタイトの析出位置の制御が失われ、セメンタイトがフェライト粒界に出やすくなる結果、曲げ加工時にボイドが発生することがあることから、Si量を0.05％以下とする。
【００２３】
Mn：0.10〜0.35％
Mnは、Cと化合物は形成しないものの、セメンタイト中に溶解し、セメンタイトを微細に保つ。このセメンタイトはフェライト粒内に析出する。Mn量が0.10%未満ではセメンタイトの微細化効果が小さく、所望の特性を得られない。このため、Mn量の下限を0.10%以上とする。一方、Mn量が0.35%を超えるとMnの偏析に伴って、MnSが偏析する結果、曲げ加工性は劣化する。そのため、Mnの上限を0.35%以下とする。
【００２４】
P：0.025％以下
Pは、フェライト粒界に偏析して曲げ加工時にフェライト粒界でのボイドの発生を助長することから、含有量は低い方が望ましい。このため、P量を0.025％以下、好ましくは0.020％以下とする。
【００２５】
S：0.015％以下
Sは、本発明において、Mnと結合してMnSを形成する元素である。このSが多いとMnSが多量に生成して曲げ加工時にフェライト粒界での破壊を助長する。このため、本発明では、Ｓ量を0.015％以下とする。
【００２６】
N：0.01％以下
Nは、Alと結合してAlNを形成したり、B が添加された場合にはBNを形成する。N含有量が多いとAlNが多量に生じ、曲げ加工時にボイドが生成しやすくなるため、曲げ加工性が劣化する。それ故、本発明では、N量を0.01％以下とし、好ましくは0.0040％以下とする。
【００２７】
Al：0.07％以下
Alは、脱酸剤として用いられる。0.07％を超えるAlの含有は、微細なAlNや不可避不純物であるOと結合して微細酸化物を生成する結果、曲げ加工時にフェライト粒界でのボイドの生成を助長する。そのため、上限を0.07%以下とする。
【００２８】
以上、基本成分について説明したが、本発明では、その他にも、以下に述べる元素を必要に応じて適宜含有させることができる。
B：0.0050％以下
Bが添加された場合、Nと結合してBNを形成し、微細AlNの析出を抑制することができる。また、BNはMnSを核として析出するため、微細なMnSの量も低減することができ、フェライト粒がこれらの析出物を粒内に取り込む。その結果、曲げ加工時のボイドの発生源となるフェライト粒界の窒化物数が減るため、より曲げ加工性を向上できる。
しかしながら、B含有量が0.0050％を超えると微細なFe23(CB)6が粒界に生じるようになり、曲げ加工性が劣化する。以上のことから、B量を0.0050%以下とする。
【００２９】
Cu，Sn，Ni，Ca，Mg，Co，As，Cr，Sb，Ｗ，Mo，Pb，Ti，Nb，Ta，REM，Ｖ，Cs，Zr及びHfのうちから選んだ一種又は二種以上を合計で１％以下
Cu，Sn，Ni，Ca，Mg，Co，As，Cr，Sb，Ｗ，Mo，Pb，Ti，Nb，Ta，REM，Ｖ，Cs，Zr及びHfはいずれも、耐食性向上に有用な元素であるが、合計量が１％を超えると粒界に偏析して曲げ加工時に粒界からのボイド発生を促進してしまう。このため、単独添加又は複合添加いずれの場合も１％以下で含有させる。好ましくは0.5％以下とする。
なお、上記した以外の成分は、Fe及び不可避的不純物である。
【００３０】
以上、鋼板の成分組成について説明したが、本発明で所期した効果を得るには、成分組成を上記の範囲に調整するだけでは不十分で、Mn量とSi量の比率及びフェライト粒径及びセメンタイトのフェライト粒内への析出割合を制御することが重要である。
すなわち、本発明では、［%Si］／［％Mn］＜0.5（ここで、［%Ｍ］は、Ｍ元素の鋼中含有量（質量％）を表す。）を満足し、フェライト粒径を20μm以下、析出セメンタイトのフェライト粒内割合を50%以上とする必要がある。
【００３１】
［%Si］／［％Mn］＜0.5
（ここで、［%Ｍ］は、Ｍ元素の鋼中含有量（質量％）を表す。）
本発明で極めて重要な成分規定である。Mnはオーステナイト形成元素でCをフェライト粒内に留めようとするが、Siは逆にフェライト粒よりCをはき出す効果がある。つまり、Mnのフェライト粒内のセメンタイトへ固溶してセメンタイトを微細化する効果をSiは阻害する。そのため、本発明の効果を得るには、［%Si］／［％Mn］比を規定する必要がある。
この［%Si］／［％Mn］が0.5を超えると、フェライト粒内のセメンタイト量が減じてしまうため、本発明では0.5以下と規定した。
【００３２】
フェライト粒径：20μm以下
フェライト粒径が20μmを超えると曲げ加工での歪みがフェライト粒界に集中して、フェライト粒界より亀裂が発生しやすくなり、曲げ加工性が劣化する。このため、フェライト粒径を20μm以下とした。好ましくは15μm以下である。
【００３３】
析出セメンタイト：50%以上がフェライト粒内に析出
本発明において、セメンタイトの析出位置は重要である。フェライト粒界にセメンタイトが多量に析出すると、曲げ加工時にそのフェライト粒界のセメンタイトの周囲でボイドが発生し、曲げ加工性を著しく劣化させる。つまり、フェライト粒内にあるセメンタイト量がセメンタイト全体の50%未満の場合、曲げ加工性が低下する。そのため、セメンタイトの体積の50%以上がフェライト粒内に析出することが必要となる。
なお、フェライト粒内における析出したセメンタイトの量は、断面組織から、次のようにして求めることができる。圧延方向に平行な板厚断面で組織を観察する。鏡面研磨後にピクラール腐食液でセメンタイトを現出した後に、走査型電子顕微鏡（1000倍）でセメンタイトを観察する。このとき、全セメンタイト面積に対するフェライト粒内に存在するセメンタイトの面積の比を粒内に存在するセメンタイトの割合とする。
【００３４】
また、本発明の鋼板は、表面にめっき皮膜を有するものとしてもよい。鋼板表面にめっき皮膜を形成することにより、冷延鋼板の耐食性が向上する。なお、めっき皮膜としては、例えば溶融亜鉛めっき皮膜や合金化溶融亜鉛めっき皮膜の他、電気亜鉛めっき、例えばZn−Ni電気合金めっき等が挙げられる。
【００３５】
（曲げ加工性に優れた冷延鋼板の製造方法）
次に、本発明の冷延鋼板の製造方法について説明する。
本発明では、好適には連続鋳造で得られたスラブを鋼素材とし、熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却してコイルに巻き取り、ついで酸洗後、冷間圧延したのち、連続焼鈍を施し、さらに過時効処理を施すことによって冷延鋼板とする。
【００３６】
本発明において、鋼素材の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉や誘導炉等、公知の溶製方法いずれもが適合する。鋳造方法も特に限定はされないが、連続鋳造法が好適である。また、スラブを熱間圧延するに際しては、加熱炉でスラブを再加熱した後に熱間圧延しても良いし、温度補償を目的として加熱炉で短時間加熱した後に熱間圧延に供しても良い。また、鋳造後一度室温まで冷却したのちに、1200℃以上、さらに好ましくは1250℃以上に加熱して圧延を行っても良い。
上記のようにして得られた鋼素材に、熱間圧延を施すが、粗圧延と仕上げ圧延による熱間圧延でも、粗圧延を省略して仕上げ圧延のみの圧延としてもよいが、いずれにしても、スラブ加熱温度及び仕上げ圧延温度が重要である。
【００３７】
スラブ加熱温度：オーステナイト単相となる温度域
スラブ加熱温度が、オーステナイト単相域に満たないフェライト−オーステナイト二相域であると、熱間圧延の際にフェライトのみが展伸して粗大なフェライト粒が生じるという不利が生じるので、スラブを加熱する場合にはオーステナイト単相域（Ａc3点以上）まで加熱する必要がある。
【００３８】
仕上げ圧延温度：820℃以上950℃未満
仕上げ圧延温度が950℃以上となると、一部に粗大粒が生じ、フェライト粒径がばらつき不安定になる。その結果、曲げ加工性は劣化することから、仕上げ圧延温度は950℃未満とする。なお、仕上げ圧延温度の下限については、フェライト域圧延で粗大粒が生じないように820℃以上とする。
【００３９】
上記の熱間圧延後、冷却してコイルに巻き取るが、この巻取り温度も重要である。
巻取り温度：780℃以下
巻取り温度が780℃を超えると、フェライト粒が粗大となり、曲げ加工性が劣化する。このため、巻き取り温度は780℃以下、好ましくは700℃以下とする。なお、巻取温度の下限については550℃未満の場合、窒化物の熱延板中への析出が抑制され、冷間圧延後の焼鈍時にフェライト粒界に微細に析出して混粒組織になりやすく曲げ加工性を劣化させるため、巻き取り温度は550℃以上とすることが好ましい。
【００４０】
冷間圧延における圧延率：85％以下
冷間圧延における圧下率が85％を越えると、フェライト粒が伸展して、曲げ加工時に表面に割れが生じやすくなる。そのため冷間圧延率の上限を85%以下とする。
【００４１】
焼鈍温度：800℃以下
焼鈍温度が800℃を超える場合、粗大フェライト粒がランダムに生じて曲げ加工性を劣化させる傾向がある。そのため、焼鈍温度を800℃以下とする。なお、焼鈍温度が650℃未満になると未再結晶組織が残留し易くなることから、650℃以上とすることが好ましく、680℃以上とすることがより好ましい。
【００４２】
なお、焼鈍温度から過時効温度までの冷却速度は50℃／s以上であることが好ましい。50℃／sを下回ると、セメンタイトがフェライト粒内に十分析出しなくなり曲げ加工性が劣化するおそれがある。なお、この冷却速度の上限については特に制限されることはないが、500℃／s程度で十分である。
【００４３】
過時効温度：420℃未満
過時効温度が420℃以上ではセメンタイトはフェライト粒界に析出しやすくなる。セメンタイトをフェライト粒内に析出させるため、過時効温度を420℃未満とした。また、過時効時間が短すぎるとセメンタイトを十分に析出できないため、1分以上行うことが好ましい。また、長い分には効果に問題は生じないが、製造ラインの制約上10分以下が工業的に実現できる長さである。
【００４４】
また、前記過時効処理に先立って、水冷を行うことが好ましい。セメンタイトのフェライト粒内への析出を促進することができる結果、より優れた曲げ加工性が得られるからである。
【００４５】
また、本発明では、以上のようにして製造された冷延鋼板に対し、めっき処理を施すことにより、鋼板表面にめっき皮膜を形成してもよい。例えば、めっき処理として、溶融亜鉛めっき処理を施して鋼板表面に溶融亜鉛めっき皮膜を形成しても良いし、溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理を施すことにより、合金化溶融亜鉛めっき皮膜を形成してもよい。このとき、溶融亜鉛めっきと焼鈍を一つのライン内で行なってもよい。その他、Zn−Ni電気合金めっき等の電気めっきにより、めっき皮膜を形成してもよい。
【実施例】
【００４６】
表１に示す成分組成になる溶鋼を、連続鋳造して、厚み：250mmのスラブ（鋼素材）とした。ついで、得られたスラブを1250℃のオーステナイト単相域まで加熱後、表２に示す温度で仕上げ圧延を終了したのち、同じく表２に示す温度で巻取って、種々の板厚の熱延鋼板とした。ついで、酸洗にて鋼板表面のスケールを除去したのち、表２に示す圧延率で板厚：１mmまで冷間圧延した。その後、表２に示す条件で、連続焼鈍、冷却処理及び過時効処理を施した。調質圧延率は0.8%とした。
また、表２のNo.17〜19の冷延鋼板については、前記焼鈍後過時効前に水冷を施した。さらに、表２のNo.8〜11の冷延鋼板については、乾燥後付着量：30g／m2（両面）の電気亜鉛めっき皮膜を形成した。
【００４７】
上記のようにして得られた冷延鋼板から試験片を採取して、引張試験を行った。
さらに、得られた冷延鋼板の加工性について調査した。
【００４８】
試験方法及び測定方法については次のとおりである。
（ｉ）組織観察
得られた冷延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に研磨して、ナイタール組織現出液で組織を現出させて、フェライト粒径を測定した。光学顕微鏡組織写真を100倍で撮影し、板厚方向、圧延方向にそれぞれ10本の線を実際の長さで100μm以上の間隔で引き、フェライト粒界と線との交点の数を数えた。全線長を交点の数で除することで、フェライト粒一つあたりの線分長とし、これに1.13を乗じてASTMフェライト粒径を求めた。
【００４９】
（ｉｉ）セメンタイト析出位置
得られた冷延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に研磨した後、ピクラール組織現出液でセメンタイトを現出させて、セメンタイト析出位置の割合を測定した。走査型電子顕微鏡組織写真を1000倍で撮影し、10視野についてセメンタイトの析出位置を観察した。全セメンタイトの面積でフェライト粒内に析出しているセメンタイトの面積を除することで、粒内に析出したセメンタイトの割合を求めた。
【００５０】
（ｉｉｉ）引張試験
得られた冷延鋼板から、圧延方向に対して平行方向を引張方向とするJIS ５号引張試験片（JIS Z 2201）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠した引張試験を行って、引張強さを測定した。
【００５１】
（ｉｖ）曲げ試験
頂角90度の曲げ試験ジグを作成して試験した。得られた冷延鋼板より、長手方向100mm、幅方向35mmの短冊状の試験片を採取し、この試験片の長手方向中央を曲げの稜線が圧延直角方向に曲がるように曲げ試験をおこなった。この時に曲げ試験ジグの頂角の曲率半径を変化させ、試験片表面に割れが認められない最小の試験ジグ先端半径（Ｒ）を導出し、得られた半径を板厚（ｔ）で除することで限界曲げ半径（Ｒ／ｔ）を算出した。この値が小さい程、優れた曲げ加工性を有することになる。
また、90度曲げで割れが生じなかった鋼については、90度曲げした試験片を万力で挟み、180度完全密着曲げまで行った。このとき、密着曲げでも割れが生じない場合には限界曲げ半径を0とした。
【００５２】
【表１】
2013209725.tif 000002
【００５３】
【表２】
2013209725.tif 000003
【００５４】
表２に示したとおり、本発明に従い得られた冷延鋼板はいずれも曲げ半径は1以下であり、曲げ成形性に優れていることがわかる。
【産業上の利用可能性】
【００５５】
本発明によれば、従来に比べて曲げ加工性が大幅に向上した冷延鋼板を提供することが可能となり、産業上、極めて有用である。