(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．５０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．９％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８％以下、Ｎｂ：０．１０％以上２．０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中央部に生じるＭｎの偏析幅が１μｍ以下、Ｎｂを含む炭化物の個数密度が２．３×１０２２個／ｍ３以上、マルテンサイトの含有率および残留オーステナイトの含有率の合計が１．５％以下、降伏強さが１０００ＭＰａ以上であり、疲れ限度が６５０ＭＰａ以上であることを特徴とする冷延鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｖ：０．０１％以上１．０％以下、Ｔｉ：０．０１％以上２．０％以下の一種または二種を含有することを特徴とする請求項１に記載の冷延鋼板。
【請求項３】
さらに、質量％で、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｂ、Ｚｒ、Ｙ、ＲＥＭ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの一種または二種以上を、合計で０．０００１％以上０．１％以下含有することを特徴とする請求項１または２に記載の冷延鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の冷延鋼板の表面に、質量％で、Ｆｅ：５．０％以上２０．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上１．０％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する一種または二種以上を合計で０％以上３０％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成の亜鉛めっき層を有することを特徴とする冷延鋼板。
【請求項５】
請求項４に記載のめっき層が、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層および電気亜鉛めっき層のいずれかであることを特徴とする冷延鋼板。
【請求項６】
請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、連続鋳造機により鋳造し、鋳造した鋼素材の温度を１０００℃以上で維持しつつ、スラブカットの時点から１時間以内で粗圧延を開始し、８００℃以上の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延終了後、７２０℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後に熱延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程後の冷延板を７５０℃以上８５０℃以下の焼鈍温度で加熱し、次いで６８０℃まで平均冷却速度が５℃／ｓ以上で冷却する焼鈍工程とを備えることを特徴とする、板厚中央部に生じるＭｎの偏析幅が１μｍ以下、Ｎｂを含む炭化物の個数密度が２．３×１０２２個／ｍ３以上、マルテンサイトの含有率および残留オーステナイトの含有率の合計が１．５％以下、降伏強さが１０００ＭＰａ以上であり、疲れ限度が６５０ＭＰａ以上である冷延鋼板の製造方法。
【請求項７】
請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、連続鋳造機により鋳造し、鋳造した鋼素材の温度を１０００℃以上で維持しつつ、スラブカットの時点から１時間以内で粗圧延を開始し、８００℃以上の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延終了後、７２０℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後に熱延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程後の冷延板を６００℃以上６８０℃未満の焼鈍温度で箱焼鈍する焼鈍工程とを備えることを特徴とする、板厚中央部に生じるＭｎの偏析幅が１μｍ以下、Ｎｂを含む炭化物の個数密度が２．３×１０２２個／ｍ３以上、マルテンサイトの含有率および残留オーステナイトの含有率の合計が１．５％以下、降伏強さが１０００ＭＰａ以上であり、疲れ限度が６５０ＭＰａ以上である冷延鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記焼鈍工程後に、質量％で、Ｆｅ：５．０％以上２０．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上１．０％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する一種または二種以上を合計０％以上３０％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなるめっき層を施す亜鉛めっき処理工程を備えることを特徴とする請求項６または７に記載の冷延鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記めっき層は、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層または電気亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項８に記載の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、自動車用骨格部材の使途に有用な、降伏強さ（ＹＳ）１０００ＭＰａ以上の高強度と優れた耐疲労特性を兼ね備えた冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量の規制を目的として自動車業界全体で自動車の燃費改善が指向されている。自動車の燃費改善には、使用部品の薄肉化による自動車の軽量化が最も有効であるため、近年、自動車部品用素材としての高強度鋼板の使用量が増加しつつある。高強度鋼板は一般に、低強度鋼板よりも薄い鋼板が用いられるため、高強度に加えて優れた耐疲労性が求められる。
【０００３】
高強度鋼板を得るための強化手法として、微細な炭化物を分散させる粒子分散強化が挙げられる。従来、冷延鋼板もしくはめっき鋼板を製造するうえで欠かせない工程である焼鈍工程では炭化物が粗大化するため、高強度の粒子分散強化鋼を得ることは難しかった。そのため、これまでにも微細な炭化物を分散させた冷延鋼板の提案がなされている。
【０００４】
例えば、特許文献１では、質量％で、Ｃ：０．０６超〜０．２４％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％、Ｖ：０．１５超〜１．２％を含み、フェライト相が面積比率で９５％以上であり、平均粒径１０ｎｍ未満のＴｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物が分散析出することを特徴とする引張強度が９８０ＭＰａ以上の高降伏比高張力冷延鋼板が提案されている。
【０００５】
特許文献２では、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．５％、Ｎ：０．０１０％以下およびＶ：０．１０〜１．０％を含み、かつ（１０Ｍｎ＋Ｖ）／Ｃ≧５０を満足し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、焼戻しマルテンサイト相の体積率が８０％以上で、粒径：２０ｎｍ以下のＶを含む炭化物が１０００個／μｍ３以上析出し、かつ該粒径：２０ｎｍ以下のＶを含む炭化物の平均粒径が１０ｎｍ以下であり、さらに引張強さが９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度冷延鋼板が開示されている。
【０００６】
特許文献３では、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｍｎ：０．５０〜３．００％、Ｔｉ：０．０３〜０．１５％、を含有し、Ｓｉ：２．５０％以下、Ａｌ：１．５０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｎｂ：０．０３％以下（０を含む）、Ｍｏ：０．２５％以下（０を含む）、Ｖ：０．２５％以下（０を含む）に制限し、Ｃ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの含有量が０．１８≦６Ｔｉ＋２５Ｎｂ＋３Ｍｏ＋３Ｖ≦１．０及び２０Ｃ＋１７．１Ｎ−５Ｔｉ−２．６Ｎｂ−２．５Ｍｏ−４．７Ｖ≧０．６を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｔｉ系炭窒化物の粒子径が１〜５０ｎｍであり、フェライトの面積率が５０％以上であり、マルテンサイト、ベイナイトの一方又は双方からなる硬質組織の面積率が５〜５０％であり、残部のパーライト、残留オーステナイト及びセメンタイトの面積率の合計を５％以下に制限し、前記フェライトの平均粒径を２０μｍ以下に制限し、前記フェライトに占める該未再結晶フェライトの割合を２５％以下に制限することで析出強化型複相冷延鋼板が得られるとしている。
【０００７】
特許文献４では、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０３５〜０．０９０％を含有し、フェライト相を７０％以上の分率で含み、フェライト粒のアスペクト比が１０．０以上である組織を有し、サイズ２０ｎｍ未満の析出物中に存在するＴｉの量を規定することで高強度冷延鋼板が得られるとしている。
【０００８】
特許文献５では、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１２％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．０５〜０．１０％、Ｍｎ：０．１５〜０．４５％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：０．００４％以下、Ｎ：０．００４５％以下、Ｔｉ：０．０９〜０．１４％を含有し、ＣおよびＴｉ含有量を規定し、体積率：９０〜９５％のフェライト相および体積率：５〜１０％のセメンタイトを有し、前記フェライト相は再結晶率が１５％以上３０％以下の回復組織からなるとともに、該フェライト相中にはＴｉ炭化物（ＴｉＣ）が析出し、該Ｔｉ炭化物の平均の長さが１０ｎｍ未満であり、Ｔｉの析出率が８５％以上である組織を有し、引張強度が５９０ＭＰａ以上の冷延鋼板が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開２００８−１７４８０２号公報
【特許文献２】特開２００６−１８３１４０号公報
【特許文献３】特開２０１０−２８５６５７号公報
【特許文献４】特開２０１１−２１２２４号公報
【特許文献５】特開２０１４−１４１７１７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
しかしながら、特許文献１で提案された技術では、実施例の表１に示される通り、１．３質量％以上のＭｎが含有されており、中心偏析により耐疲労性が低下する問題が避けられなかった。そのうえ、Ｍｏは再結晶温度を急激に高める元素であるため、延性を回復させ炭化物の粒子成長を抑えられる焼鈍温度の許容範囲が極めて狭い問題があった。
【００１１】
特許文献２で提案された技術では、粒径が２０ｎｍ以下の炭化物の個数を規定しているが、特許文献２で提案される高強度冷延鋼板の母相組織は焼き戻しマルテンサイトを多量に含有している。この焼き戻しマルテンサイトを得るには焼入性元素であるＭｎを多量に含有させる必要がある。さらに、焼き戻しマルテンサイトは焼鈍後の焼き戻し温度および時間の感受性が強いため、冷延鋼板とめっき鋼板を同時に製造することができない。
【００１２】
特許文献３で提案された技術では、炭化物の粒子径が大きく、冷延鋼板と熱履歴が異なる高強度めっき鋼板は得られない。
【００１３】
特許文献４で提案された技術では、炭化物の粗大化抑制技術が不十分であり、焼鈍温度が６００℃の極めて低温でなければ、強度および延性が良好な鋼板は得られない。
【００１４】
特許文献５で提案された技術も、特許文献４と同様に炭化物粗大化抑制が不十分であり、高強度かつ優れた耐疲労性を満足するのに必要な降伏強さ１０００ＭＰａ以上の鋼板が得られない。
【００１５】
本発明は、かかる事情に鑑み、高強度かつ優れた耐疲労性を有する冷延鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明者らは、高強度かつ優れた耐疲労性を有する鋼板の要件について鋭意検討した結果、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは可動転位が多いために耐疲労性が良好でないことがわかった。そこで、可動転位が極力少ない組織構成について研究した結果、微細な粒子によって鋼板を強化する粒子分散強化が耐疲労性を向上させるのに最も有効であることを知見した。しかしながら、本発明で求める降伏強さ１０００ＭＰａ以上の冷延鋼板を製造するにあたり、ふたつの大きな課題が浮上した。すなわち、多くの微細な炭化物を得るには炭化物構成元素であるＣおよびＮｂを多量に含有させる必要があるものの、熱延工程前のスラブ加熱工程で粗大な炭化物として鋼素材（スラブ）に残存し、完全に溶解することができないため、想定よりも微細な炭化物数が得られないこと、そして、焼鈍工程の高温加熱により炭化物は粒子成長し、微細な炭化物が消失することで炭化物数が減少することである。これに対し、本発明者らがさらに検討を重ねた結果、前者のスラブ加熱工程で炭化物を溶解しきれない課題に対しては、連続鋳造後、高温を維持したまま短時間で熱延工程を開始することで粗大な炭化物を形成することなく熱延工程を完了することができることがわかった。また、焼鈍工程での炭化物の粗大化抑制については、焼鈍中にフェライトからオーステナイト変態した場合、Ｎｂを含む炭化物の溶解度積が変化し、オーステナイト中では粒子成長がより促進されることを見出した。そのため、オーステナイト域まで加熱する多くの従来技術とは異なり、本発明では、フェライトからオーステナイトへの変態の発生を抑制しつつ、フェライト中の転位の回復を促進させることが重要であることを知見した。フェライトからオーステナイトへの変態の発生を抑制するには、オーステナイト安定化元素であるＭｎ含有量を制限することが有効であり、フェライト中の転位の回復を促進させるには、再結晶化温度を上昇させるＭｎを抑制し、Ｍｏを含有させないことが有効であることが判明した。さらにＭｎ量低減によりＭｎ偏析を抑制することができ、これにより耐疲労性が向上することも明らかとなった。
【００１７】
また、焼鈍中、微細な炭化物が消失し粗大な炭化物を形成することに関しては、粒度分布の標準偏差が熱延板よりも非常に大きくなるため、炭化物の平均粒子径と鋼板強度とは、必ずしも強い相関を持たないことがわかった。粒子分散強化は粒子間距離により、その強化量は変化する。そこで、単位体積あたりの粒子数に着目した結果、強い相関が得られることがわかった。
【００１８】
本発明は、以上の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．５０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．９％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８％以下、Ｎｂ：０．１０％以上２．０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中央部に生じるＭｎの偏析幅が１μｍ以下、Ｎｂを含む炭化物の個数密度が２．３×１０２２個／ｍ３以上、マルテンサイトの含有率および残留オーステナイトの含有率の合計が１．５％以下、降伏強さが１０００ＭＰａ以上であり、疲れ限度が６５０ＭＰａ以上であることを特徴とする冷延鋼板。
［２］さらに、質量％で、Ｖ：０．０１％以上１．０％以下、Ｔｉ：０．０１％以上２．０％以下の一種または二種を含有することを特徴とする［１］に記載の冷延鋼板。
［３］さらに、質量％で、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｂ、Ｚｒ、Ｙ、ＲＥＭ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの一種または二種以上を、合計で０．０００１％以上０．１％以下含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の冷延鋼板。
［４］［１］〜［３］のいずれかに記載の冷延鋼板の表面に、質量％で、Ｆｅ：５．０％以上２０．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上１．０％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する一種または二種以上を合計で０％以上３０％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成の亜鉛めっき層を有することを特徴とする冷延鋼板。
［５］［４］に記載のめっき層が、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層および電気亜鉛めっき層のいずれかであることを特徴とする冷延鋼板。
［６］［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、連続鋳造機により鋳造し、鋳造した鋼素材の温度を１０００℃以上で維持しつつ、スラブカットの時点から１時間以内で粗圧延を開始し、８００℃以上の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延終了後、７２０℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後に熱延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程後の冷延板を７５０℃以上８５０℃以下の焼鈍温度で加熱し、次いで６８０℃まで平均冷却速度が５℃／ｓ以上で冷却する焼鈍工程とを備えることを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
［７］［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、連続鋳造機により鋳造し、鋳造した鋼素材の温度を１０００℃以上で維持しつつ、スラブカットの時点から１時間以内で粗圧延を開始し、８００℃以上の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延終了後、７２０℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後に熱延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程後の冷延板を６００℃以上６８０℃未満の焼鈍温度で箱焼鈍する焼鈍工程とを備えることを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
［８］前記焼鈍工程後に、質量％で、Ｆｅ：５．０％以上２０．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上１．０％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する一種または二種以上を合計０％以上３０％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなるめっき層を施す亜鉛めっき処理工程を備えることを特徴とする［６］または［７］に記載の冷延鋼板の製造方法。
［９］前記めっき層は、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層または電気亜鉛めっき層であることを特徴とする［８］に記載の冷延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、自動車の構造部材等の使途に好適な、高強度かつ良好な耐疲労性を有する冷延鋼板が得られ、自動車部品の軽量化やその信頼性を向上させる等、その効果は著しい。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００２１】
まず、本発明の鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
【００２２】
Ｃ：０．１０％以上０．５０％以下
Ｃは、Ｎｂと結合して微細な炭化物を形成し、実質的に鋼板の高強度化に寄与する元素である。本発明で求める降伏強さ１０００ＭＰａ以上を得るには、少なくとも０．１０％以上含有させる必要がある。一方で、過度にＣを含有させると粗大なセメンタイトが析出する。粗大な介在物、析出物は、その近傍で著しい応力集中を招き、耐疲労性を低下させる。したがって、Ｃ含有量は０．１０％以上０．５０％以下とする。好ましくは０．１６％以上０．４５％以下である。
【００２３】
Ｓｉ：２．０％以下
Ｓｉは固溶強化により強化に寄与するうえ、フェライトからオーステナイト変態する温度を上昇させ、オーステナイト相発生による炭化物の粗大化を抑制する元素である。炭化物の粗大化を抑制する観点から、Ｓｉ含有量は０．１％以上が好ましい。一方で、過度にＳｉを含有させると化成処理性やめっき性低下の悪影響が顕在化する。したがって、本発明ではＳｉ含有量を２．０％以下とした。好ましくは１．５％以下である。下限は特に定めない。なお、０．０１％のＳｉは不可避的に鋼中に混入する。
【００２４】
Ｍｎ：０．９％以下
Ｍｎは、フェライトからオーステナイト変態する温度を低下させ、オーステナイト相発生により炭化物の粗大化が進行しやすくなるうえ、Ｍｎ偏析の原因となる。Ｍｎの偏析幅を１μｍ以下とするには、本発明では０．９％以下にまで低減する必要があるため、Ｍｎ含有量を０．９％以下とした。好ましくは、０．７％以下である。一方、Ｍｎは有害元素であるＳを硫化物として固定させる役割があるため、０．１％以上含有させることが好ましい。
【００２５】
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、粒界に偏析することで繰り返し応力負荷時に粒界割れの原因となり、耐疲労性を低下させるため、極力低減することが好ましい。本発明ではＰ含有量を０．０５％以下まで許容できる。好ましくは０．０３％以下であり、極力低減する方が望ましい。なお、製造上、０．００１％は不可避的に混入する。
【００２６】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、鋼中でＭｎＳなどの介在物として存在する。この介在物は、圧延により楔状に伸展した介在物となり、介在物周りで大きな応力集中が発生するため、耐疲労性に悪影響をもたらす。したがって、本発明では、Ｓ含有量を極力低減することが好ましく、０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下であり、極力低減する方が望ましい。なお、製造上、０．０００１％は不可避的に混入する。
【００２７】
Ａｌ：０．０８％以下
Ａｌを製鋼の段階で脱酸剤として添加する場合、０．０２％以上含有することとなる。一方で、Ａｌ含有量が０．０８％を超えるとアルミナなどの介在物の影響により耐疲労性への悪影響が顕在化する。したがって、Ａｌ含有量は０．０８％以下とする。好ましくは０．０７％以下である。
【００２８】
Ｎ：０．００８％以下
ＮはＮｂと結合し、粗大な炭窒化物を形成する。このため、強化に寄与するＮｂ量が少なくなり、鋼板強度低下の原因となる。また、粗大な炭窒化物は耐疲労性を低下させるため、Ｎは極力低減することが好ましく、Ｎ含有量を０．００８％以下とした。好ましくは０．００６％以下である。
【００２９】
Ｎｂ：０．１０％以上２．０％以下
Ｎｂは微細な炭化物を形成し、鋼板強度を高める元素である。本発明で求める降伏強さ１０００ＭＰａ以上を得るには、少なくともＮｂは０．１０％以上含有させる必要がある。一方、２．０％を超えると、鋳造後の炭化物の粒子成長の悪影響が顕在化する。したがって、Ｎｂ含有量は２．０％以下とした。好ましくは０．１２％以上１．８％以下である。
【００３０】
以上が、本発明における基本組成である。さらに、下記の組成を含有してもよい。
【００３１】
Ｖ：０．０１％以上１．０％以下、Ｔｉ：０．０１％以上２．０％以下の一種または二種
ＶおよびＴｉはＮｂと同様、炭化物として微細に分散するため、鋼板の高強度化に寄与する元素である。一方で、過度に含有させた場合は、炭化物の粗大化が促進するため、耐疲労性低下の原因となる。以上の観点から、ＶまたはＴｉを含有する場合、Ｖ：０．０１％以上１．０％以下、Ｔｉ：０．０１％以上２．０％以下、が好ましい。より好ましくは、Ｖ：０．０５％以上０．８％以下、Ｔｉ：０．０２％以上１．６％以下とする。なお、降伏強さ１０００ＭＰａ以上を得るには、Ｎｂ、ＶおよびＴｉの合計量を０．６％以上含有させることが好ましい。
【００３２】
Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｂ、Ｚｒ、Ｙ、ＲＥＭ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの一種または二種以上を合計で、０．０００１％以上０．１％以下
上記成分は、一種または二種以上の合計が、０．０００１％以上０．１％以下であれば、本発明の特性を阻害させない。特に、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕは製造上、不可避的に混入する。一方、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｙは介在物の形状を制御することで耐疲労性を改善する効果がある。好ましい範囲は、上記成分を一種または二種以上を合計で０．０００１％以上０．０６％以下である。
【００３３】
上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
【００３４】
次に、本発明の冷延鋼板の金属組織の限定理由について説明する。
【００３５】
板厚中央部に生じるＭｎの偏析幅が１μｍ以下
Ｍｎの偏析幅は、電子線マイクロアナライザを用いて板厚方向にＭｎのスペクトル強度を分析することにより、求められる。具体的には、鋼板表面幅中央から板厚１／４位置のスペクトル強度をバックグラウンドとしたとき、板厚中心部（鋼板表面中央から板厚１／２位置）におけるスペクトル強度をバックグラウンドとしたとき、板厚中心部（鋼板表面中央から板厚方向に１／２ｔ位置）におけるスペクトル強度がバックグラウンドの１．５倍以上の部分を偏析部とし、偏析部とされたピークについて、バックグラウンドとされたピークのピーク高さの１．５倍の位置におけるピーク幅の合計をＭｎ偏析幅とする。このＭｎ偏析幅が１μｍを超えると、打ち抜き性が顕著に悪化する。打ち抜き端面性状が悪い場合には、偏析部と正常部との界面で応力集中が生じ、その結果、疲労特性が悪化する。このため、本発明では、Ｍｎ偏析幅を１μｍ以下に制限した。好ましくは、０．５μｍ以下である。
【００３６】
Ｎｂを含む炭化物の個数密度が２．３×１０２２個／ｍ３以上
単位体積あたりの粒子数の増加にともない、微細な炭化物により鋼板を強化する粒子分散強化は上昇する。本発明で求める降伏強さ１０００ＭＰａ以上を得るために、個数密度は２．３×１０２２個／ｍ３以上とする。好ましくは、２．５×１０２２個／ｍ３以上である。ここで、対象となるＮｂを含む炭化物は、ＴＥＭで観察可能な炭化物とする。個数密度の測定には、透過型電子顕微鏡を使用すればよい。なお、粒径５ｎｍ以下の微細な炭化物が観察できるように１５００００倍の倍率を選択し、また、少なくとも異なる結晶粒を対象に５視野観察すればよい。また、観察視野の膜厚は、電子エネルギー損失分光分析装置を用いて求めることとする。集束イオンビーム装置によりＴＥＭ試料を作製し、その後の電解研磨による減厚の影響がわかっていれば、その値を膜厚として代用してもよい。
【００３７】
マルテンサイトの含有率および残留オーステナイトの含有率の合計が１．５％以下
マルテンサイトは、走査型電子顕微鏡でラス状の形態を持つ組織として観察される。また、残留オーステナイトは実施例に記載のＸ線回折分析により特定される。マルテンサイトは可動転位を多く有するため、耐疲労性は良好ではない。また、マルテンサイトもしくは残留オーステナイトが生成した場合は、フェライトからオーステナイトへの変態が開始していることを示すため、炭化物の粗大化は免れない。そのため、これらの組織は可能な限り低減することが好ましく、本発明ではマルテンサイトの面積率（含有率）および残留オーステナイトの分率（含有率）の合計を１．５％以下とした。好ましくは、１．０％未満である。
【００３８】
なお、マルテンサイト、残留オーステナイト以外の残部は、フェライト：９７．５％以上、ベイナイトおよびセメンタイトを１％以下とする。
【００３９】
質量％で、Ｆｅ：５．０％以上２０．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上１．０％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する一種または二種以上を合計で０％以上３０％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成のめっき層
本発明では、鋼板表面にめっき層を有する場合、質量％で、Ｆｅ：５．０％以上２０．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上１．０％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する一種または二種以上を合計で０％以上３０％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成のめっき層を有することが好ましい。めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層および電気亜鉛めっき層のいずれかが好ましい。
【００４０】
次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
【００４１】
本発明は、上記組成の鋼素材（スラブ）を連続鋳造機により鋳造し、鋳造した鋼素材の温度を１０００℃以上で維持しつつ、スラブカットの時点から１時間以内で粗圧延を開始し、８００℃以上の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延終了後、７２０℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後に熱延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、焼鈍工程とを備える。焼鈍工程については、前記冷間圧延工程後の冷延板を７５０℃以上８５０℃以下の焼鈍温度で加熱し、次いで６８０℃まで平均冷却速度が５℃／ｓ以上で冷却する、もしくは、前記冷間圧延工程後の冷延板を６００℃以上６８０℃未満の焼鈍温度で箱焼鈍する。
【００４２】
本発明において、鋼の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましい。
【００４３】
まず、熱間圧延の製造方法について説明する。
【００４４】
連続鋳造機により鋳造し、鋳造した鋼素材の温度を１０００℃以上で維持しつつ、スラブカットの時点から１時間以内で粗圧延を開始する
ＣおよびＮｂは鋳造後、室温まで冷却され、再度加熱される過程で粗大な炭化物として粒子成長する。ＣおよびＮｂが多量に含まれる場合には、これらはスラブ加熱工程で溶解することができず、所望の炭化物の個数密度を得ることができない。そのため、本発明では、連続鋳造機により鋳造した鋼素材（スラブ）は１０００℃以上を維持しつつ、スラブカットの時点から１時間以内で粗圧延を開始する必要がある。ここで、１０００℃以上としたのは、スラブが１０００℃未満にまで温度が低下した場合、Ｎｂを含む炭化物の析出駆動力が上昇し、炭化物が析出、粒子成長するためである。また、スラブカットの時点から１時間以内に粗圧延を開始するとしたのは、１時間を超えるとスラブ温度が１０００℃以上であってもＮｂを含む炭化物が析出、粒子成長するためである。好ましくは、１１００℃以上を維持しつつ、スラブカットの時点から４０分以内に粗圧延を開始する。
【００４５】
仕上げ圧延温度：８００℃以上
仕上げ圧延温度が８００℃を下回ると、仕上げ圧延中にフェライト変態が開始してフェライト粒が伸展された組織となり、機械的性質が極端に異なる部分が生じる。これは冷間圧延時の板厚精度に悪化し、製造時に破断トラブルの原因となる。したがって、仕上げ圧延温度は８００℃以上とする。好ましくは８２０℃以上である。なお、製造ラインの制約から、仕上げ圧延温度は１０００℃以下が好ましい。
【００４６】
巻取温度：７２０℃以下
巻取温度が７２０℃を上回るとＮｂを含む炭化物が粗大化し、本発明で求める炭化物の個数密度が得られなくなる。そのため、巻取温度は７２０℃以下とした。好ましくは６８０℃以下である。なお、板形状の点から、巻取温度は３５０℃以上が好ましい。
【００４７】
前記熱間圧延工程後に熱延板を冷間圧延する冷間圧延工程
所望の板厚を得るため、熱間圧延工程後の熱延板に冷間圧延を施す必要がある。冷間圧延率に制約はないものの、製造ラインの制約から、冷間圧延率は２０〜８０％が好ましい。
【００４８】
冷間圧延工程後の冷延板を７５０℃以上８５０℃以下の焼鈍温度で加熱
冷間圧延によって失った延性を焼鈍工程で回復させる必要がある。連続焼鈍の場合、７５０℃を下回る焼鈍では、ほとんど回復しない。転位が回復されない場合、延性が著しく低下した状態であるうえ、可動転位が非常に多い状態であるため、耐疲労性が低下する。一方、８５０℃を上回る焼鈍では、フェライトからオーステナイトへの変態が進行し、炭化物の粗大化が進行する。以上から、焼鈍工程の焼鈍温度を７５０℃以上８５０℃以下とした。
【００４９】
６８０℃以下まで平均冷却速度が５℃／ｓ以上で冷却する
高温で鋼板を保持した場合、Ｎｂを含む炭化物が粗大化するため、延性を回復させた後はただちに炭化物が粗大化しない温度域まで冷却する必要がある。炭化物が粗大化しないようにするには、６８０℃以下まで平均冷却速度が５℃／ｓ以上で冷却すれば良い。好ましくは、５８０℃以下まで平均冷却速度１０℃／ｓ以上である。本発明における平均冷却速度は、（冷却開始温度−冷却停止温度）／冷却時間により算出される。
【００５０】
なお、箱型焼鈍炉を用いる箱焼鈍の場合、平均冷却速度５℃／ｓ以上は得られないので、焼鈍温度を６８０℃未満に設定する必要がある。
なお、炭化物の粒子成長は時間にも影響されるため、６００℃から焼鈍温度までの範囲に保持される時間は下記（１）式を満たすことが好ましい。（１）式の左辺が２８０００以下であれば、炭化物の粗大化による悪影響が顕在化しない。そのため、降伏強さ１０００ＭＰａ以上、疲れ限度６５０ＭＰａ以上を得ようとする場合には、（１）式左辺を２８０００以下とすることが好ましい。より安定的に延性を回復させるには、（１）式左辺を２４０００以上とすることが望ましい。
【００５１】
【数１】
0006390573.tif 000002
【００５２】
なお、（１）式において、Ｔ：焼鈍温度（℃）、ｔ：焼鈍時間（ｓ）である。
【００５３】
また、冷却停止温度は６００℃以下の温度域であれば本発明の鋼板の特性を変化させないので、冷却後の熱履歴は、特に規定しない。
【００５４】
本発明の冷延鋼板は、表面にめっき層を具えることができる。めっき層を付与するには、上記焼鈍温度で焼鈍後、めっき処理を行えば良い。本発明では、質量％で、Ｆｅ：５．０％以上２０．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上１．０％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する一種または二種以上を合計で０％以上３０％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成のめっき層を有していればよく、所望のめっき層を得るために適宜好ましい条件を採用すればよい。めっき層の種類としては、例えば、溶融亜鉛めっき等の亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき等の合金化亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層などが好適な例として挙げられる。なお、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、合金化処理の温度が６５０℃を超えなければ鋼板の特性は変化しない。
【実施例１】
【００５５】
以下に、本発明の実施例を説明する。
【００５６】
表１に示す組成を有する肉厚２５０ｍｍの鋼素材に、表２に示す熱延条件で熱延鋼板とし、冷間圧延率が１０％以上７０％以下の冷間圧延を施した。次いで、表２に示す条件で、箱型焼鈍炉（ＢＡＦ）、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）、もしくは連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）にて冷延鋼板（ＣＲ）、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、もしくは合金化溶融めっき鋼板（ＧＡ）を製造した。連続焼鈍溶融亜鉛めっきラインで浸漬するめっき浴（めっき組成：Ｚｎ−０．１３質量％Ａｌ）の温度は４６０℃であり、めっき付着量はＧＩ、ＧＡともに片面当たり４５〜６５ｇ／ｍ２とし、めっき層中に含有するＦｅ量は６〜１４質量％の範囲とした。
【００５７】
【表１】
0006390573.tif 000003
【００５８】
【表２】
0006390573.tif 000004
【００５９】
上記により得られた冷延鋼板から試験片を採取し、以下の方法で組織を観察し性能を評価した。
【００６０】
（ｉ）組織観察
冷延鋼板から、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう切り出し、板厚中心部を１％ナイタールで腐食現出し、走査型電子顕微鏡で２０００倍に拡大して板厚１／４ｔ位置（ｔ：板厚）を１０視野分撮影した。マルテンサイト相は粒内に炭化物が認められず、フェライト相よりも白いコントラストで観察される組織である。観察視野面積に対し、マルテンサイト相が占める面積をその面積率とした。
【００６１】
板厚中央部に生じるＭｎの偏析幅は、加速電圧は１５ｋＶ、ビーム径は０．５μｍとした電子線マイクロアナライザで求めた。具体的には、鋼板表面幅中央から板厚方向に１／４ｔ位置（ｔは鋼板の厚み）のスペクトル強度をバックグラウンドとしたとき、板厚中心部（鋼板表面中央から板厚方向に１／２ｔ位置）におけるスペクトル強度がバックグラウンドの１．５倍以上の部分を偏析部とし、偏析部とされたピークについて、バックグラウンドとされたピークのピーク高さの１．５倍の位置におけるピーク幅の合計を測定した。
【００６２】
鋼板表面を化学研磨により、鋼板表面から板厚方向に０．３μｍ減厚したサンプルに対し、Ｘ線回折分析を行い、残留オーステナイト量を求めた。残留オーステナイトの分率はＭｏ−Ｋａ線によって測定された（２００）α、（２１１）α、（２００）γ、（２２０）γ、（３１１）γ回折ピークの積分強度より計算した。
【００６３】
Ｎｂを含む炭化物の個数密度については、透過型電子顕微鏡を用いて測定した。鋼板の板厚方向中央部を観察対象とし、３０００００倍に拡大し、観察された析出物に対し、ＴＥＭに付帯するエネルギー分散型Ｘ線分析装置を使用してＮｂを含む炭化物を識別し、ランダムに５視野選択して個数密度を求めた。
【００６４】
（ｉｉ）引張試験
得られた鋼板から圧延方向に対して垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を５回行い、平均の降伏強さ（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を求めた。
【００６５】
（ｉｉｉ）疲労試験
試験片長手方向が圧延方向に対して垂直方向となるようにＪＩＳ  Ｚ  ２２７５で定める１号試験片（試験片幅２０ｍｍ、試験片形状記号１−２０）を作製し、周波数３０Ｈｚ、最大繰り返し数１０７回、応力比が−１の両振り疲労試験において、疲れ限度を求めた。本発明で求める疲れ限度は６５０ＭＰａ以上とした。
【００６６】
以上により得られた結果を表３に示す。
【００６７】
【表３】
0006390573.tif 000005
【００６８】
本発明例はいずれも、降伏強さ１０００ＭＰａ以上で良好な耐疲労性が得られていることがわかる。一方、本発明の範囲を外れる比較例の多くは降伏強さが１０００ＭＰａ以上に到達していないか、耐疲労性が良好な鋼板が得られていない。