WO2017168958A1 - 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法 - Google Patents

薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法 Download PDF

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船川　義正
義彦 小野
長谷川　寛
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Definitions

  • the present invention relates to a thin steel plate and a plated steel plate, a hot rolled steel plate manufacturing method, a cold rolled full hard steel plate manufacturing method, a thin steel plate manufacturing method, and a plated steel plate manufacturing method.
  • Patent Document 1 discloses DP steel having high ductility
  • Patent Document 2 discloses DP steel having excellent stretch flange formability as well as ductility.
  • Such DP steel has a problem that fatigue characteristics are inferior because it has a composite structure of a hard phase and a soft phase as a basic structure, which is an obstacle to practical use in a portion where fatigue characteristics are required. It was.
  • JP 58-22332 A Japanese Patent Laid-Open No. 11-350038 JP 2004-149812 A JP 11-199973 A
  • Patent Document 3 and Patent Document 4 have a tensile strength (TS) of 1100 MPa or less, and higher strength is required to reduce the weight of automobiles.
  • TS tensile strength
  • This invention is made
  • providing a plated steel sheet plated with the thin steel sheet a method for producing a hot-rolled steel sheet necessary for obtaining the thin steel sheet, a method for producing a cold-rolled full hard steel sheet, and a method for producing a plated steel sheet are also provided. Objective.
  • the present inventors have conducted extensive research from the viewpoint of the composition and microstructure of the steel sheet. It was. As a result, it was found that a decrease in the average solid solution Mn concentration in the ferrite on the surface layer of the steel layer reduces the fatigue characteristics of a steel plate having a TS1180 MPa or higher.
  • the fatigue strength of steel sheets is greatly affected by the surface layer of the steel, and it is known that strengthening the surface ferrite is effective in improving the fatigue characteristics of the steel sheet, particularly in a composite structure steel containing ferrite, which is a soft phase.
  • a strengthening of ferrite solid solution strengthening with Mn etc. is a typical strengthening method, but Mn is an element that is more easily oxidized than Fe, and external oxidation or near the steel sheet surface layer during winding or annealing of hot rolling.
  • a Mn-based oxide is formed by internal oxidation, and as a result, the solid solution Mn concentration in the ferrite decreases.
  • Such a decrease in the solid solution Mn concentration in the ferrite in the vicinity of the surface layer of the base metal lowers the fatigue properties of the steel sheet, and the decrease is particularly remarkable in a steel sheet having a TS of 1180 MPa or more.
  • the present inventors determined the average solid solution Mn concentration in the ferrite of the surface iron surface layer (in the present invention, the region from the surface of the iron surface to a depth of 0.5 ⁇ m). It has been found that the fatigue resistance is greatly improved by setting it to 60% or more of the average solid solution Mn concentration in the ferrite at the 1/4 position.
  • the present invention is based on the above-described knowledge, and its configuration is as follows.
  • C 0.08% to 0.3%
  • Si 1.0% or less
  • Mn 2.0% to 3.5%
  • P 0.1% or less
  • S 0.01% or less
  • Al 0.01% or more and 0.1% or less
  • N 0.015% or less
  • the area ratio of martensite is 50% or more and 90% or less
  • the total area ratio of ferrite and bainite is 10 to 50%
  • the average solid solution Mn concentration in the ferrite in the region from the surface of the iron core to a depth of 0.5 ⁇ m Has a steel structure that is 60% or more of the average solid solution Mn concentration in the ferrite at a thickness of 1/4.
  • the component composition further contains at least one selected from Ti: 0.01% to 0.2% and Nb: 0.01% to 0.2% by mass%.
  • the component composition further includes, in mass%, Cr: 0.05% to 1.0%, Mo: 0.05% to 1.0%, V: 0.01% to 1.0%
  • the component composition further contains at least one selected from Ca: 0.001% to 0.005% and Sb: 0.003% to 0.03% by mass%.
  • [6] A plated steel sheet comprising a plated layer on the surface of the thin steel sheet according to any one of [1] to [5].
  • [7] A plated steel sheet, wherein the plated layer according to [6] is a hot-dip galvanized layer.
  • [8] A plated steel sheet, wherein the hot dip galvanized layer according to [7] is an alloyed hot dip galvanized layer.
  • Hot rolling wherein the steel slab having the composition according to any one of [1] to [5] is hot-rolled at a coiling temperature of 350 ° C. or higher and 550 ° C. or lower. A method of manufacturing a steel sheet.
  • a method for producing a cold-rolled full hard steel sheet wherein the hot-rolled steel sheet obtained by the production method according to [9] is cold-rolled at a cold reduction rate of 30 to 95%.
  • the cold-rolled full hard steel sheet obtained by the production method according to [10] is heated to 800 to 900 ° C. at an average heating rate at 500 to 750 ° C. of 20 ° C./s or less and held for 10 seconds or more. At that time, annealing is performed with a dew point in a temperature range of 750 ° C. or higher set to ⁇ 40 ° C. or lower, and then cooled to 550 ° C. or lower at an average cooling rate of 3 ° C./s or higher.
  • an alloying treatment is further performed in a temperature range of 480 to 560 ° C. for 5 to 60 seconds after the hot dip galvanizing treatment.
  • FIG. 1 shows the relationship between FL / TS and the ratio of the average solid solution Mn concentration in ferrite in the region from the surface of the iron core to the depth of 0.5 ⁇ m with respect to the average solid solution Mn concentration in the ferrite at the 1/4 position FIG.
  • the present invention is a thin steel plate and a plated steel plate, a method for producing a hot-rolled steel plate, a method for producing a cold-rolled full hard steel plate, a method for producing a thin steel plate, and a method for producing a plated steel plate.
  • the thin steel sheet according to the present invention is made from a steel material such as a slab, and becomes a thin steel sheet through a manufacturing process of becoming a hot-rolled steel sheet and a cold-rolled full hard steel sheet. Furthermore, the plated steel sheet of the present invention is plated with the above thin steel sheet to become a plated steel sheet.
  • the manufacturing method of the hot-rolled steel sheet of the present invention is a manufacturing method until obtaining the hot-rolled steel sheet in the above process.
  • the method for producing a cold-rolled full hard steel plate according to the present invention is a method for obtaining a cold-rolled full hard steel plate from a hot-rolled steel plate in the above process.
  • the method for producing a thin steel plate according to the present invention is a method for obtaining a thin steel plate from a cold-rolled full hard steel plate in the above process.
  • the method for producing a plated steel sheet according to the present invention is a method for obtaining a plated steel sheet from a thin steel sheet in the above process.
  • the component compositions of hot-rolled steel sheet, cold-rolled full hard steel sheet, thin steel sheet, and plated steel sheet are common, and the steel structures of thin steel sheet and plated steel sheet are common.
  • a hot-rolled steel plate, a thin steel plate, a plated steel plate, and a manufacturing method are common.
  • composition of thin steel plate and plated steel plate is mass%, C: 0.08% or more and 0.3% or less, Si: 1.0% or less, Mn: 2.0% or more and 3.5% or less, P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.01% or more and 0.1% or less, N: 0.015% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities.
  • the component composition may contain at least one selected from Ti: 0.01% to 0.2% and Nb: 0.01% to 0.2% by mass.
  • the above component composition is in mass%, Cr: 0.05% to 1.0%, Mo: 0.05% to 1.0%, V: 0.01% to 1.0%. It may contain at least one selected.
  • the above component composition may contain B: 0.0003% or more and 0.005% or less in mass%.
  • the component composition may contain at least one selected from Ca: 0.001% to 0.005% and Sb: 0.003% to 0.03% in mass%.
  • % representing the content of a component means “% by mass”.
  • C 0.08% or more and 0.3% or less C is an essential element for generating martensite and securing a desired strength, and for that purpose, 0.08% or more is necessary. On the other hand, if it exceeds 0.3%, the weldability is reduced. Therefore, the C content is limited to a range of 0.08% to 0.3%.
  • the lower limit is preferably 0.1% or more.
  • the upper limit is preferably 0.25% or less.
  • Si 1.0% or less Si is an element effective for strengthening steel. However, when the Si content exceeds 1.0%, chemical conversion treatment properties and plating properties are deteriorated. Therefore, the Si content is 1.0% or less. Preferably it is 0.6% or less, More preferably, it is 0.5% or less.
  • Mn 2.0% or more and 3.5% or less
  • Mn is an element effective for strengthening steel, and is required to be 2.0% or more to ensure a desired strength. On the other hand, if the content exceeds 3.5%, weldability and formability are reduced. Therefore, the Mn content is 2.0% or more and 3.5% or less.
  • the lower limit is preferably 2.2% or more.
  • the upper limit is preferably 2.8% or less.
  • P 0.1% or less P is an element effective for strengthening steel, but if it exceeds 0.1% and is contained excessively, workability and toughness are reduced. Therefore, the P content is 0.1% or less.
  • S 0.01% or less Since S becomes inclusions such as MnS and causes a decrease in moldability, it is preferable to be as low as possible. However, from the viewpoint of manufacturing cost, the S content is 0.01% or less.
  • Al acts as a deoxidizer and is an element effective for the cleanliness of steel, and is preferably contained in the deoxidation step.
  • the Al content is less than 0.01%, the effect is poor, so the lower limit is made 0.01%.
  • the Al content is 0.1% or less.
  • the N content is 0.015% or less.
  • the N content is 0.010% or less.
  • the thin steel plate and the plated steel plate in the present invention have the above-described component composition as a basic component.
  • At least one selected from Ti and Nb may be contained.
  • Ti and Nb are contained for the purpose of increasing the strength of the steel by precipitation strengthening.
  • the lower limit of each element content is preferably set to 0.01%.
  • the upper limit of each element content is preferably 0.2%.
  • the Ti content the lower limit is more preferably 0.03% or more, and the upper limit is more preferably 0.1% or less.
  • the Nb content the lower limit is more preferably 0.03% or more, and the upper limit is more preferably 0.1% or less.
  • it may contain at least one selected from Cr, Mo, and V.
  • Cr: 0.05% to 1.0%, Mo: 0.05% to 1.0%, V: 0.01% to 1.0% Cr, Mo, V increase the hardenability, It is an effective element for strengthening steel. The effect is obtained when Cr: 0.05% or more, Mo: 0.05 or more, and V: 0.01% or more. However, if it exceeds Cr: 1.0%, Mo: 1.0%, and V: 1.0%, respectively, the moldability deteriorates. Therefore, when these elements are contained, Cr: 0.05% to 1.0%, Mo: 0.05% to 1.0%, V: 0.01% to 1.0% It is preferable that About Cr content, a minimum is still more preferably 0.1% or more, and an upper limit is still more preferably 0.5% or less. For the Mo content, the lower limit is more preferably 0.1% or more, and the upper limit is more preferably 0.5% or less. Regarding the V content, the lower limit is more preferably 0.02% or more, and the upper limit is more preferably 0.5% or less.
  • B may be contained.
  • B 0.0003% or more and 0.005% or less B is an element having an effect of improving hardenability, and can be contained as necessary. Such an effect is obtained when the B content is 0.0003% or more. However, if it exceeds 0.005%, the effect is saturated and the cost is increased. Therefore, when it contains, it is 0.0003% or more and 0.005% or less.
  • the lower limit is more preferably 0.0005% or more.
  • the upper limit is more preferably 0.003% or less.
  • Ca 0.001% or more and 0.005% or less
  • Ca is an element effective for spheroidizing the shape of the sulfide and improving the adverse effect of the sulfide on the formability. In order to obtain this effect, 0.001% or more is necessary. However, excessive inclusion causes an increase in inclusions and causes surface and internal defects. Therefore, when it contains Ca, the content shall be 0.001% or more and 0.005% or less.
  • Sb 0.003% or more and 0.03% or less
  • Sb has an effect of suppressing the decarburization layer generated in the surface layer portion of the steel sheet and improving the fatigue characteristics.
  • the Sb content is preferably 0.003% or more.
  • the content shall be 0.003% or more and 0.03% or less.
  • the lower limit is more preferably 0.005% or more.
  • the upper limit is more preferably 0.01% or less.
  • the balance consists of Fe and inevitable impurities.
  • Martensite area ratio 50% or more and 90% or less Martensite works to increase the strength of steel.
  • the area ratio with respect to the entire steel plate needs to be 50% or more.
  • the area ratio of martensite is 50% or more and 90% or less.
  • Total area ratio of ferrite and bainite 10-50%
  • the total area ratio of ferrite and bainite needs to be 10% or more in terms of the area ratio relative to the entire steel sheet.
  • the total area ratio of ferrite and bainite is 10 to 50%.
  • the lower limit is preferably 20% or more.
  • the upper limit is preferably 40% or less, more preferably less than 40%, and still more preferably 38% or less.
  • phases other than the above may include phases such as retained austenite.
  • the average solid solution Mn concentration in the ferrite in the region from the ground surface to a depth of 0.5 ⁇ m is 60% or more of the average solid solution Mn concentration in the ferrite at the 1/4 position of the plate thickness. If the average solid solution Mn concentration in the ferrite in the region up to 5 ⁇ m is less than 60% with respect to the average solid solution Mn concentration in the ferrite at a thickness of 1/4, the desired fatigue characteristics cannot be obtained. Therefore, the average solid solution Mn concentration in the ferrite in the region from the surface of the ground iron to a depth of 0.5 ⁇ m is set to 60% or more of the average solid solution Mn concentration in the ferrite at the position of the plate thickness 1 ⁇ 4. Preferably it is 80% or more. As described above, in order to suppress a decrease in the solid solution Mn concentration on the surface of the ground iron, it is necessary to control the coiling temperature in hot rolling and the dew point during annealing to appropriate conditions.
  • the component composition and steel structure of the thin steel sheet are as described above.
  • the thickness of the thin steel plate is not particularly limited, but is usually 0.7 to 2.3 mm.
  • the plated steel sheet of the present invention is a plated steel sheet provided with a plating layer on the thin steel sheet of the present invention.
  • the kind of plating layer is not specifically limited, For example, either a hot dipping layer and an electroplating layer may be sufficient.
  • the plating layer may be an alloyed plating layer.
  • the plated layer is preferably a galvanized layer.
  • the galvanized layer may contain Al or Mg.
  • hot dip zinc-aluminum-magnesium alloy plating Zn—Al—Mg plating layer
  • the Al content is preferably 1% by mass or more and 22% by mass or less
  • the Mg content is preferably 0.1% by mass or more and 10% by mass or less.
  • Al plating etc. may be sufficient besides the above Zn plating.
  • the composition of the plating layer is not particularly limited and may be a general one.
  • a hot-dip galvanized layer having a plating adhesion amount of 20 to 80 g / m 2 on one side, and an alloyed hot-dip galvanized layer obtained by alloying it.
  • the Fe content in the plated layer is less than 7% by mass.
  • the Fe content in the plated layer is 7 to 15% by mass. %.
  • steel having the component composition described in the above “component composition of thin steel sheet and plated steel sheet” is melted in a converter or the like, and is formed into a slab by a continuous casting method or the like.
  • the slab is hot-rolled to form a hot-rolled steel sheet, and then pickled and cold-rolled to produce a cold-rolled full hard steel sheet that is continuously annealed.
  • annealing is performed in a continuous annealing line (CAL).
  • annealing is performed in a continuous hot dip galvanizing line (CGL).
  • the temperature is the steel sheet surface temperature unless otherwise specified.
  • the steel sheet surface temperature can be measured using a radiation thermometer or the like.
  • the average cooling rate is (surface temperature before cooling ⁇ surface temperature after cooling) / cooling time.
  • the production method for producing the steel slab is not particularly limited, and a known production method such as a converter or an electric furnace can be employed. Further, secondary refining may be performed in a vacuum degassing furnace. Then, it is preferable to use a slab (steel material) by a continuous casting method from the viewpoint of productivity and quality. Also, the slab may be formed by a known casting method such as ingot-bundling rolling or continuous slab casting.
  • Heating of steel slabs To hot-roll steel slabs, a method of rolling the slab after heating, a method of rolling directly after heating the slab after continuous casting, or applying a short heat treatment to the slab after continuous casting It can be done by rolling.
  • the slab heating temperature may be 1100 to 1320 ° C.
  • Hot rolling conditions are as follows: the rolling temperature during hot rolling is within the range of 350 ° C. or higher and 550 ° C. or lower, and the average in the ferrite in the region from the surface of the base iron to a depth of 0.5 ⁇ m.
  • the solute Mn concentration can be set to 60% or more of the average solute Mn concentration in the ferrite at the 1/4 position of the plate thickness.
  • the upper limit of the coiling temperature is preferably less than 500 ° C, more preferably 480 ° C or less.
  • the manufacturing method of the cold-rolled full hard steel plate of this invention is a manufacturing method of the cold-rolled full hard steel plate which cold-rolls the hot-rolled steel plate obtained with the said manufacturing method.
  • the cold rolling conditions require that the cold rolling reduction be 30% or more in order to generate recrystallized ferrite during annealing and ensure workability. However, if the cold rolling reduction exceeds 95%, the rolling load is excessively increased and the productivity is hindered. Therefore, the cold rolling reduction is set to 30 to 95%.
  • the lower limit is preferably 40% or more.
  • the upper limit is preferably 70% or less.
  • the method for producing a thin steel plate according to the present invention comprises heating the cold-rolled full hard steel plate obtained by the above production method to 800 to 900 ° C. at an average heating rate at 500 to 750 ° C. of 20 ° C./s or less and holding it for 10 seconds or more.
  • the annealing is performed with the dew point in the temperature range of 750 ° C. or higher set to ⁇ 40 ° C. or lower, and then cooled to 550 ° C. or lower at an average cooling rate of 3 ° C./s or higher.
  • the average heating rate at 500 to 750 ° C is 20 ° C / s or less If the average heating rate at 500 to 750 ° C exceeds 20 ° C / s, recovery and recrystallization during heating become insufficient, and it is introduced into the steel sheet by cold rolling. The rearranged dislocations remain. As a result, oxidation of Mn and Si in the vicinity of the steel sheet surface layer is promoted, so that the solid solution Mn concentration and Si concentration in the ferrite in the vicinity of the surface layer are reduced, and the fatigue characteristics of the steel sheet are deteriorated. Therefore, the average heating rate at 500 to 750 ° C. is set to 20 ° C./s or less. Preferably it is 15 degrees C / s or less.
  • Heating to 800 to 900 ° C. and holding for 10 seconds or more When the heating temperature is less than 800 ° C. or the holding time is less than 10 seconds, re-austeniteization becomes insufficient and the desired martensite amount cannot be obtained after annealing. On the other hand, when the temperature exceeds 900 ° C., oxidation of Mn and Si occurs on the surface layer, and the fatigue characteristics deteriorate. Therefore, the heating condition is 800 to 900 ° C. for 10 seconds or longer. Preferably, the temperature is 830 to 880 ° C. for 30 seconds or longer.
  • the dew point in the temperature range of 750 ° C or higher is -40 ° C or lower.
  • the oxygen potential in the annealing process is lowered.
  • the amount is reduced.
  • oxidation of these elements in the vicinity of the steel sheet surface layer is suppressed, and works effectively in improving fatigue characteristics. Since such an effect is obtained when the dew point is ⁇ 40 ° C. or lower, the dew point in the temperature range of 750 ° C. or higher is set to ⁇ 40 ° C. or lower. Preferably, it is ⁇ 55 ° C. or lower.
  • the lower limit of the dew point of the atmosphere is not particularly specified, but if it is less than ⁇ 80 ° C., the effect is saturated and disadvantageous in terms of cost, it is preferably ⁇ 80 ° C. or higher.
  • the temperature in the above temperature range is based on the steel sheet surface temperature. That is, when the steel sheet surface temperature is in the above temperature range, the dew point is adjusted to the above range.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly specified, but if the cooling rate is too high, the shape of the steel sheet is deteriorated, so that it is preferably 100 ° C./s or less.
  • the lower limit is more preferably 5 ° C./s or more.
  • the upper limit is more preferably 50 ° C./s or less.
  • the method for producing a plated steel sheet according to the present invention is a method for plating a thin steel sheet.
  • the plating process include a hot dip galvanizing process and a process of alloying after hot dip galvanizing.
  • a plating layer may be formed by electroplating such as Zn—Ni electroalloy plating, or hot dip zinc-aluminum-magnesium alloy plating may be performed.
  • Zn plating is preferable, but plating treatment using other metal such as Al plating may be used.
  • the plating treatment conditions are not particularly limited. However, when hot dip galvanization is performed, the alloying treatment conditions after hot dip galvanization are preferably 5 to 60 s in a temperature range of 480 to 560 ° C. If the temperature is less than 480 ° C. or the time is less than 5 s, the alloying of the plating does not proceed sufficiently. Conversely, if the temperature exceeds 560 ° C. or the time exceeds 60 s, the alloying proceeds excessively and the powdering properties of the plating are lowered. . Therefore, the alloying conditions are preferably 480 to 560 ° C. and 5 to 60 s. More preferably, it is 10 to 40 s at 500 to 540 ° C.
  • the condition of the hot dip galvanizing treatment was that the steel sheet was immersed in a plating bath having a bath temperature of 475 ° C., and then the amount of plating was variously adjusted by pulling up and gas wiping. Further, some steel plates were subjected to alloying treatment under the conditions shown in Table 2.
  • the steel plate obtained as described above was measured for tensile properties, fatigue properties, steel plate structure, and average solid solution Mn concentration in ferrite as follows.
  • Tensile properties were measured using a JIS No. 5 specimen taken from a direction perpendicular to the rolling direction of the steel sheet at a strain rate of 10 ⁇ 3 / s to measure tensile strength (TS) and elongation (El).
  • TS was 1180 MPa or higher
  • EL was 10% or higher.
  • Fatigue properties were determined by measuring the fatigue limit (FL) by a double-plane bending test method with a frequency of 20 Hz, and evaluating the fatigue properties by the ratio (FL / TS) to the tensile strength (TS). An FL / TS of 0.47 or more was accepted.
  • the cross-sectional structure of the steel sheet appears with a 1% nital solution, and the position of the plate thickness 1 ⁇ 4 (the position corresponding to one-fourth of the plate thickness from the surface) is scanned using a scanning electron microscope (SEM).
  • SEM scanning electron microscope
  • the average solid solution Mn concentration in the ferrite was measured by analyzing with TEM-EDS using a thin film cross-section sample processed by FIB. Measurement is performed at 10 points for each of the region from the steel plate surface to 0.5 ⁇ m and the plate thickness 1/4 position, and the average value is measured in the ferrite in the region from the surface of the steel plate to the depth of 0.5 ⁇ m.
  • board thickness 1/4 position was calculated
  • concentration was calculated
  • FIG. 1 shows the relationship between the ratio of the solid solution Mn concentration in the ferrite on the surface of the ground iron to the solid solution Mn concentration in the ferrite at the 1/4 position of the plate thickness and FL / TS.
  • the average solid solution Mn concentration in the ferrite in the region from the ground surface to the depth of 0.5 ⁇ m is 60% or more of the average solid solution Mn concentration in the ferrite at a thickness of 1/4.
  • FL / TS is 0.47 or more and has excellent fatigue characteristics.
  • the invention examples having a dew point of ⁇ 55 ° C. or lower have high FL / TS and are further excellent in fatigue characteristics.

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Abstract

自動車部品用素材として優れた耐疲労特性を有し、かつＴＳが１１８０ＭＰａ以上である薄鋼板とその製造方法、上記薄鋼板をめっきしためっき鋼板、上記薄鋼板を得るために必要な熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、めっき鋼板の製造方法を提供することを目的とする　質量％で、Ｃ：０．０８％以上０．３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以上３．５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎ：０．０１５％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、鋼板全体に対する面積率で、マルテンサイトの面積率が５０％以上９０％以下でフェライトとベイナイトの面積率の合計が１０～５０％であり、地鉄表面から深さ０．５μｍまでの領域のフェライト中の平均固溶Ｍｎ濃度が板厚１／４位置のフェライト中の平均固溶Ｍｎ濃度の６０％以上である鋼組織とを有することを特徴とする薄鋼板。

Description

薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
　本発明は、薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法に関するものである。
　近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となってきている。しかしながら、鋼板の高強度化は延性の低下、即ち成形加工性の低下を招くことから、高強度と高加工性を併せ持つ材料の開発が望まれている。このような要求に対して、これまでにフェライト、マルテンサイト二相鋼（ＤＰ鋼）が開発されてきた。
　例えば、特許文献１では高い延性を有するＤＰ鋼が開示されており、さらに特許文献２では延性だけでなく伸びフランジ成形性に優れたＤＰ鋼が開示されている。
　しかしながら、このようなＤＰ鋼は硬質相と軟質相の複合組織を基本組織としているため疲労特性が劣るという問題点を有しており、疲労特性が必要となる部位での実用化に対する障害となっていた。
　このような問題に対して、特許文献３にはＴｉおよびＮｂを多量に添加して焼鈍時のフェライトの再結晶を抑制してＡ３変態点以上の温度まで加熱した後、冷却時にフェライト－オーステナイトの二相域で６０秒以上保持後Ｍｓ点以下まで冷却することで、微細なＤＰ組織とし、ＤＰ鋼の耐疲労特性を向上させる技術を開示している。また、特許文献４には成分組成を適正範囲に調整し、組織をフェライトを主相としマルテンサイトまたはマルテンサイトおよび残留オーステナイトを第２相とする複合組織とし、フェライト中のＣｕ粒子のサイズを規定した疲労特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法が提案されている。
特開昭５８－２２３３２号公報 特開平１１－３５００３８号公報 特開２００４－１４９８１２号公報 特開平１１－１９９９７３号公報
　しかしながら、特許文献３や特許文献４に記載の鋼板は引張強度（ＴＳ）が１１００ＭＰａ以下であり、自動車の軽量化にはさらなる高強度化が必要である。
　本発明は上記実情に鑑みてなされたものであって、自動車部品用素材として優れた耐疲労特性を有し、かつＴＳが１１８０ＭＰａ以上である薄鋼板とその製造方法を提供することを目的とするとともに、上記薄鋼板をめっきしためっき鋼板を提供すること、上記薄鋼板を得るために必要な熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、めっき鋼板の製造方法を提供することも目的とする。
　本発明者らは、上記した課題を達成し、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきラインを用いて耐疲労特性に優れる薄鋼板を製造するため、鋼板の組成およびミクロ組織の観点から鋭意研究を重ねた。その結果、地鉄表層のフェライト中の平均固溶Ｍｎ濃度の低下がＴＳ１１８０ＭＰａ以上の鋼板の疲労特性を低下させることが分かった。
　鋼板の疲労強度は地鉄表層の影響を大きく受け、特に軟質相であるフェライトを含む複合組織鋼では表層のフェライトの強化が鋼板の疲労特性の向上に有効であることが知られている。フェライトの強化としてはＭｎなどによる固溶強化が代表的な強化方法となるが、ＭｎはＦｅよりも酸化しやすい元素であり、熱間圧延の巻取り時や焼鈍時に鋼板表層付近で外部酸化や内部酸化によりＭｎ系の酸化物を形成し、その結果、フェライト中の固溶Ｍｎ濃度が低下する。このような地鉄表層付近のフェライト中の固溶Ｍｎ濃度の低下により鋼板の疲労特性が低下し、特にＴＳが１１８０ＭＰａ以上の鋼板ではその低下が顕著となる。
　本発明者らは、ＴＳ１１８０ＭＰａ以上の薄鋼板において、地鉄表層（本発明では、地鉄表面から深さ０．５μｍまでの領域とする。）のフェライト中の平均固溶Ｍｎ濃度を、板厚１／４位置のフェライト中の平均固溶Ｍｎ濃度の６０％以上とすることにより、耐疲労特性が大幅に改善することを見出した。
　本発明は、上記した知見に基づくものであり、その構成は以下のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０８％以上０．３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以上３．５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎ：０．０１５％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、鋼板全体に対する面積率で、マルテンサイトの面積率が５０％以上９０％以下でフェライトとベイナイトの面積率の合計が１０～５０％であり、地鉄表面から深さ０．５μｍまでの領域のフェライト中の平均固溶Ｍｎ濃度が板厚１／４位置のフェライト中の平均固溶Ｍｎ濃度の６０％以上である鋼組織とを有することを特徴とする薄鋼板。
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１％以上０．２％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．２％以下から選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする［１］に記載の薄鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．０１％以上１．０％以下から選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の薄鋼板。
［４］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００３％以上０．００５％以下を含有することを特徴とする［１］～［３］のいずれかに記載の薄鋼板。
［５］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、Ｓｂ：０．００３％以上０．０３％以下から選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする［１］～［４］のいずれかに記載の薄鋼板。
［６］［１］～［５］のいずれかに記載の薄鋼板の表面にめっき層を備えることを特徴とするめっき鋼板。
［７］［６］に記載のめっき層が溶融亜鉛めっき層であることを特徴とするめっき鋼板。
［８］［７］に記載の溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とするめっき鋼板。
［９］［１］～［５］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施すにあたり、巻取温度を３５０℃以上５５０℃以下で巻き取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
［１０］［９］に記載の製造方法で得られた熱延鋼板を、冷間圧下率を３０～９５％で冷間圧延することを特徴とする冷延フルハード鋼板の製造方法。
［１１］［１０］に記載の製造方法で得られた冷延フルハード鋼板を、５００～７５０℃における平均加熱速度を２０℃／ｓ以下で８００～９００℃まで加熱し１０秒以上保持し、その際、７５０℃以上の温度域での露点を－４０℃以下として焼鈍し、その後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却することを特徴とする薄鋼板の製造方法。
［１２］［１１］に記載の製造方法で得られた薄鋼板にめっき処理を施すことを特徴とするめっき鋼板の製造方法。
[１３]［１２］に記載の製造方法において、めっき処理は溶融亜鉛めっき処理であることを特徴とするめっき鋼板の製造方法。
［１４］［１３］に記載の製造方法において、溶融亜鉛めっき処理後、さらに４８０～５６０℃の温度域で５～６０ｓの合金化処理を行うことを特徴とするめっき鋼板の製造方法。
　本発明によれば、引張強度が１１８０ＭＰａ以上の高強度で疲労特性に優れる薄鋼板を得ることができる。
図１は、板厚１／４位置のフェライト中の平均固溶Ｍｎ濃度に対する地鉄表面から深さ０．５μｍまでの領域のフェライト中の平均固溶Ｍｎ濃度の割合とＦＬ／ＴＳとの関係を示す図である。
　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。
　本発明は、薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法である。先ず、これらの関係について説明する。
　本発明の薄鋼板は、スラブ等の鋼素材から出発して、熱延鋼板、冷延フルハード鋼板となる製造過程を経て薄鋼板となる。さらに、本発明のめっき鋼板は上記薄鋼板をめっきしてめっき鋼板になる。
　また、本発明の熱延鋼板の製造方法は、上記過程の熱延鋼板を得るまでの製造方法である。
　本発明の冷延フルハード鋼板の製造方法は、上記過程において熱延鋼板から冷延フルハード鋼板を得るまでの製造方法である。
　本発明の薄鋼板の製造方法は、上記過程において冷延フルハード鋼板から薄鋼板を得るまでの製造方法である。
　本発明のめっき鋼板の製造方法は、上記過程において薄鋼板からめっき鋼板を得るまでの製造方法である。
　上記関係があることから、熱延鋼板、冷延フルハード鋼板、薄鋼板、めっき鋼板の成分組成は共通し、薄鋼板、めっき鋼板の鋼組織が共通する。以下、共通事項、熱延鋼板、薄鋼板、めっき鋼板、製造方法の順で説明する。
　＜薄鋼板、めっき鋼板の成分組成＞
　薄鋼板、めっき鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０８％以上０．３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以上３．５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎ：０．０１５％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
　さらに、上記成分組成は、質量％で、Ｔｉ：０．０１％以上０．２％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．２％以下から選ばれる少なくとも１種を含有してもよい。
　さらに、上記成分組成は、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．０１％以上１．０％以下から選ばれる少なくとも１種を含有してもよい。
　さらに、上記成分組成は、質量％で、Ｂ：０．０００３％以上０．００５％以下を含有してもよい。
　さらに、上記成分組成は、質量％で、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、Ｓｂ：０．００３％以上０．０３％以下から選ばれる少なくとも１種を含有してもよい。
　以下、各成分について説明する。下記の説明において成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０８％以上０．３％以下
　Ｃはマルテンサイトを生成させ所望の強度を確保するために必須の元素であり、そのためには０．０８％以上必要である。一方、０．３％を超えると溶接性の低下を招く。そのため、Ｃ含有量は０．０８％以上０．３％以下の範囲に制限する。下限は、好ましくは０．１％以上である。上限は、好ましくは０．２５％以下である。
　Ｓｉ：１．０％以下
　Ｓｉは鋼の強化に有効な元素である。しかし、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると化成処理性やめっき性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は１．０％以下とする。好ましくは０．６%以下であり、より好ましくは０．５％以下である。
　Ｍｎ：２．０％以上３．５％以下
　Ｍｎは、鋼の強化に有効な元素であり、所望の強度を確保するために２．０％以上必要である。一方、３．５％を超えて過剰に含有すると溶接性や成形性の低下を招く。したがって、Ｍｎ含有量は２．０％以上３．５％以下とする。下限は、好ましくは２．２％以上である。上限は、好ましくは２．８％以下である。
　Ｐ：０．１％以下
　Ｐは、鋼の強化に有効な元素であるが、０．１％を超えて過剰に含有すると、加工性や靱性の低下を招く。したがって、Ｐ含有量は０．１％以下とする。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって成形性の低下を招くので極力低い方がよいが、製造コストの面からＳ含有量は０．０１％以下とする。
　Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下
　Ａｌは脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸工程で含有させることが好ましい。ここで、Ａｌ含有量が０．０１％に満たないとその効果に乏しくなるので、下限を０．０１％とする。しかしながら、Ａｌの過剰な含有は製鋼時におけるスラブ品質を劣化させる。したがって、Ａｌ含有量は０．１％以下とする。
　Ｎ：０．０１５％以下
　Ｎ含有量が０．０１５％を超えると鋼板内部に粗大なＡｌＮが増加し疲労特性が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．０１５％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。
　本発明における薄鋼板、めっき鋼板は、上記の成分組成を基本成分とする。
　本発明では、必要に応じて、Ｔｉ、Ｎｂから選ばれる少なくとも１種を含有してもよい。
　Ｔｉ：０．０１％以上０．２％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．２％以下
　Ｔｉ、Ｎｂは析出強化により鋼を高強度化する目的で含有する。所望の強度を確保するためには各々の元素含有量の下限を０．０１％とすることが好ましい。一方、各々の元素が０．２％を超えて含有すると効果が飽和するだけでなく成形性の低下につながる。このため、各々の元素含有量の上限は０．２％とすることが好ましい。Ｔｉ含有量については、下限はさらに好ましくは０．０３％以上であり、上限はさらに好ましくは０．１％以下である。Ｎｂ含有量については、下限はさらに好ましくは０．０３％以上であり、上限はさらに好ましくは０．１％以下である。
　さらに必要に応じて、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖから選ばれる少なくとも１種を含有してもよい。
　Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．０１％以上１．０％以下
　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは焼き入れ性を上げ、鋼の強化に有効な元素である。その効果は、Ｃｒ：０．０５％以上、Ｍｏ：０．０５以上、Ｖ：０．０１％以上で得られる。しかしながら、それぞれＣｒ：１．０％、Ｍｏ：１．０％、Ｖ：１．０％を超えて過剰に含有すると、成形性が低下する。したがって、これらの元素を含有する場合には、Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．０１％以上１．０％以下であることが好ましい。Ｃｒ含有量については、下限はさらに好ましくは０．１％以上であり、上限はさらに好ましくは０．５％以下である。Ｍｏ含有量については、下限はさらに好ましくは０．１％以上であり、上限はさらに好ましくは０．５％以下である。Ｖ含有量については、下限はさらに好ましくは０．０２％以上であり、上限はさらに好ましくは０．５％以下である。
　さらに必要に応じて、Ｂを含有してもよい。
　Ｂ：０．０００３％以上０．００５％以下
　Ｂは焼入れ性を向上する作用を有する元素であり、必要に応じて含有することができる。このような作用はＢ含有量が０．０００３％以上で得られる。しかし、０．００５％を超えて含有すると、その効果が飽和してコストアップになる。したがって、含有する場合は０．０００３％以上０．００５％以下とする。下限は、さらに好ましくは０．０００５％以上である。上限は、さらに好ましくは０．００３％以下である。
　さらに必要に応じて、Ｃａ、Ｓｂから選ばれる少なくとも１種を含有してもよい。
　Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下
　Ｃａは硫化物の形状を球状化し成形性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。この効果を得るためには０．００１％以上必要である。しかしながら、過剰な含有は、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす。したがって、Ｃａを含有する場合は、その含有量を０．００１％以上０．００５％以下とする。
　Ｓｂ：０．００３％以上０．０３％以下
　Ｓｂは鋼板表層部に生じる脱炭層を抑制し疲労特性を向上させる効果を有する。このような効果の発現のためには、Ｓｂ含有量を０．００３％以上とすることが好ましい。しかし、Ｓｂ含有量が０．０３％を超えると鋼板製造時に圧延荷重の増大を招き、生産性の低下が懸念される。したがって、Ｓｂを含有する場合は、その含有量を０．００３％以上０．０３％以下とする。下限は、さらに好ましくは０．００５％以上である。上限は、さらに好ましくは０．０１％以下である。
　残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
　次に、薄鋼板、めっき鋼板の鋼板組織について説明する。
　マルテンサイトの面積率：５０％以上９０％以下
　マルテンサイトは鋼の高強度化に働く。所望の強度を得るためには鋼板全体に対する面積率で５０％以上必要である。しかし、面積率で９０％を超えると成形性が低下する。そのため、マルテンサイトの面積率は５０％以上９０％以下とする。好ましくは５０％以上８０％以下である。
　フェライトとベイナイトの面積率の合計：１０～５０％
　良好な延性を確保するためには、フェライトとベイナイトの面積率の合計を、鋼板全体に対する面積率で、１０％以上とすることが必要である。一方、フェライトとベイナイトの合計の面積率が５０％を超えると所望の強度を得ることが困難になる。そのため、フェライトとベイナイトの面積率の合計は１０～５０％とする。下限は、好ましくは２０％以上である。上限は、好ましくは４０％以下であり、より好ましくは４０％未満であり、さらに好ましくは３８％以下である。
　本発明では上記相構成を満足していればよく、上記以外の相として、残留オーステナイトなどの相を含んでも構わない。
　地鉄表面から深さ０．５μｍまでの領域のフェライト中の平均固溶Ｍｎ濃度が、板厚１／４位置のフェライト中の平均固溶Ｍｎ濃度の６０％以上
　地鉄表面から深さ０．５μｍまでの領域のフェライト中の平均固溶Ｍｎ濃度が、板厚１／４位置のフェライト中の平均固溶Ｍｎ濃度に対して６０％未満となると、所望の疲労特性が得られない。そのため、地鉄表面から深さ０．５μｍまでの領域のフェライト中の平均固溶Ｍｎ濃度は、板厚１／４位置のフェライト中の平均固溶Ｍｎ濃度の６０％以上とする。好ましくは８０％以上である。上記のように地鉄表面の固溶Ｍｎ濃度の低下を抑制するためには、熱間圧延での巻取温度や焼鈍時の露点を適切な条件に制御する必要がある。
　＜薄鋼板＞
　薄鋼板の成分組成および鋼組織は上記の通りである。また、薄鋼板の厚みは特に限定されないが、通常、０．７～２．３ｍｍである。
　＜めっき鋼板＞
　本発明のめっき鋼板は、本発明の薄鋼板上にめっき層を備えるめっき鋼板である。めっき層の種類は特に限定されず、例えば、溶融めっき層、電気めっき層のいずれでもよい。また、めっき層は合金化されためっき層でもよい。めっき層は亜鉛めっき層が好ましい。亜鉛めっき層はＡｌやＭｇを含有してもよい。また、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっき（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき層）も好ましい。この場合、Ａｌ含有量を１質量％以上２２質量％以下、Ｍｇ含有量を０．１質量％以上１０質量％以下とすることが好ましい。さらに、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｅ、Ｌａから選ばれる１種以上を合計で１％以下含有していても良い。なお、めっき金属は特に限定されないため、上記のようなＺｎめっき以外に、Ａｌめっき等でもよい。
　また、めっき層の組成も特に限定されず、一般的なものであればよい。例えば、片面あたりのめっき付着量が２０～８０ｇ／ｍ２の溶融亜鉛めっき層、これがさらに合金化された合金化溶融亜鉛めっき層を有することが好ましい。また、めっき層が溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中のＦｅ含有量が７質量％未満であり、合金化溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中のＦｅ含有量は７～１５質量％である。
　＜熱延鋼板の製造方法＞
　次に製造条件について説明する。
　本発明の熱延鋼板の製造方法は、上記の「薄鋼板、めっき鋼板の成分組成」で説明した成分組成を有する鋼を転炉などで溶製し、連続鋳造法等でスラブとする。このスラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とした後、酸洗し、冷間圧延を施し製造した冷延フルハード鋼板に連続焼鈍を施す。鋼板の表面にめっきを施さない場合は連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）にて焼鈍を行い、溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施す場合は連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）にて焼鈍を行う。
　以下、各条件について説明する。なお、以下の説明において、温度は特に断らない限り鋼板表面温度とする。鋼板表面温度は放射温度計等を用いて測定し得る。また、平均冷却速度は、（冷却前の表面温度－冷却後の表面温度）／冷却時間とする。
　鋼スラブの製造
　上記鋼スラブ製造のための、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。また、造塊－分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしてもよい。
　鋼スラブの加熱
　鋼スラブを熱間圧延するには、スラブを加熱後圧延する方法、連続鋳造後のスラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後のスラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法などで行える。スラブ加熱温度は１１００～１３２０℃とすればよい。
　熱間圧延条件
　熱間圧延条件は、熱延圧延時の巻取温度を３５０℃以上５５０℃以下の範囲内とすることにより、地鉄表面から深さ０．５μｍまでの領域のフェライト中の平均固溶Ｍｎ濃度が、板厚１／４位置のフェライト中の平均固溶Ｍｎ濃度の６０％以上とすることができる。なお、巻取温度の上限は好ましくは５００℃未満であり、より好ましくは４８０℃以下である。
　＜冷延フルハード鋼板の製造方法＞
　本発明の冷延フルハード鋼板の製造方法は、上記製造方法で得られた熱延鋼板を冷間圧延する冷延フルハード鋼板の製造方法である。
　冷間圧延条件は、焼鈍時に再結晶フェライトを生成させ加工性を確保するために、冷間圧下率を３０％以上とする必要がある。ただし、冷間圧下率が９５％を超えると圧延の負荷が過度に増大し生産性を阻害する。したがって、冷間圧下率は３０～９５％とする。下限は、好ましくは４０％以上である。上限は、好ましくは７０％以下である。
　なお、上記冷間圧延の前に酸洗を行ってもよい。酸洗条件は適宜設定すればよい。
　＜薄鋼板の製造方法＞
　本発明の薄鋼板の製造方法は、上記製造方法で得られた冷延フルハード鋼板を、５００～７５０℃における平均加熱速度を２０℃／ｓ以下で８００～９００℃まで加熱し１０秒以上保持し、その際、７５０℃以上の温度域での露点を－４０℃以下として焼鈍し、その後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却する方法である。
　５００～７５０℃における平均加熱速度を２０℃／ｓ以下
　５００～７５０℃における平均加熱速度が２０℃／ｓを超えると加熱時の回復や再結晶が不十分となり、冷間圧延で鋼板中に導入された転位が残存する。その結果、鋼板表層付近でのＭｎやＳｉの酸化が促進され、表層付近のフェライト中の固溶Ｍｎ濃度やＳｉ濃度の低下が生じ、鋼板の疲労特性が低下する。したがって、５００～７５０℃における平均加熱速度を２０℃／ｓ以下とする。好ましくは１５℃／ｓ以下である。
　８００～９００℃まで加熱し１０秒以上保持
　加熱温度が８００℃未満あるいは保持時間が１０秒未満では、再オーステナイト化が不十分となり焼鈍後に所望のマルテンサイト量が得られない。一方、９００℃を上回ると表層でのＭｎやＳｉの酸化が生じ、疲労特性が低下する。そのため、加熱条件は８００～９００℃で１０秒以上とする。好ましくは８３０～８８０℃で３０秒以上である。
　なお、７５０℃以上の温度域における加熱速度については、特に限定されない。
　７５０℃以上の温度域での露点を－４０℃以下
　焼鈍時の露点を低下させることで焼鈍工程での酸素ポテンシャルが低下し、それに伴い易酸化性元素であるＭｎやＳｉの鋼板表層部における活量が低下する。そして、これらの元素の鋼板表層付近での酸化が抑制され疲労特性の向上に有効に働く。そのような効果は露点が－４０℃以下で得られることから、７５０℃以上の温度域での露点を－４０℃以下とする。好ましくは－５５℃以下である。雰囲気の露点の下限は特に規定はしないが、－８０℃未満では効果が飽和し、コスト面で不利となるため－８０℃以上が好ましい。なお、上記温度域の温度は鋼板表面温度を基準とする。即ち、鋼板表面温度が上記温度域にある場合に、露点を上記範囲に調整する。
　３℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却
　平均冷却速度が３℃／ｓ未満では、冷却時に過度なフェライトの生成やパーライトの生成により所望の強度が得られなくなるため、平均冷却速度は３℃／ｓ以上とする。平均冷却速度の上限は特に規定しないが、冷却速度が速くなりすぎると鋼板の形状が悪くなるため１００℃／ｓ以下とすることが好ましい。下限は、さらに好ましくは５℃／ｓ以上である。上限は、さらに好ましくは５０℃／ｓ以下である。
　＜めっき鋼板の製造方法＞
　本発明のめっき鋼板の製造方法は、薄鋼板にめっきを施す方法である。例えば、めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき後に合金化を行う処理を例示できる。また、焼鈍と亜鉛めっきを１ラインで連続して行ってもよい。その他、Ｚｎ－Ｎｉ電気合金めっき等の電気めっきにより、めっき層を形成してもよいし、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっきを施してもよい。また、上述のめっき層の説明で記載の通り、Ｚｎめっきが好ましいが、Ａｌめっき等の他の金属を用いためっき処理でもよい。
　なお、めっき処理条件については特に限定されないが、溶融亜鉛めっき処理を行う場合、溶融亜鉛めっき後の合金化処理条件は、４８０～５６０℃の温度域で５～６０ｓとすることが好ましい。温度が４８０℃未満、あるいは時間が５ｓ未満ではめっきの合金化が十分進まず、逆に温度が５６０℃を超えたり時間が６０ｓを超えると過度に合金化が進みめっきのパウダリング性が低下する。そのため、合金化条件は４８０～５６０℃で５～６０ｓとすることが好ましい。さらに好ましくは、５００～５４０℃で１０～４０ｓである。
　表１に示す成分組成を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを表２に示す条件で板厚３．０ｍｍまで熱間圧延した。次いで、酸洗後、板厚１．４ｍｍに冷間圧延し冷延鋼板を製造し焼鈍に供した。焼鈍は非めっき鋼板については連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）にて行い、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板については連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）にて行った。ＣＡＬおよびＣＧＬの通板条件を表２に示す。溶融亜鉛めっき処理の条件は、浴温４７５℃のめっき浴に鋼板を浸漬した後、引き上げ、ガスワイピングによりめっきの付着量を種々調整した。また、一部の鋼板については表２に示す条件で合金化処理を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　上記のように得られた鋼板について、引張特性、疲労特性、鋼板組織、フェライト中の平均固溶Ｍｎ濃度を以下の要領で測定した。
　引張特性は、鋼板の圧延方向と直角方向から採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、歪速度１０－３／ｓで引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を測定した。ＴＳが１１８０ＭＰａ以上、ＥＬが１０％以上を合格とした。
　疲労特性は周波数２０Ｈｚの両振り平面曲げ試験法により疲労限（ＦＬ）を測定し、引張強度（ＴＳ）との比（ＦＬ／ＴＳ）により疲労特性を評価した。ＦＬ／ＴＳが０．４７以上を合格とした。
　鋼板断面組織は１％ナイタール溶液で組織を現出し、板厚１／４位置（表面から板厚の４分の１に相当する深さの位置）を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率３０００倍で観察し、撮影した組織写真からマルテンサイト、フェライトおよびベイナイトの面積率を定量化した。
　フェライト中の平均固溶Ｍｎ濃度は、ＦＩＢ加工した薄膜断面試料を用いてＴＥＭ－ＥＤＳで分析を行い測定した。測定は鋼板表面から０．５μｍまでの領域と、板厚１／４位置について、それぞれ任意の１０点について測定を行い、その平均値を地鉄表面から深さ０．５μｍまでの領域のフェライト中の平均固溶Ｍｎ濃度と、板厚１／４位置のフェライト中の平均固溶Ｍｎ濃度とした。そして、板厚１／４位置のフェライト中の固溶Ｍｎ濃度に対する地鉄表面のフェライト中の固溶Ｍｎ濃度の割合を求めた。なお、めっき鋼板については、めっきと母材との界面から母材側０．５μｍまでの領域を鋼板表面として平均固溶Ｍｎ濃度を求めた。
　結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、発明例はいずれも、引張強度が１１８０ＭＰａ以上の高強度で疲労特性に優れる。また、板厚１／４位置のフェライト中の固溶Ｍｎ濃度に対する地鉄表面のフェライト中の固溶Ｍｎ濃度の割合とＦＬ／ＴＳとの関係を図１に示す。図１に示すように、地鉄表面から深さ０．５μｍまでの領域のフェライト中の平均固溶Ｍｎ濃度が板厚１／４位置のフェライト中の平均固溶Ｍｎ濃度の６０％以上のものは、ＦＬ／ＴＳが０．４７以上であり疲労特性に優れることがわかる。さらに、露点が－５５℃以下である発明例は、ＦＬ／ＴＳが高く、疲労特性にさらに優れることがわかる。

Claims (14)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０８％以上０．３％以下、
    Ｓｉ：１．０％以下、
    Ｍｎ：２．０％以上３．５％以下、
    Ｐ：０．１％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下、
    Ｎ：０．０１５％以下を含み、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    鋼板全体に対する面積率で、マルテンサイトの面積率が５０％以上９０％以下でフェライトとベイナイトの面積率の合計が１０～５０％であり、
    地鉄表面から深さ０．５μｍまでの領域のフェライト中の平均固溶Ｍｎ濃度が板厚１／４位置のフェライト中の平均固溶Ｍｎ濃度の６０％以上である鋼組織とを有することを特徴とする薄鋼板。
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．０１％以上０．２％以下、
    Ｎｂ：０．０１％以上０．２％以下から選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１に記載の薄鋼板。
  3. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、
    Ｍｏ：０．０５％以上１．０％以下、
    Ｖ：０．０１％以上１．０％以下から選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の薄鋼板。
  4. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｂ：０．０００３％以上０．００５％以下を含有することを特徴とする請求項１～３のいずれかに記載の薄鋼板。
  5. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、
    Ｓｂ：０．００３％以上０．０３％以下から選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１～４のいずれかに記載の薄鋼板。
  6. 　請求項１～５のいずれかに記載の薄鋼板の表面にめっき層を備えることを特徴とするめっき鋼板。
  7. 　請求項６に記載のめっき層が溶融亜鉛めっき層であることを特徴とするめっき鋼板。
  8. 　請求項７に記載の溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とするめっき鋼板。
  9. 　請求項１～５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施すにあたり、巻取温度を３５０℃以上５５０℃以下で巻き取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
  10. 　請求項９に記載の製造方法で得られた熱延鋼板を、冷間圧下率を３０～９５％で冷間圧延することを特徴とする冷延フルハード鋼板の製造方法。
  11. 　請求項１０に記載の製造方法で得られた冷延フルハード鋼板を、５００～７５０℃における平均加熱速度を２０℃／ｓ以下で８００～９００℃まで加熱し１０秒以上保持し、その際、７５０℃以上の温度域での露点を－４０℃以下として焼鈍し、その後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却することを特徴とする薄鋼板の製造方法。
  12. 　請求項１１に記載の製造方法で得られた薄鋼板にめっき処理を施すことを特徴とするめっき鋼板の製造方法。
  13. 　請求項１２に記載の製造方法において、めっき処理は溶融亜鉛めっき処理であることを特徴とするめっき鋼板の製造方法。
  14. 　請求項１３に記載の製造方法において、溶融亜鉛めっき処理後、さらに４８０～５６０℃の温度域で５～６０ｓの合金化処理を行うことを特徴とするめっき鋼板の製造方法。
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