(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、Ｔｉ：０．０８％以上２．０％以下、Ｖ：０．０１％以上１．０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
下記の方法で測定される板厚中央部に生じるＭｎの偏析幅が１μｍ以下であり、Ｔｉを含む炭化物の個数密度が２．３×１０２２個／ｍ３以上であり、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％以下である鋼組織と、を有し、
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。
（測定方法）
電子線マイクロアナライザを用いて鋼板表面幅中央から板厚方向にＭｎのスペクトル強度を分析し、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（鋼板表面幅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前記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する。
【請求項２】
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、Ｔｉ：０．２２％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る成分組成と、
下記の方法で測定される板厚中央部に生じるＭｎの偏析幅が１μｍ以下であり、Ｔｉを含む炭化物の個数密度が２．３×１０２２個／ｍ３以上であり、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％以下である鋼組織と、を有し、
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。
（測定方法）
電子線マイクロアナライザを用いて鋼板表面幅中央から板厚方向にＭｎのスペクトル強度を分析し、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（鋼板表面幅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前記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する。
【請求項３】
前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｖ：０．０１％以上１．０％以下を含有する請求項２に記載の冷延鋼板。
【請求項４】
前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｂ、Ｚｒ、Ｙ、ＲＥＭ、Ｈｆ、ＴａおよびＷの一種または二種以上を、合計で０．０００１％以上０．１％以下含有する請求項１〜３のいずれかに記載の冷延鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかに記載の冷延鋼板と、
該冷延鋼板上に、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およびＲＥＭから選択する一種または二種以上を合計で０〜３０％含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成を有するめっき層と、を備えるめっき鋼板。
【請求項６】
前記めっき層が、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請求項５に記載のめっき鋼板。
【請求項７】
請求項１〜４のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法であって、
請求項１〜４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、スラブ切断後、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℃以下まで加熱し、６８０℃まで平均冷却速度が５℃／ｓ以上で冷却する連続焼鈍工程と、を有する冷延鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項１〜４のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法であって、
請求項１〜４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、スラブ切断後、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℃未満まで加熱し、冷却する箱焼鈍工程と、を有する冷延鋼板の製造方法。
【請求項９】
請求項７又は８に記載された冷延鋼板の製造方法で得られた冷延鋼板上に、質量％で、Ｆｅ：５．０〜２０．０％、Ａｌ：０．００１〜１．０％を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、ＢｉおよびＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０〜３０％含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなるめっき層を形成するめっき工程を有するめっき鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記めっき層が、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請求項９に記載のめっき鋼板の製造方法。
【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、めっき鋼板およびこれら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。高強度鋼板を用いる場合、一般に、低強度鋼板よりも薄い鋼板が用いられる。このため、鋼板には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知られている。粒子分散強化は有用な強化方法であるものの、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い。そこで、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、フェライトの平均粒径を２０μｍ以下に制限し、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、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、Ｍｎ含有量が１．３質量％以上のＭｎであり、中心偏析の問題を避けられない。そのうえ、特許文献１の鋼板に含まれる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くなるという問題がある。
【００１１】
特許文献２で提案された技術では、２０ｎｍ以下の炭化物の個数を規定している。１０ｎｍ以上の炭化物は強度上昇の寄与が小さい。そのため、特許文献２で提案される高強度冷延鋼板は実質的に焼き戻しマルテンサイトによる強化が主体である。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った。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、マルテンサイトおよびベイナイトによって強度を得ていると考えられる。ベイナイトおよびマルテンサイトは焼鈍後の熱履歴の感受性が強く、特許文献２と同様に、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、焼鈍温度を６００℃という極めて低温に設定しなければ、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、上記課題を解決するためになされたものであり、その目的は、高強度かつ優れた耐疲労性を有する冷延鋼板、めっき鋼板およびこれらの製造方法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以上の冷延鋼板もしくはめっき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。第一に、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Ｔｉを多量に含有させる必要があるものの、これらを多量に含有すると、熱延工程前のスラブ（鋼素材）加熱工程で粗大な炭化物が残存し、これらを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。第二に、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へ変態した場合、Ｔｉ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の含有量を制限し、特許文献１とは異なりＭｏを含有しないことが有効であることが判明した。一方、焼鈍中、微細な炭化物が消失し粗大な炭化物を形成する問題に関しては、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。また、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（Ｔｉを含む炭化物の個数密度）に着目した結果、強い相関が得られることがわかった。
【００１７】
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。
【００１８】
［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、Ｔｉ：０．２２％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る成分組成と、下記の方法で測定される板厚中央部に生じるＭｎの偏析幅が１μｍ以下であり、Ｔｉを含む炭化物の個数密度が２．３×１０２２個／ｍ３以上であり、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％以下である鋼組織と、を有し、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。
（測定方法）
電子線マイクロアナライザを用いて鋼板表面幅中央から板厚方向にＭｎのスペクトル強度を分析し、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（鋼板表面幅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前記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する。
【００１９】
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｖ：０．０１％以上１．０％以下を含有する［１］に記載の冷延鋼板。
【００２０】
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｂ、Ｚｒ、Ｙ、ＲＥＭ、Ｈｆ、Ｔａおよび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［１］または［２］に記載の冷延鋼板。
【００２１】
［４］［１］〜［３］のいずれかに記載の冷延鋼板と、該冷延鋼板上に、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およびＲＥＭから選択する一種または二種以上を合計で０〜３０％含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成を有するめっき層と、を備えるめっき鋼板。
【００２２】
［５］前記めっき層が、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［４］に記載のめっき鋼板。
【００２３】
［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、スラブ切断後、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℃以下まで加熱し、６８０℃まで平均冷却速度が５℃／ｓ以上で冷却する連続焼鈍工程と、を有する冷延鋼板の製造方法。
【００２４】
［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、スラブ切断後、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℃未満まで加熱し、冷却する箱焼鈍工程と、を有する冷延鋼板の製造方法。
【００２５】
［８］［６］又は［７］に記載された冷延鋼板の製造方法で得られた冷延鋼板上に、質量％で、Ｆｅ：５．０〜２０．０％、Ａｌ：０．００１〜１．０％を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、ＢｉおよびＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０〜３０％含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなるめっき層を形成するめっき工程を有するめっき鋼板の製造方法。
【００２６】
［９］前記めっき層が、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［８］に記載のめっき鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２７】
本発明によれば、自動車の構造部材等の使途に好適な、良好な耐疲労性を有する高強度冷延鋼板および高強度めっき鋼板が得られ、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。
【００２８】
また、本発明では、Ｍｏ：０．０５〜０．５質量％を含まないため、焼鈍温度の許容範囲が極めて狭くなる問題は生じない。
【発明を実施するための形態】
【００２９】
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
【００３０】
本発明の冷延鋼板の成分組成は、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、Ｔｉ：０．２２％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る。
【００３１】
本発明の冷延鋼板の成分組成は、さらに、質量％で、Ｖ：０．０１％以上１．０％以下を含有してもよい。
【００３２】
また、本発明の冷延鋼板の成分組成は、さらに、質量％で、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｂ、Ｚｒ、Ｙ、ＲＥＭ、Ｈｆ、ＴａおよびＷの一種または二種以上を、合計で０．０００１％以上０．１％以下含有してもよい。
【００３３】
以下、上記成分組成に含まれる元素の含有量の限定理由について説明する。含有量の説明における「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
【００３４】
Ｃ：０．１０％以上０．５０％以下
Ｃは、Ｔｉ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、Ｃ含有量を少なくとも０．１０％とする必要がある。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。望ましくは０．１６％以上０．４５％以下である。
【００３５】
Ｓｉ：２．０％以下
Ｓｉは固溶強化により、高強度化に寄与するうえ、フェライトからフェライトへの変態温度を上昇させ、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はＳｉ含有量は０．１％以上が好ましい。一方で、過度にＳｉを含有すると化成処理性やめっき性低下の悪影響が顕在化する。本発明でのＳｉ含有量上限は２．０％以下とした。望ましくは１．５％以下である。下限は特に定めないが、０．０１％のＳｉは不可避的に鋼中に混入する場合がある。
【００３６】
Ｍｎ：０．９％以下
Ｍｎは、フェライトからオーステナイトへの変態温度を低下させる。このため、Ｍｎ含有量が多くなるほど、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。また、Ｍｎは再結晶温度を上昇させるため、延性低下の原因となるうえ、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、Ｍｎ含有量を０．９％にまで低減する必要があるため、Ｍｎ含有量上限を０．９％とした。望ましくは、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、この効果を得るためには、Ｍｎ含有量を０．１％以上にすることが好ましい。
【００３７】
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。このため、Ｐ含有量は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％まで許容できる。Ｐ含有量は０．０３％以下が好ましい。Ｐ含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、０．００１％は不可避的に混入する場合がある。
【００３８】
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％以下である。Ｓ含有量は、極力低減する方が望ましいが、製造上、０．０００１％は不可避的に混入する場合がある。
【００３９】
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、Ａｌ含有量は０．０２％以上となる。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。
【００４０】
Ｎ：０．００８％以下
ＮはＴｉと結合し、粗大な窒化物を形成する。窒化物を形成すると、高強度化に寄与するＴｉ含有量が少なくなるため、上記窒化物の形成は鋼板強度低下の原因となる。また、粗大な窒化物は耐疲労性を低下させるため、Ｎ含有量は極力低減することが好ましく、Ｎ含有量上限を０．００８％とした。Ｎ含有量は好ましくは０．００６％以下である。
【００４１】
Ｔｉ：０．２２％以上２．０％以下
Ｔｉ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Ｔｉ含有量を０．２２％とする必要がある。一方、Ｔｉ含有量が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ため、Ｔｉ含有量上限を２．０％とした。Ｔｉ含有量は０．２４％以上１．８％以下が好ましい。
【００４２】
以上が、本発明における基本組成であるが、上記した基本組成のＦｅの一部に変えて、下記を含有してもよい。
【００４３】
Ｖ：０．０１％以上１．０％以下
ＶはＴｉと同様、炭化物となっ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、Ｖを過度に含有した場合は、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、上記効果を得るためにＶを含有する場合は、Ｖの含有量を０．０１％以上１．０％以下とした。好ましくは、０．０５％以上０．８％以下とする。
【００４４】
Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｂ、Ｚｒ、Ｙ、ＲＥＭ、Ｈｆ、Ｔａおよび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、１種または２種以上の含有量が合計で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１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．０６％以下である。
【００４５】
上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、製造時に不可避的に混入する成分以外に、本発明の効果を害さない範囲で含まれる成分も含む。本発明の効果を害さない成分としては、Ｖ：０．０１％未満、上記Ｂ等の一種または二種以上の合計：０．０００１％未満が挙げられる。
【００４６】
続いて、本発明の冷延鋼板の鋼組織について説明する。本発明の冷延鋼板の鋼組織は、後述する方法で測定される板厚中央部に生じるＭｎの偏析幅が１μｍ以下であり、Ｔｉを含む炭化物の個数密度が２．３×１０２２個／ｍ３以上であり、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％以下であるである。
【００４７】
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し、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（鋼板表面幅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て計測する。偏析部とされたピークについて前記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する。上記ピークの幅の合計を偏析幅とする。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疲労特性が悪化するため、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。
【００４８】
Ｔｉ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による強度上昇効果は高まる。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。個数密度は、透過型電子顕微鏡の測定により特定する。なお、微細な炭化物が観察できるように３０，００００倍の倍率を選択する。また、少なくとも異なる結晶粒を対象に５視野観察するものとする。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。
【００４９】
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、マルテンサイトにより耐疲労性を高めることはできない。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、本発明鋼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）を合計で１．５％までとする。好ましくは、１．０％未満である。
【００５０】
マルテンサイト相、残留オーステナイト以外の相は、ベイナイト及びセメンタイトを合計で１．０％以下であり、残部はフェライト相である。
【００５１】
続いて、本発明のめっき鋼板について説明する。本発明のめっき鋼板は、上記冷延鋼板と、めっき層とを備える。当該めっき層は、質量％で、Ｆｅ：５．０〜２０．０％、Ａｌ：０．００１〜１．０％を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、ＢｉおよびＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０〜３０％含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成を有する。
【００５２】
また、めっき層は、溶融亜鉛めっき層、合金化された溶融亜鉛めっき層（合金化反応によって亜鉛めっき中に鋼中のＦｅが拡散してできたＦｅ−Ｚｎ合金を、主体として含むめっき層）であってもよい。また、めっき層は電気亜鉛めっき層であってもよい。
【００５３】
続いて、本発明の冷延鋼板の製造方法について説明する。
【００５４】
本発明の冷延鋼板の製造方法は、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、焼鈍工程とを有する。
【００５５】
熱間圧延工程とは、上記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、スラブ切断後、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工程である。
【００５６】
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。
【００５７】
熱間圧延工程では、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、スラブ切断後、１時間以内で粗圧延を開始する。
【００５８】
ＣおよびＴｉ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Ｔｉ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、スラブ切断後、１時間以内で粗圧延を開始する必要がある。ここで、鋼素材の温度を１０００℃以上としたのは、１０００℃未満に低下した場合、Ｔｉ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、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Ｔｉを含む炭化物が析出、粒子成長するためである。１１００℃以上を維持しつつ４０分以内に粗圧延を開始することが好ましい。
【００５９】
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。また、製造の制約から仕上げ圧延温度は、１０００℃以下が好ましい。
【００６０】
巻取り温度：７２０℃以下
巻取温度が７２０℃を上回るとＴｉ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所望の範囲にならなくなる。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。また、板形状の観点から巻取り温度は、３５０℃以上が好ましい。
【００６１】
上記熱間圧延工程後に、冷間圧延工程を行う。冷間圧延工程とは、熱間圧延工程後に熱延板を冷間圧延する工程である。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が、製造ラインの制約から、冷間圧延率は２０％以上８０％以下とされる。
【００６２】
上記冷間圧延後に焼鈍工程を行う。焼鈍工程とは、冷間圧延工程後の冷延板を６５０℃以上８５０℃以下まで加熱し、６８０℃以下まで平均冷却速度が５℃／ｓ以上で冷却する工程である。
【００６３】
７５０℃以上８５０℃以下で加熱（連続焼鈍の場合）
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。７５０℃以上８５０℃以下の加熱温度は焼鈍温度であり、連続焼鈍の場合、焼鈍温度が７５０℃を下回る焼鈍では、失った延性が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、耐疲労性が低下し、所望の疲れ限度が得られない。一方、焼鈍温度が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、焼鈍工程の加熱温度を７５０℃以上８５０℃以下とした。
【００６４】
６８０℃まで平均冷却速度が５℃／ｓ以上で冷却（連続焼鈍の場合）
高温で鋼板を焼鈍した場合、Ｔｉを含む炭化物が粗大化するため、焼鈍で延性を回復させた後は直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、少なくとも６８０℃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。また、上記「直ちに」とは、焼鈍工程の加熱後１０秒以内を意味する。平均冷却速度とは（（冷却開始温度）−（冷却停止温度））／冷却時間により算出される値を意味する。
【００６５】
上記冷却の冷却停止温度は６８０℃以下であり、好ましくは５８０℃以下である。６５０℃以下の温度域であれば、本発明鋼の特性を変化させないので、冷却後の熱履歴は、特に規定する必要はない。
【００６６】
６００℃以上６８０℃未満で加熱（箱焼鈍の場合）
箱形焼鈍炉は平均冷却速度が５℃／ｓ以上が得られないので、焼鈍温度を６８０℃未満に設定する必要がある。箱形焼鈍は、連続焼鈍よりも焼鈍時間が長く、６００℃以上であれば延性が回復するため、焼鈍温度下限を６００℃とした。好ましくは、６２０℃以上６７０℃以下である。
【００６７】
また、炭化物の粒子成長は時間にも影響されるため、６５０℃から焼鈍温度（Ｔ（℃））までの範囲に滞留される滞留時間（ｔ（ｓｅｃ））は（１）式を満たすことが好ましい。（１）式左辺が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範囲である。そのため、降伏強さ１１００ＭＰａ以上、疲れ限度７００ＭＰａ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。
【００６８】
【数１】
0006390572.tif 000002
【００６９】
続いて、本発明のめっき鋼板の製造方法について説明する。めっき鋼板の製造方法は、上記焼鈍工程後に、めっき工程を備える。
【００７０】
めっき工程とは、質量％で、Ｆｅ：５．０〜２０．０％、Ａｌ：０．００１％〜１．０％を含有し、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、ＢｉおよびＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計０〜３０％を含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなるめっき層を、上記の方法で得られた冷延鋼板の表面に形成する工程である。めっき処理の方法は特に限定されず、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき等の一般的な方法を採用すればよく、条件も適宜設定すればよい。また、溶融亜鉛めっき後に加熱する合金化処理を行ってもよい。
【００７１】
例えば、めっき処理として、自動車用鋼板に多用される溶融亜鉛めっきを行う場合には、上記焼鈍を連続溶融めっきラインで行い、焼鈍後の冷却に引き続いて溶融亜鉛めっき浴に冷延鋼板を浸漬して、表面に亜鉛めっき層を形成すればよい。また、上記亜鉛めっき後に、必要に応じて、めっき層の合金化処理を行ってもよい。合金化処理における加熱温度は、特性を変化させない観点から６５０℃以下にする必要がある。
【実施例１】
【００７２】
以下に、本発明の実施例を説明する。
【００７３】
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（ＢＡＦ）、連続焼鈍（ＣＡＬ）、もしくは連続焼鈍溶融（ＣＧＬ）めっきを施し、冷延鋼板（ＣＲ材）、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ材）、もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ材）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。
【００７４】
【表１】
0006390572.tif 000003
【００７５】
【表２】
0006390572.tif 000004
【００７６】
上記により得られた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき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。
【００７７】
（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、鋼板表面中央から板厚方向に１／４ｔ位置（ｔは鋼板厚み）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。
【００７８】
板厚中央部に生じるＭｎの偏析幅を、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の半値幅の合計を測定した。
【００７９】
鋼板表面を化学研磨により、鋼板表面中央から板厚方向に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γ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。
【００８０】
Ｔｉを含む炭化物の個数密度を、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、集束イオンビーム装置を用いて膜厚５０ｎｍのサンプルを作製し、３００，０００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Ｔｉを含む炭化物を識別した。また、上記観察結果と膜厚を用いて、観察視野面積に対するＴｉを含む炭化物の個数を膜厚で割ることで個数密度を導出した。
【００８１】
（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回行った。本試験で得られたＴＳ、ＹＳ、Ｅｌを表３に示した。なお、表３に記載の値は５回の試験の結果の平均値である。
【００８２】
（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）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。結果を表３に示した。本発明で求める疲れ限度は６５０ＭＰａ以上とした。
【００８３】
【表３】
0006390572.tif 000005
【００８４】
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鋼組織を有する比較例の多くは降伏強さが１０００ＭＰａ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。