JP2011111674A - 疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及びその製造方法、並びに、高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】優れた加工性及び強度を有し、表面欠陥が抑制されるとともに疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及びその製造方法、並びに、高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０７〜０．２５％、Ｓｉ：０．９〜２．５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０９％、Ａｌ：０．６０％以下を少なくとも含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼成分を有し、鋼板組織が、主としてフェライト及びマルテンサイトからなり、鋼板表層の主相であるフェライトの集合組織の板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位郡のＸ線のランダム強度比の平均値（Ａ）が３．０以下である。
【選択図】なし

Description

本発明は、疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及びその製造方法、並びに、高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関する。

近年、自動車等の部品に用いられる鋼板の高強度化に対する要求が高まってきており、引張最大応力９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板も用いられるようになってきている。また、その適用部位も多岐に渡っており、メンバーやレインフォースのような構造部材から、ホイールやロアアームといった足回り部品まで幅広い用途で使用されている。
このため、自動車用の高強度鋼板に求められる特性として、延性や曲げ性といった成形性に関わる特性に加えて疲労耐久性が求められるようになっている。この疲労耐久性とは、降伏応力以下の低い応力を繰り返し付与したと場合でも破断しない特性であり、応力振幅一定、あるいは、歪振幅一定で繰り返し変形を付与し、ある規定回数の繰り返し変形でも破断しない最大応力振幅、あるいは、歪振幅にて定義される。

近年、特に自動車分野においては、衝突時に乗員を保護できる機能の確保、及び、燃費向上を目的とした軽量化を両立させるために、鋼板の高強度化が必要とされてきている。しかしながら、一般的に、鋼板の静的な強度を増加させたとしても、疲労耐久性はそれほど増加しないことから、疲労耐久性を向上させつつ、高強度化を図る手法の確立が望まれていた

ここで、繰り返し変形に伴う破壊は、鋼板表面への凹凸の形成と応力集中による亀裂形成と、形成した亀裂の伝播という２つの段階からなる。即ち、降伏応力以下の低い応力であっても、鋼板の組織中の転位は運動することから、繰り返し変形によって鋼板表面に凹凸が形成される。このようにして形成された凹凸には、応力集中が生じることから、繰り返し変形の際に生じる応力は低くとも、応力集中により、凹凸に作用する応力が高くなり、亀裂が形成される。一方、形成された亀裂は、繰り返し変形を受けることで徐々に伝播していく。このことから、疲労耐久性を向上させるための手法としては、亀裂形成を抑制する手法と、亀裂の伝播を抑制する手法が挙げられる。

疲労耐久性の向上とともに高強度化を図る方法としては、例えば、特許文献１に記載の技術のように、フェライト及びマルテンサイトよりなるＤＰ鋼や、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトよりなるＴＲＩＰ鋼を用いることが知られている。これら、組織強化が施された高強度鋼板は、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイト、あるいは残留オーステナイトとの複相組織とすることで、軟質なフェライト中を伝播する亀裂を、硬質組織を用いて迂回させ、疲労特性を向上させることが可能となる。
しかしながら、特許文献１に記載の技術においては、硬質組織分率の増加は、ある一定の程度までは疲労特性向上に寄与するものの、硬質組織体積率が一定量以上になると、それ以上は疲労耐久性が向上しないという問題がある。これは、疲労亀裂が軟質組織を伝播することに起因していると考えられる。この結果、強度向上のために硬質組織の体積率を増加させる組織強化型高強度鋼板において、疲労亀裂の伝播を抑制することで、高強度化と疲労耐久性の両立を図ることは困難であった（例えば、非特許文献１も参照）。また、従来、９００ＭＰa以上の高強度を有するとともに、優れた疲労耐久性をも併せ持つ高強度鋼板は存在しなかった。このことから、９００ＭＰa以上の高強度鋼板の疲労耐久性向上のためには、組織制御による亀裂伝播抑制に加え、主相であるフェライトの亀裂形成の抑制を行う必要があった。

上述のような疲労亀裂形成を遅延可能な手法としては、例えば、特許文献２や非特許文献２、３に記載の技術のように、鋼板へのＳｉやＣｕ添加による鋼板表面の凹凸の抑制が有効であることが知られている。これは、鋼板内部の転位の運動形態を制御することで、繰り返し変形下で生じる鋼板表面への凹凸の形成を抑制するものである。しかしながら、特許文献２や非特許文献２、３に記載のような、Ｃｕを多量に添加する技術は、鋼板表面への割れや疵等の発生を齎すことから、活用し難いという問題があった。また、Ｃｕによる鋼板表面の割れや疵を抑制するためには、高価なＮｉを多量に添加することが必要となり、コスト高になるとういう問題があった。

一方、鋼中へのＳｉ添加は、疲労耐久性の改善には効果があるものの、めっき性や化成性に悪影響を及ぼすことから活用し難いという問題がある。また、Ｓｉを含有する鋼は、熱間圧延中に鋼板表面にスケールが出来易く、これらスケールが剥離し難いことから、熱間圧延中にスケールを鋼板表面に押し込むことによって、鋼板表面に凹凸や模様が形成される場合が多い。その結果、熱延板の疲労耐久性は、これらスケールを起因とした表面の凹凸が原因で劣化することが知られている。
そこで、上述のようなスケールに端を発した疲労耐久性の劣化を改善するため、熱延でのデスケーリングを強化する手法も提案されている。これは、熱間圧延中のデスケーリング圧を、ある一定以上の高い値とすることで、一般的な、デスケーリングでは除去し難かったＳｉスケールを除去する技術であり、これにより、熱間圧延後の鋼板の表面性状、即ち、Ｓｉスケールによる凹凸の抑制が可能であることが知られている。しかしながら、このような技術では、Ｓｉ添加鋼の疲労耐久性を向上させることはできるものの、実用材料にて、その効果を発揮させるためには多くの課題を抱えている。

加えて、鋼板において９００ＭＰa以上の高強度とスポット溶接性、延性を両立させる場合には、ＴｉやＮｂといった元素を添加する場合が多く、Ｓｉと前記各元素を複合添加する場合には、さらなる疲労特性劣化要因が存在する。具体的には、Ｓｉ添加鋼では、Ｓｉスケールを除去するためにデスケーリング圧を高めることが一般的であり、その結果、鋼板表面温度の低下が著しくなるという問題がある。

一方で、ＮｂやＴｉといった元素は、熱間圧延中のオーステナイト域での再結晶を大きく遅延させることから、鋼板表層に特定の方位を有する集合組織を発達させることになる。このような発達した集合組織は、表面をあたかも単一の粗大粒であるかのように振舞わせる。即ち、繰り返し変形下であれば、鋼板表面への連続した大きな凹凸の形成を招く。このような連続した凹凸は、容易に疲労亀裂を形成し、破断へと至ることから、疲労特性の劣化が大きいという問題がある。このような鋼板表面への集合組織の形成は、オーステナイトが再結晶し難く、集合組織の発達し易い低温域で圧延を行うことで顕著となることから、特に、Ｓｉ添加鋼のようなデスケーリング圧を高めて熱間圧延を行う鋼板において、疲労特性劣化が顕著となる。

一方、従来のＳｉ添加鋼の多くは、引張最大強度が９００ＭＰa未満の鋼を対象としていたことから、Ｓｉ添加による固溶強化と組織強化の併用のみで強度確保が可能であった。このため、Ｔｉ、ＮｂあるいはＭｏといった元素を複合添加する必要がなく、問題が顕在化していなかったものと考えられる。

このように、鋼板へのＳｉ添加は、鋼板の疲労耐久性の向上には有効なものの、鋼板の表面状態の変化も著しいことから、疲労耐久性向上の効果を引き出すことも難しいという問題があった。また、９００ＭＰa以上の高強度と疲労耐久性の両立を考慮した場合、鋼板表層に強い集合組織が発達することから、疲労耐久性も大きく劣化するという問題があった。

特開平０４−３３７０２６号公報 特開平１１−１９９９７３号公報

横幕俊典，他３名，「本金属学会第４０期学術講演会前刷」，１９９１年，ｐ１６ 潮田浩作，他４名，「鉄と鋼」，Ｖｏｌ．９４，Ｎｏ．８，平成２０年，ｐ３２１ 横井龍雄，他２名，「ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ」，Ｖｏｌ．９，Ｎｏ．６，１９９６，ｐ１３７７

上述のように、従来のＳｉ、Ｔｉ、あるいはＮｂ添加した高強度鋼板においては、鋼板表面への強い集合組織の発達が原因となり、優れた疲労耐久性を確保することが出来ないという大きな問題があった。

本発明は上記問題に鑑みてなされたものであり、引張最大応力９００ＭＰａ以上の高い強度と同時に、疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及びその製造方法、並びに、高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者等は、様々な高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の疲労耐久性支配因子の解明を行うべく、鋭意検討を行った。そして、種々の条件にて鋼板を製造し、これらの疲労試験を行うことで、疲労耐久性に及ぼす製造条件の影響を調査したところ、Ｓｉ及びＴｉ、Ｎｂを添加した鋼においては、デスケーリング圧が高いものほど疲労耐久性が劣化するという従来知見とは全く異なる結果を得た。即ち、従来の鋼板では、デスケーリング圧を高めることで、熱延鋼板でのＳｉスケール除去が可能であり、これによる凹凸抑制と、これによる疲労耐久性向上の効果を得ることが出来るとされてきた。

そこで、本発明者等は、上記作用の原因を探るべく鋼板組織の調査を行ったところ、疲労耐久性が低いものほど、即ち、デスケーリング圧が高いものほど、鋼板表面に｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位郡の集合組織が発達していることを見出した。また、鋼板表面の粗度に及ぼすデスケーリング圧の影響を調査したところ、繰り返し変形を行う前の鋼板の粗度（表面の凹凸）は、デスケーリング圧に依らずほぼ一定であったものの、繰り返し変形後の粗度は、デスケーリング圧が高いほど大きかった。このことから、デスケーリング圧を高めることによって表層の集合組織発達が促進され、疲労耐久性が劣化させられることが明らかとなった。

なお、デスケーリング条件に拠らず、鋼板表面の粗度が大きく変化しなかった原因としては、熱延鋼板にてＳｉスケールに起因した凹凸があったとしても、引き続いて行われる酸洗にてＳｉスケールが除去され、冷間圧延にて凹凸が潰されることから、冷延鋼板の表面粗度へのデスケーリング圧の影響が小さくなったものと考えられる。

また、本発明者等は、上記実験と同時に、予備実験として、上述の集合組織が発達していた、Ｓｉ及びＴｉを複合で含むフェライト及びマルテンサイトより成る鋼の表裏面の表層５０μｍを機械研磨にて除去した後、化学研磨にて表層の歪を除去した鋼板の疲労耐久性を調査した。この結果、表層に特定の集合組織を含む鋼板と比較して、疲労耐久性が大きく向上していることが確認できた。加えて、表層の発達した集合組織を除去した鋼板の疲労耐久性を、他のＳｉを含まない同一強度クラスの鋼（組織強化型高強度鋼板やＴｉ、Ｎｂを添加した析出強化型高強度鋼板）と比較したところ、優れた疲労耐久性を有することが確認できた。即ち、ＳｉやＴｉ添加を行ったフェライト及びマルテンサイトよりなる複相組織鋼板の疲労耐久性は、本質的には良好であり、上記特定集合組織に起因した疲労特性劣化要因を取り除くことで大幅な向上が可能であることを見出した。

上記各実験の結果、本発明者等は、従来手法とは逆に、Ｓｉ添加鋼であっても、デスケーリング圧を低く抑えることで、鋼板表面への集合組織形成の抑制と、疲労耐久性の向上が可能なことを見出した。さらに、鋼板組織をフェライト及びマルテンサイトより成る鋼板とすることで、Ｓｉによる疲労特性向上の効果を享受するとともに、９００ＭＰａ以上の高強度を有する、本発明の高強度鋼板を完成させた。
即ち、本発明の要旨は以下の通りである。

［１］ 質量％で、Ｃ ：０．０７〜０．２５％、Ｓｉ：０．３〜２．５０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０９％、Ｂ ：０．０００１〜０．０１％、Ｐ ：０．００１〜０．０３％、Ｓ ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．６０％以下、Ｎ ：０．０００５〜０．０１００％、Ｏ ：０．０００５〜０．００７％、を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼成分を有し、鋼板組織が、主としてフェライト及びマルテンサイトからなり、鋼板表層の主相であるフェライトの集合組織の板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位郡のＸ線のランダム強度比の平均値（Ａ）が３．０以下であることを特徴とする疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。
［２］ さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０９％を含有することを特徴とする上記［１］に記載の疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。
［３］ さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．８％の内の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。
［４］ さらに、質量％で、Ｖ：０．００５〜０．０９％含有することを特徴とする上記［１］〜［３］の何れか１項に記載の疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。
［５］ さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの内の１種又は２種以上を、合計で０．０００１〜０．５％の範囲で含有することを特徴とする上記［１］〜［４］の何れか１項に記載の疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。

［６］ 上記［１］〜［５］の何れか１項に記載の高強度冷延鋼板の表面に亜鉛系めっきが施されてなることを特徴とする疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板。

［７］ 上記［１］〜［５］の何れか１項に記載の化学成分を有する鋳造スラブを、直接又は一旦冷却した後に１０５０℃以上に加熱し、鋼板表面のデスケーリング圧力を３００ｋｇ／ｍｍ^２未満として粗圧延から仕上げ圧延終了までを行い、その後、Ａｒ_３変態点以上で熱間圧延を完了し、次いで、４００〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、鋼板表面の粗度（Ｒａ）を１．０以下に調整し、 次いで、連続焼鈍ラインを通板するに際して、最高加熱温度７６０〜Ａｃ_３℃で焼鈍した後、最高到達温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却し、さらに、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で、室温まで冷却することを特徴とする疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板の製造方法。
［８］ 前記焼鈍を行った後、最高到達温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却し、さらに、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で、４５０〜２５０℃まで冷却した後、４５０〜２５０℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする上記［７］に記載の疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板の製造方法。

［９］ 上記［１］〜［５］の何れか１項に記載の化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後に１０５０℃以上に加熱し、その後、Ａｒ_３変態点以上で熱間圧延を完了し、次いで、４００〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、鋼板表面の粗度（Ｒａ）を１．０以下に調整し、次いで、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、最高加熱温度７６０〜Ａｃ_３℃で焼鈍した後、最高到達温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却し、さらに、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で、｛亜鉛めっき浴温度（℃）−４０（℃）｝℃〜｛亜鉛めっき浴温度（℃）＋５０（℃）｝℃まで冷却し、次いで、亜鉛めっき浴に浸漬し、その後、冷却することを特徴とする疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１０］ 前記亜鉛めっき浴に浸漬した後、４６０〜６００℃の温度で合金化処理を施し、その後、冷却することを特徴とする上記［９］に記載の疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。

［１１］ 上記［７］又は［８］に記載の方法で高強度冷延鋼板を製造した後、該高強度冷延鋼板に亜鉛系の電気めっきを施すことを特徴とする疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度電気亜鉛めっき鋼板の製造方法。

本発明の疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板によれば、上記構成により、硬質組織であるマルテンサイト組織の体積率を増加させず、充分なフェライト組織の体積率を確保でき、引張最大応力９００ＭＰａ以上の高い強度及び充分な延性の両方が実現できるとともに、高い疲労耐久性が得られる。これにより、強度特性及び加工性に優れ、高い疲労耐久性を備える高強度冷延鋼板を提供することが可能となる。

また、本発明の疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法によれば、上記方法により、硬質組織であるマルテンサイト組織の体積率を増加させず、充分なフェライト組織の体積率が確保され、引張最大応力９００ＭＰａ以上の高い強度及び充分な延性の両方が実現できるとともに、高い疲労耐久性を備えた高強度冷延鋼板を製造することができる。これにより、強度特性及び加工性に優れ、高い疲労耐久性を備える高強度冷延鋼板を製造することが可能となる。

本発明に係る疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板を説明する図であり、疲労試験を行った際の亀裂の伝播状態を示す模式図である。

以下、本発明の疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板（以下、単に高強度冷延鋼板と称することがある）及びその製造方法、並びに、高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法の実施形態について説明する。なお、この実施形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。

［高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板］
本発明に係る疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．２５％、Ｓｉ：０．３〜２．５０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０９％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．６０％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｏ：０．０００５〜０．００７％、を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼成分を有し、鋼板組織が、主としてフェライト及びマルテンサイトからなり、鋼板表層の主相であるフェライトの集合組織の板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位郡のＸ線のランダム強度比の平均値（Ａ）が３．０以下である関係とされ、概略構成される。
本発明に係る高強度冷延鋼板は、疲労耐久性に優れ、延性及び曲げ性が良好で高い加工性を有し、且つ、引張最大応力９００ＭＰａ以上の高強度を有するものである。
以下、本発明に係る高強度冷延鋼板について詳述する。

『鋼成分（化学成分組成）』
まず、本発明を実施するにあたって規定した必須の化学成分範囲の限定理由について説明する。なお、以下の説明において、各元素の添加量は全て「質量％」で表す。

「Ｃ：炭素」０．０７〜０．２５％
Ｃは、マルテンサイトの強度を高めたり、マルテンサイトの体積率を増加させたりするものであり、高強度冷延鋼板の強度を高めるために添加される。しかし、Ｃの含有量が０．２５％を超えると溶接性や加工性が不充分となる。また、Ｃの含有量が０．０７％未満であると強度が不充分となる。

「Ｓｉ：ケイ素」０．３〜２．５０％
Ｓｉは、繰り返し変形時の転位の運動挙動を変化させることから、極めて重要な元素であり、添加する必要がある。また、フェライト安定化元素であり、鋼板組織をフェライト及びマルテンサイト組織とするために重要な元素でもあり、固溶強化にも寄与する。
Ｓｉの含有量が０．３％未満であると、Ｓｉ添加による疲労耐久性向上効果が小さいことから、疲労耐久性に劣るものとなる。また、フェライト体積率の確保が困難となることから、強度と延性バランス確保が困難となり、延性を重視する場合にはさらに添加する必要がある。
また、Ｓｉの２．５％を超える添加は、その効果が飽和するばかりでなく、熱間圧延や冷間圧延の際の鋼板強度が高くなりすぎてしまい、圧延が困難となることから、添加量は２．５％以下とする必要がある。
Ｓｉの含有量は、０．４５〜２．２５％の範囲であることがより好ましく、０．６〜２．０％の範囲であることが最も好ましい。

「Ａｌ：アルミニウム」０．６０％以下
Ａｌも、Ｓｉと同様にフェライト安定化元素であることから、添加することが好ましく、また、脱酸剤としても使用可能である。ただし、Ｓｉのみを含有させることにより、上記の効果が充分に得られる場合には、Ａｌを含有していなくてもよい。
Ａｌ添加量を０．６％以下としたのは、Ａｌは、Ｓｉに比較して、相当に強いフェライト安定化元素であり、少量の添加で延性確保に必要な量のフェライトを確保できるためである。一方、０．６％を超えるＡｌの添加は、フェライト体積率を過剰に増大させ過ぎ、繰り返し変形時の亀裂伝播抑制に寄与するマルテンサイト体積率を過度に減じてしまい、疲労耐久性が劣化することから好ましくない。

「Ｍｎ：マンガン」１．５〜３．０％
Ｍｎは、高強度冷延鋼板の強度を高めるために添加される。また、連続焼鈍、連続溶融亜鉛めっき設備での製造の際に、鋼板の組織制御を容易にすることから添加する必要がある。しかし、Ｍｎの含有量が３．０％を超えるとマルテンサイトの体積率が多くなりすぎてしまい、延性確保に寄与するフェライトの体積率が不充分となり、延性確保が困難となることから望ましくない。また、Ｍｎの含有量が１．５％未満であると強度が不充分となる。

「Ｔｉ：チタン」０．００５〜０．０９％
Ｔｉは、微細析出物を析出するとともに、細粒化に寄与することから、９００ＭＰa以上の強度確保を行うために、添加する必要がある。また、Ｂが窒化物となるのを防止し、Ｂ添加による高強度化の効果を引き出すことから、添加する必要がある。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．０９％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化する。また、Ｔｉの含有量が多すぎると、連続焼鈍や連続溶融亜鉛めっき設備での製造の際に、フェライトの再結晶を大幅に遅延することから、焼鈍後に未再結晶フェライトが残り易く、大幅な延性低下をもたらす。このことからＴｉの含有量の上限を０．０９％以下とする。また、Ｔｉの含有量が０．００５％未満であると、Ｔｉを含有することによって得られる上記効果が不十分となる。Ｔｉの含有量は、０．０１〜０．０６％の範囲であることが好ましく、０．０１５〜０．０５％の範囲であることがより好ましい。

「Ｂ：ホウ素」０．０００１〜０．０１％
Ｂは、オーステナイトからのフェライト変態を遅延することから、鋼板の高強度化に活用できる。加えて、Ｂはオーステナイトからのフェライト変態を遅延することから、マルテンサイト体積率を確保するために重要である。特に、本発明の鋼板は、疲労耐久性確保の観点から、多量のＳｉを含み、マルテンサイト体積率が小さくなりがちであることから、Ｂによるフェライト変態遅延を活用して、マルテンサイト体積率を確保する必要がある。しかしながら、Ｂの含有量が０．０００１％未満であると、十分な効果が得られない。また、Ｂの含有量が０．０１質量％を超えると、Ｂを含有することによる効果が飽和するばかりでなく、熱延時の製造性を低下させる。また、Ｂの含有量は、０．０００３〜０．００７％の範囲であることが好ましく、０．０００５〜０．００５％の範囲であることがより好ましい。

「Ｐ：リン」０．００１〜０．０３％
Ｐは、鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。Ｐの含有量が０．０３％を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、その適正範囲を０．０３％以下に限定した。また、Ｐの含有量の下限値は特に定めないが、０．００１％未満とすることは経済的に不利であることから、この値を下限値とした。

「Ｓ：硫黄」０．０００１〜０．０１％
Ｓは、溶接性並びに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、Ｓの含有量の上限値は０．０１％とした。また、Ｓの含有量の下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることから、この値を下限値とする。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成することから、曲げ性を低下させるため、Ｓの含有量は出来るだけ少ないことが好ましい。

「Ｎ：窒素」０．０００５〜０．０１００％
Ｎは、ＴｉやＢと窒化物を生成し、これら元素の添加効果を減じることから、Ｎの含有量を０．０１００％以下として添加する。加えて、Ｎは、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が良い。Ｎの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、これが実質的な下限である。

「Ｏ：酸素」０．０００５〜０．００７％
Ｏは、酸化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。特に、酸化物は介在物として存在する場合が多く、打抜き端面あるいは切断面に存在すると、端面に切り欠き状の傷や粗大なディンプルを形成することから、曲げ時や強加工時に応力集中を招き、亀裂形成の起点となり、大幅な穴拡げ性あるいは曲げ性の劣化をもたらす。Ｏの含有量が０．００７％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｏの含有量の上限を０．００７％以下とした。また、Ｏの含有量を０．０００５％と未満とすることは、過度のコスト高を招き経済的に好ましくないことから、これを下限とした。ただし、Ｏの含有量を０．０００５％未満にしたとしても、本発明の効果である９００ＭＰａ以上の引張最大応力と優れた疲労耐久性を確保できる。

本発明においては、上記必須元素に加え、さらに、以下に説明するような元素を選択的に添加することができる。以下、本発明における選択成分元素の添加範囲の限定理由につい説明する。

「Ｎｂ：ニオブ」０．００５〜０．０９％
Ｎｂは、強化元素であり、Ｔｉと同様に、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化及び再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．０９％を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化する。また、Ｎｂの含有量が多いと、連続焼鈍や連続溶融亜鉛めっき設備での製造の際に、フェライトの再結晶を大幅に遅延することから、焼鈍後に未再結晶フェライトが残り易く、大幅な延性低下をもたらす。このため、Ｎｂの含有量の上限を０．０９％以下とすることが好ましい。また、Ｎｂの含有量が０．００５％未満であると、Ｎｂを含有することによって得られる上記効果が不十分となる。また、Ｎｂの含有量は、０．０１〜０．０６％の範囲であることが好ましく、０．０１５〜０．０５％の範囲であることがより好ましい。

「Ｃｒ：クロム」０．０１〜２．０％、
「Ｎｉ：ニッケル」０．０１〜２．０％、
「Ｃｕ：銅」０．０１〜２．０％、
「Ｍｏ：モリブデン」０．０１〜０．８％、の内の１種または２種以上
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは、強度の向上に寄与する元素であり、Ｍｎの一部に代えて用いることができる。Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは、これらの内の１種又は２種以上を、それぞれ０．０１％以上含有することが好ましい。一方、各元素の含有量が多すぎると、酸洗性や溶接性、熱間加工性などが劣化することがあるため、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量は２.０％以下であることが好ましく、Ｍｏの含有量は０.８％以下であることが好ましい。

「Ｖ：バナジウム」０．００５〜０．０９％
Ｖは、強化元素であり、ＴｉやＮｂと同様に、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。また、Ｖを含有させることで、遅れ破壊特性を向上させることができる。このことから、本発明の引張最大強度が９００ＭＰaを超える鋼板の製造にあたってはＶを含有させることが望ましい。
しかしながら、Ｖの含有量が０．０９％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり、成形性が劣化する。また、Ｖの含有量が多いと、連続焼鈍や連続溶融亜鉛めっき設備での製造の際に、フェライトの再結晶を大幅に遅延することから、焼鈍後に未再結晶フェライトが残り易く、大幅な延性低下をもたらすため、上限を０．０９％以下とすることが好ましい。また、Ｖの含有量が０．００５％未満であると、Ｖを含有することによって得られる上記効果が不十分となる。また、Ｖの含有量は、０．０１〜０．０６％の範囲であることが好ましく、０．０１５〜０．０５％の範囲であることがより好ましい。

「Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの内の１種又は２種以上を合計で０．０００１〜０．５％」
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭは、硫化物や酸化物の形態制御を通じて、穴拡げ性や曲げ性改善に寄与する元素である。これら、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの内の１種又は２種以上の含有量が０．０００１％未満であると、充分な効果が得られない場合があり、また、０．５％を超えると、延性を損なう虞がある。

『鋼板組織並びに板面のＸ線ランダム比』
本発明の高強度冷延鋼板は、上述のように、鋼板組織が、主としてフェライト及びマルテンサイトからなる構成とされている。また、本発明の高強度冷延鋼板は、鋼板表層の主相であるフェライトの集合組織の板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位郡のＸ線のランダム強度比の平均値（Ａ）が３．０以下である関係とされている。

（鋼板組織）
本発明に係る高強度冷延鋼板の鋼板組織は、主として上述のフェライトとマルテンサイトより構成されており、ベイナイトを含むことも可能である。また、本発明に係る高強度冷延鋼板の鋼板組織に含まれるマルテンサイトは粒状であり、フェライト粒界あるいは粒内の何れにも存在することが可能である。マルテンサイトは、粒界に連なったネットワーク状の構造をしていても良い。また、マルテンサイトは、パケット、ブロック、ラスといった階層構造を有する場合があるが、マルテンサイトは、一つの結晶粒、あるいは、これら階層構造を有するマルテンサイトの何れであってもよく、マルテンサイト体積率が本発明の範囲を満足するのであれば、本発明の効果は発揮される。

本発明の高強度鋼板の引張最大応力は、強化組織であるマルテンサイトの体積率に依存することから、狙いとする鋼板強度に合せてマルテンサイトの体積率を変化させることが望ましい。
例えば、鋼板の引張最大応力を９００〜１１３０ＭＰaの範囲とするのであれば、フェライトの体積率は６０％〜８５％の範囲であることが好ましく、６５％〜８０％の範囲であることがより好ましい。
また、鋼板の引張最大応力を１１３０〜１２８０ＭＰaの範囲とするのであれば、フェライトの体積率は５５％〜８０％の範囲であることが好ましく、６０％〜７５％の範囲であることがより好ましい。
また、鋼板の引張最大応力を１２８０〜１４３０ＭＰaの範囲とするのであれば、フェライトの体積率は５０％〜７５％の範囲であることが好ましく、５５％〜７０％の範囲であることがより好ましい。

更に、鋼板の引張最大応力に応じて、フェライトの体積率を上記範囲に制御することで、引張最大応力（ＴＳ）９００ＭＰa以上の高強度と、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ．）１６０００（ＭＰa×％）以上の優れた延性とが得られ、優れた強度と延性とを同時に具備する鋼板とすることができる。なお、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ．）とは、引張試験における引張最大応力（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ．）との積であり、引張最大応力に応じて変化するものである。

また、本発明においては、フェライトの平均結晶粒径（ｄＦ）を５μｍ以下とすることが好ましく、４．５μｍμｍ以下とすることがより好ましく、４．０μｍ以下とすることが最も好ましい。
また、マルテンサイトの平均結晶粒径（ｄＭ）は、フェライトの平均結晶粒径（ｄＦ）の１／３以下とすることが好ましく、具体的には、１．７μｍとすることが好ましく、１．５μｍとすることがより好ましく、１．３μｍとすることが最も好ましい。
フェライトの平均結晶粒径（ｄＦ）を上記範囲としたのは、結晶粒径を細粒化することにより、延性をあまり劣化させずに、降伏応力及び引張最大強度を増加させるためである。また、フェライトの平均結晶粒径（ｄＦ）を５μｍ以下にすると、変形の局在化や亀裂伝播が生じ難くなり、疲労耐久性の向上がもたらされる。しかしながら、フェライトの平均結晶粒径（ｄＦ）が上記範囲を超えると、細粒化による強度上昇への寄与が小さくなる。このため、鋼に含まれるマルテンサイトの体積率を増加させることによって強度を補う必要が生じ、フェライトの体積率が不十分となって延性が十分でなくなるおそれがある。

（鋼板表層の集合組織）
高強度鋼板の疲労耐久性は、変形を伴わない製品板の凹凸と、成形あるいは繰り返し変形後の鋼板表面の凹凸に起因した応力集中により、劣化する。このため、鋼板の疲労耐久性を向上させるには、熱延時の鋼板表面への集合組織形成を抑制することと、繰り返し変形時の凹凸抑制を同時に行う必要がある。
本発明者等が鋭意検討した結果、デスケーリング圧を増加させることによって熱間圧延時のスケール剥離を促進させるのではなく、全く逆の視点に立ち、デスケーリング圧を低減することによる鋼板表層の集合組織形成の抑制と、これによる繰り返し変形時の鋼板表面への凹凸抑制を行うことが有効であることを見出した。
一方、デスケーリング圧の低下に伴う熱延鋼板表面の凹凸は、冷間圧延を所定の条件にて行うことで、熱延板表面に形成した凹凸を潰し、平滑化することでデスケーリング圧を高めた鋼板と同等とすることが可能であり、優れた疲労耐久性が確保可能である。

即ち、Ｓｉの多量添加は、スケールを剥離し難くすることから、デスケーリングの際の水圧を増加させる必要が生じる。このように、デスケーリングの際の水圧が高いと、鋼板内部の温度は高くとも、表層温度はかなりの低温となり、熱延板表層の集合組織形成を発達させる結果となる。このような、熱延板にて発達した集合組織は、冷間圧延において歪を蓄積し難いことから、冷延−焼鈍後も鋼板表面には強い集合組織が残りやすい。このため、鋼板内部の組織が微細であっても、製品板表層は同一方位を有する集合組織が発達し、変形時には、あたかも数十μｍの結晶粒を有する粗大な結晶粒を有する鋼板であるかのような組織となり、疲労耐久性が劣位となる。
このため、本発明においては、後述の製造方法で説明するように、粗圧延〜仕上げ圧延時のデスケーリング圧力を下げ、鋼板表面の温度をＡｒ_３変態点以上とする方法で高強度冷延鋼板を得る方法としている。

（板面の各結晶方位におけるＸ線ランダム強度比）
本発明の高強度冷延鋼板では、上述したように、鋼板表層の主相であるフェライトの集合組織の板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位郡のＸ線のランダム強度比の平均値（Ａ）が３．０以下である関係とされている。

本発明において、鋼板表層の主相であるフェライトの集合組織の板面の、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位郡のＸ線のランダム強度比の平均値（Ａ）を３．０以下としたのは、集合組織範囲を上記範囲内とすることで、疲労耐久性向上効果が得られるためである。即ち、集合組織は、その値が大きければ大きいほど、多くの結晶粒が板面に対して強い｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞集合組織を有することを意味する。つまり、多くの結晶粒が同様の結晶方位を有し、あたかも、一つの結晶粒であるかのような変形挙動を示す。このため、上記Ｘ線のランダム強度比の平均値（Ａ）が３．０を超えると、繰り返し変形時における鋼板表面への凹凸の形成が促進され、疲労耐久性も劣化する。一方、上記平均値（Ａ）が３．０以下であると、繰り返し変形時の凹凸形成が抑制されるため、疲労耐久性が顕著に向上する。このことから、上記Ｘ線のランダム強度比の平均値（Ａ）の上限を３．０とした。一方、上記平均値（Ａ）が極端に低い値を示す場合には、異なる集合組織の形成を意味することから、上記平均値（Ａ）は１に近いほど好ましい。

また、熱延時に形成される集合組織を｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞としたのは、この集合組織がＴｉやＮｂ添加鋼を低温で熱間圧延し、更に、冷延及び焼鈍した際に発達する集合組織であるためである。本発明の鋼板は、Ｓｉを多く含むことから、一般的にデスケーリング圧を高めて熱間圧延される場合が多く、上記集合組織が発達し易い。また、ＳｉやＡｌを多く含むことから、Ａｒ_３変態点も高くなりがちである。この結果、上記集合組織が、より発達し易い。このことから、上記集合組織の発達を抑制する必要がある。
なお、本発明の鋼板は、デスケーリング圧を低減することで、表層の集合組織の発達を抑制し、優れた疲労耐久性を確保しているが、鋼板内部、例えば、板厚方向１/４厚み位置での集合組織形成も同様に抑制されており、値（Ａ）が３．０超となることはない。

ここで、本発明に係る高強度冷延鋼板を用いて疲労試験を行った行なった場合の、疲労亀裂の伝播について、図１の模式図を参照しながら説明する。
上記構成とされた本発明に係る高強度冷延鋼板に対し、例えば、平面曲げ疲労を与えた場合、図１中に亀裂線を示すように、疲労亀裂は、主として硬質組織であるマルテンサイトを避けて迂回するように伝播する。本発明に係る高強度冷延鋼板は、鋼板組織をフェライト及びマルテンサイトより成る組織としているので、上述のような亀裂の迂回伝播により、疲労耐久性が向上するという効果が得られる。

なお、本発明においては、上述のような高強度冷延鋼板の表面に亜鉛めっき層や合金化した亜鉛メッキ層を設けることにより、高強度亜鉛めっき鋼板を構成することが可能である。高強度冷延鋼板の表面に亜鉛めっき層が形成されていることにより、優れた耐食性を有する鋼板となる。また、高強度冷延鋼板の表面に、合金化した亜鉛メッキ層が形成されていることにより、優れた耐食性を有し、塗料の密着性に優れたものとなる。

以上説明したような本発明に係る疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板によれば、上記構成により、鋼板表層の集合組織形成を抑制することで、繰り返し変形時の表面への凹凸形成を抑制することが可能であり、引張最大応力９００ＭＰａ以上の高い強度及び高い疲労耐久性が同時に得られる。これにより、強度特性及び加工性に優れ、高い疲労耐久性を備える高強度冷延鋼板を提供することが可能となる。

［高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法］
次に、本発明に係る高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
本発明に係る疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板の製造方法は、上記化学成分組成を有する鋳造スラブを、直接又は一旦冷却した後に１０５０℃以上に加熱し、鋼板表面のデスケーリング圧力を３００ｋｇ／ｍｍ^２未満として粗圧延から仕上げ圧延終了までを行い、その後、Ａｒ_３変態点以上で熱間圧延を完了し、次いで、４００〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、鋼板表面の粗度（Ｒａ）を１．０以下に調整し、次いで、連続焼鈍ラインを通板するに際して、最高加熱温度７６０〜Ａｃ_３℃で焼鈍した後、最高到達温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却し、さらに、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で、室温まで冷却する方法である。

本発明の高強度冷延鋼板を製造するには、まず、上述した化学成分組成を有するスラブを鋳造する。

次に、鋳造されたスラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、鋼板表面のデスケーリング圧力を３００ｋｇ/ｍｍ^２以下として粗圧延から仕上げ圧延終了までを行なう。
粗圧延から仕上げ圧延までの工程において、鋼板表面をデスケーリングする際の圧力（水圧）は、上記したように、３００ｋｇ/ｍｍ^２以下とする必要がある。デスケーリング圧力が３００ｋｇ/ｍｍ^２超だと、鋼板内部の温度は高くとも、表層温度が大きく低下し、熱延板表層の集合組織形成を促進してしまう。この結果、＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位郡のＸ線のランダム強度比の平均値（Ａ）を、３．０以下に制御することができなくなる。このため、鋼板内部の組織が微細であっても、製品板表層は同一方位を有する集合組織が発達し、変形時には、あたかも数十μｍの結晶粒を有する粗大な結晶粒を有する鋼板であるかのような組織となり、疲労耐久性が劣位となってしまうおそれがある。

デスケーリング圧力の下限値は、特に定めることなく本発明の効果である優れた疲労耐久性は確保可能である。しかしながら、デスケーリング圧力が１０ｋｇ/ｍｍ^２未満であると、圧延中に剥離したスケールを噛み込み、熱延板の凹凸が顕著となるとともに、酸洗及び冷間圧延を経た後も模様として残留し、外観不良を引き起こすことから、デスケーリング圧の下限値は１０ｋｇ/ｍｍ^２以上とすることが望ましい。

その後、Ａｒ_３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施す。

なお、本実施形態において、Ａｒ_３変態点は次の式により計算することができる。
Ａｒ_３変態点（℃）＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）
（なお、上記式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ，Ｃｕ、Ｍｏは、鋼中の各成分の含有量［質量％］である。）

また、熱間圧延の仕上げ圧延温度は、Ａｒ_３変態点以上であればよく、上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮される。しかしながら、熱間圧延の仕上げ圧延温度を過度に高温とした場合、その温度を確保するために、スラブの加熱温度を過度に高温にする必要が生じ、好ましくない。このことから、熱間圧延の仕上げ圧延温度の上限温度は１０００℃とすることが望ましい。

次に、熱間圧延を完了した鋼板を４００℃〜６７０℃の温度域にて巻き取る。この際の巻き取り温度が６７０℃を超えると、熱延組織中に粗大なフェライトやパーライト組織が存在するものとなるため、焼鈍後の組織不均質性が大きくなり、最終製品の曲げ性が劣化する。また、巻き取り温度が６７０℃を超えると、鋼板表面に形成される酸化物の厚さが過度に増大するため、後述する酸洗による効果が十分に得られなくなるので好ましくない。

また、巻き取り温度が６３０℃以下であると、焼鈍後の組織を微細にして強度延性バランスを向上させるとともに、焼鈍後の組織を均質分散させて曲げ性を向上させることができ、より好ましい。しかしながら、巻き取り温度が４００℃未満になると、極端に熱延板強度が増加することから、冷間圧延の際に板破断や形状不良といったトラブルを誘発しやすくなる。したがって、巻き取り温度の下限は、４００℃とする必要がある。

なお、仕上げ圧延は、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に行っても良い。また、粗圧延板は、一旦巻き取っても構わない。

次に、熱間圧延を完了し、巻き取られた鋼板を酸洗する。酸洗を行うことにより、鋼板表面の酸化物を除去することができる。このため、酸洗は、最終製品の冷延高強度鋼板の化成性や、溶融亜鉛あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板用の冷延鋼板の溶融めっき性を向上させるために重要である。なお、酸洗は、一回のみ行っても良いし、複数回に分けて行っても良い。

次に、酸洗後の熱延鋼板に圧下率４０〜７０％の冷延を施す。本発明の製造方法では、デスケーリング圧を低減して鋼板を製造することから、熱延板の凹凸は、一般的な条件で製造した鋼に比較して大きい。このため、冷延後の鋼板表面の凹凸（粗度）をＲａで１．０以下に制御する必要があることから、圧下率は特に重要である。ここでの圧下率が４０％未満であると、熱延板表面の凹凸を平らに潰すことが難しいことから、４０％以上とする必要がある。一方、圧下率が７０％を越えると、冷延荷重が大きくなり過ぎて、冷延が困難となる。また、圧下率は４５〜６５％の範囲であることがより好ましい。なお、圧延パスの回数や、圧延パス毎の圧下率については、特に規定することなく本発明の効果が発揮される。

本発明において、冷延後の鋼板粗度（Ｒａ）を１．０以下としたのは、この数値を１．０以下の低い値に押えることで、鋼板表面の凹凸による疲労特性の劣化を押えることが可能なためである。鋼板の粗度（Ｒａ）は、１．０以下であれば十分な疲労耐久性向上効果が見込めるとともに、過度に粗度を小さくしたとしても、その効果が飽和することから、１．０以下とすれば良い。特に、繰り返し変形においては、繰り返される変形に伴って鋼板表面には凹凸が形成される。このことから、冷延鋼板の粗度（Ｒａ）は、１．０以下であれば良い。
鋼板の粗度（Ｒａ）は、冷延鋼板であれば製品板の粗度を、めっき鋼板であればめっきを除去した後の鋼板表面の粗度を測定することで測定可能である。本発明では、冷延鋼板であれば、粗度計にて、圧延方向に平行及び垂直な方向に１０ｍｍの範囲で、各５箇所ずつ粗度（Ｒａ）を測定し、その平均値にて比較を行う方法を採用することができる。

その後、得られた冷延鋼板を、連続焼鈍ラインを通板させて高強度冷延鋼板を製造する。この際、以下に示す第１条件または第２条件で行う。

「第１条件」
冷延された鋼板を、連続焼鈍ラインに通板させるに際して、最高加熱温度７６０〜Ａｃ_３℃で焼鈍した後、最高到達温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却し、さらに、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で、室温まで冷却する。

本発明において、Ａｃ_３とは、オーステナイト単相となる下限の温度を意味し、長さ変化の温度依存性の調査を行うことで測定可能である。即ち、鋼において室温で安定なフェライトと、高温で安定なオーステナイトは、密度や熱膨張係数が異なる。この結果、試験片の長さ変化の温度依存性を測定することで、Ａｃ_３変態点を簡便に測定できる。
本実施形態において、上記最高加熱温度を７６０℃〜Ａｃ_３℃としたのは、熱延板中に析出したセメンタイト、あるいは冷延後の連続焼鈍設備や連続溶融亜鉛めっき設備での加熱中に析出したセメンタイトを溶解させ、十分な体積率のオーステナイトを確保するためである。最高加熱温度が７６０℃未満であると、セメンタイトを溶解させるための時間が長時間となり、生産性が低下する。また、最高加熱温度が７６０℃未満であると、セメンタイトが溶解せずに溶け残って冷却後のマルテンサイトの体積率が低下し、９００ＭＰa以上の鋼板強度が確保できない場合がある。

また、本実施形態においては、最高加熱温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却を行うので、フェライトの形成が促進され、延性確保に寄与するフェライトの体積率を十分に確保することができる。
これに対し、最高加熱温度〜６３０℃間を１０℃／秒を超える平均冷却速度で冷却した場合には、フェライトの体積率が不足して、高強度冷延鋼板または高強度亜鉛めっき鋼板の延性及び曲げ性が不十分となるおそれがある。

「第２条件」
冷延された鋼板を、連続焼鈍ラインに通板させるに際して、上述した第１条件と同様にして焼鈍を行った後、最高到達温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却し、さらに、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で、４５０〜２５０℃まで冷却した後、４５０〜２５０℃の温度域で３０秒以上保持する。

本発明に係る製造方法では、上記第１条件又は第２条件の工程を備えることにより、疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板が得られる。

また、本発明においては、第１条件又は第２条件で得られた高強度冷延鋼板に亜鉛系電気めっきを施すことにより、高強度亜鉛めっき鋼板を製造することが可能である。
またさらに、本発明においては、上記方法によって得られた冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板させることにより、高強度亜鉛めっき鋼板を製造してもよい。この場合には、以下に示すような第３条件又は第４条件で行う。

「第３条件」
連続溶融亜鉛めっきラインを通板させるに際して、上述した第１条件と同様にして焼鈍を行った後、最高到達温度〜６３０℃間を第１条件と同様にして冷却し、さらに、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で、｛亜鉛めっき浴温度（℃）−４０（℃）｝℃〜｛亜鉛めっき浴温度（℃）＋５０（℃）｝℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、その後、冷却する。
上述のように、鋼板を、６３０℃〜｛亜鉛めっき浴温度（℃）−４０（℃）｝℃〜｛亜鉛めっき浴温度（℃）＋５０（℃）｝℃間において好適な温度まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬することで、表面に亜鉛めっき層が形成された高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。

本実施形態においては、６３０℃〜５７０℃間、または、６３０℃〜｛（亜鉛めっき浴温度−４０℃）〜（亜鉛めっき浴温度＋５０℃）｝℃間の平均冷却速度を３℃／秒以上としているので、この温度域で起こり得るパーライトやベイナイト変態を抑制することができ、オーステナイトをマルテンサイトへと効率的に変態させることが可能である。
これに対し、上記温度範囲における平均冷却速度が３℃／秒未満である場合、オーステナイトがパーライトへと変態することによって、マルテンサイトの体積率が不足し、高強度冷延鋼板または高強度亜鉛めっき鋼板の強度が不十分となるおそれがある。また、上記温度範囲における平均冷却速度を３℃／秒未満とした場合、生産性の低下を招くため、好ましくない。

「第４条件」
連続溶融亜鉛めっきラインを通板させるに際して、上述した第３条件と同様にして、亜鉛めっき浴に浸漬するまでの工程を行った後、４６０〜６００℃の温度で合金化処理を施し、その後、冷却する。
このような合金化処理を行うこことで、表面に亜鉛メッキ層が合金化されてなるＺｎ−Ｆｅ合金が形成され、表面に合金化した亜鉛メッキ層を有する高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。

合金化温度の下限値を４６０℃としたのは、合金化反応には長時間を要することから、合金化温度がこの温度以下だと、生産性に劣るためである。一方で、合金化温度が６００℃を超えると、オーステナイト中に炭化物が形成され、冷却後に得られるマルテンサイト体積率が減少して強度確保が難しくなることから、６００℃以下とする必要がある。

また、本発明においては、高強度冷延鋼板または高強度亜鉛めっき鋼板の製造時における炉内雰囲気を、Ｈ_２を１〜６０体積％含有し、残部Ｎ_２、Ｈ_２Ｏ、Ｏ_２および不可避的不純物からからなる雰囲気とし、その雰囲気中の水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）を−３≦ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦−０．５とすることが好ましい。上記の炉内雰囲気とすることで、鋼板に含まれるＳｉ（又は、Ｓｉ及びＡｌ）が鋼板表面に拡散する前に、鋼板内部に拡散したＯと鋼板内部に含まれるＳｉ（又は、Ｓｉ及びＡｌ）とが反応する内部酸化によって、表層近傍の鋼板内部にＳｉ酸化物（又は、Ｓｉ酸化物及びＡｌ酸化物）が析出される。その結果、鋼板表面への酸化物形成を抑制して、高強度冷延鋼板を製造した場合においては高強度冷延鋼板の化成処理性を向上させることができる。

なお、上記炉内雰囲気のＨ_２濃度が６０体積％を超えると、コスト高を招くことから好ましくない。また、Ｈ_２濃度が１体積％未満になると、鋼板に含まれるＦｅが酸化することから、濡れ性やめっき密着性が不充分となる虞がある。
また、炉内雰囲気中の水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）を−３≦ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦−０．５とすることで、Ｓｉを多量に含む鋼である場合であっても、充分なめっき性を確保できる。なお、水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）の下限を−３以上としたのは、−３未満では、鋼板表面にＳｉ酸化物（またはＳｉ酸化物およびＡｌ酸化物）が形成される割合が多くなり、濡れ性やめっき密着性が低下する虞があるからである。一方、水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）の上限を−０．５としたのは、その効果が飽和するためである。

従来の製造方法を用いて冷延鋼板または亜鉛めっき鋼板を製造する場合、製造時における焼鈍炉内の雰囲気が適性化されていないため、以下に示すような問題が生じる虞があった。
本発明に係る高強度冷延鋼板では、マルテンサイトを高強度化するために、スラブとして、Ｓｉ（又は、Ｓｉ及びＡｌ）を含む上述した化学成分組成を有するスラブを用いている。これらＳｉやＡｌは、Ｆｅと比較して極めて酸化しやすい元素であるため、Ｓｉ（又は、Ｓｉ及びＡｌ）の添加された鋼板の表面には、Ｓｉ酸化物（又は、Ｓｉ酸化物及びＡｌ酸化物）が形成されやすい。鋼板の表面に形成されたＳｉ酸化物（又は、Ｓｉ酸化物及びＡｌ酸化物）は、高強度冷延鋼板における化成処理性を劣化させる原因となる。また、これらの酸化物は、亜鉛などの溶融金属との濡れ性が悪いため、Ｓｉ（又は、Ｓｉ及びＡｌ）の添加された高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する場合、不めっきの原因となる。また、ＳｉやＡｌは、合金化処理を施した高強度亜鉛めっき鋼板を製造する際に、合金化を遅延するなどの問題を引き起こす場合があった。

これに対し、本発明に係る高強度冷延鋼板の製造方法では、鋼板の焼鈍を行う際の炉内雰囲気を上記条件とすることにより、鋼板表面への酸化物形成を抑制して、高強度冷延鋼板を製造した場合においては高強度冷延鋼板の化成処理性を向上させることができる。これにより、高強度亜鉛めっき鋼板を製造した場合においては高強度亜鉛めっき鋼板の濡れ性の向上を向上させることができ、不めっきを抑制できるとともに合金化反応の促進を図ることができる。

なお、本発明に係る高強度冷延鋼板又は高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上述した例に限定されるものではない。
例えば、上述した製造方法においては、水分圧と水素分圧とを制御して焼鈍炉内の雰囲気を制御したが、二酸化炭素と一酸化炭素の分圧を制御する方法や、二酸化窒素と一酸化窒素の分圧を制御する方法、あるいは、炉内に直接酸素を吹き込む方法を用いて、焼鈍炉内の雰囲気を制御してもよい。この場合であっても、水分圧と水素分圧とを制御して焼鈍炉内の雰囲気を制御した場合と同様に、表層近傍の鋼板内部にＳｉ酸化物（またはＳｉ酸化物およびＡｌ酸化物）を析出させることができ、上記と同様の効果が得られる。また、炉内の水分圧と水素分圧との比は、炉内に水蒸気を吹き込むことで調整する方法が簡便である。

また、本発明に係る高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法においては、めっき密着性を向上させるために、焼鈍前の鋼板にＮｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅから選ばれる１種あるいは複数種よりなるめっきを施してもよい。

また、本発明に係る高強度亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、焼鈍から亜鉛めっき浴に浸漬するまでの工程として「脱脂酸洗後、非酸化雰囲気にて加熱し、Ｈ_２及びＮ_２を含む還元雰囲気にて焼鈍した後、亜鉛めっき浴温度近傍まで冷却して、亜鉛めっき浴に侵漬する」ゼンジマー法や「焼鈍時の雰囲気を調節して、最初に鋼板表面を酸化させ、その後還元することにより、めっき前の鋼板表面の清浄化を行った後、亜鉛めっき浴に侵漬する」全還元炉方式、あるいは「鋼板を脱脂酸洗した後に、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行い、その後亜鉛めっき浴に侵漬する」フラックス法などを用いてもよい。

以上説明したような本発明に係る疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法によれば、上記方法により、Ｓｉ添加量を増加し、主相であるフェライトの疲労耐久性を高めると共に、主相であるフェライトの表層の集合組織を制御することにより、鋼板表面においても鋼板内部と同様、微細組織として作用させることが可能であり、繰り返し変形においては、変形中の凹凸の形成抑制や、これによる疲労耐久性向上を可能とする。加えて、鋼板組織を強度、延性並びに疲労耐久性の確保に有効なフェライト及びマルテンサイトより成る組織とすることで、引張最大応力９００ＭＰａ以上の高い強度、充分な延性、及び、高い疲労耐久性を備えた高強度冷延鋼板を製造することができる。これにより、強度特性及び加工性に優れ、高い疲労耐久性を備える高強度冷延鋼板を製造することが可能となる。

以下、本発明に係る疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及びその製造方法、並びに、高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明するが、本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。

［鋼板の製造］
まず、製鋼工程において溶鋼の脱酸・脱硫と化学成分を制御することにより、下記表１に示す化学成分組成とされた鋼符号Ａ〜Ｖのスラブを得た。そして、このスラブを、デスケーリング圧力等の各条件を表２に示す条件として熱間圧延を完了し、鋼板とした。そして、下記表２及び表３に示す温度域にて鋼板を巻き取り、酸洗後、表２及び表３に示す圧下率の冷延を施し、実験例Ａ−１〜実験例Ｖ−１の冷延鋼板を得た。

その後、得られた冷延鋼板を、連続焼鈍ライン又は連続溶融亜鉛めっきラインを通板させて高強度冷延鋼板または高強度亜鉛めっき鋼板を製造した。この際、各実験例において、以下に説明する第１〜第４条件の各々を適宜適用し、各鋼板を製造した。

「第１条件」
連続焼鈍ライン又は連続溶融亜鉛めっきラインを通板させるに際して、表２及び表３に示す最高到達温度で焼鈍を行った。そして、最高到達温度〜６３０℃間を表２及び表３に示す平均冷却速度で冷却した後、さらに、６３０℃〜５７０℃間を表２及び表３に示す平均冷却速度で冷却することにより、鋼板を製造した。
その後、一部の実験例においては、表２及び表３に示す保持温度において、表２及び表３に示す保持時間で保持することにより、以下に説明する第２〜第４条件の工程を行なった。

「第２条件」
連続焼鈍ラインを通板させるに際して、上述した第１条件と同様にして焼鈍を行った後、最高到達温度〜６３０℃間、６３０℃〜５７０℃間を第１条件と同様にして冷却した。さらに、４５０〜２５０℃まで冷却するに際して、４５０〜２５０℃の温度域で３０秒以上保持することにより、鋼板を製造した。

「第３条件」
連続溶融亜鉛めっきラインを通板させるに際して、上述した第１条件と同様にして焼鈍を行った後、最高到達温度〜６３０℃間を第１条件と同様にして冷却した。さらに、６３０℃〜亜鉛めっき浴温度間を平均冷却速度３℃／秒以上で、亜鉛めっき浴温度まで冷却し、その後、亜鉛めっき浴に浸漬し、冷却することにより、表面に亜鉛めっき層が形成された鋼板を製造した。

「第４条件」
連続溶融亜鉛めっきラインを通板させるに際して、上述した第３条件と同様にして、亜鉛めっき浴に浸漬するまでの工程を行った後、４６０〜６００℃の温度で合金化処理を施し、その後、冷却することにより、表面に合金化した亜鉛メッキ層を有する鋼板を製造した。

［評価試験］
上記方法によって製造した各実験例の鋼板について、以下のような評価試験を行った。

「鋼板組織」
まず、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて各実験例の鋼板の組織観察を行い、鋼板の組織分率、並びに、フェライト及びマルテンサイト粒径を測定し、結果を下記表４及び表５に示した。
フェライト、マルテンサイト、パーライト、セメンタイト、ベイナイト、オーステナイト及び残部組織の同定や、存在位置の観察および面積率の測定は、ナイタール試薬及び特開５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により、鋼板圧延方向断面または圧延方向直角方向断面を腐食して、板厚の１／４厚み位置を１０００〜１００００倍にて観察した。
なお、組織の同定にあたっては、光学顕微鏡、ＦＥＳＥＭ（電界放射型走査電子顕微鏡）−ＥＢＳＰ（後方散乱電子回折）法を用いた結晶方位解析や、マイクロビッカース硬度測定等の微小領域の硬度測定を用いることも可能であるが、本実施形態においては、上記方法を採用した。

「Ｘ線ランダム強度比」
鋼板表層の主相であるフェライトの集合組織の板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位郡のＸ線のランダム強度比の平均値（Ａ）を測定するにあたっては、冷延鋼板であれば製品板そのままを、めっき鋼板であれば、インヒビター入りの塩酸にてめっき層を剥離した後、Ｘ線にて集合組織を測定し、結果を下記表４及び表５に示した。

これら各方位のＸ線ランダム強度比は、｛１１０｝極点図に基づきベクトル法により計算した３次元集合組織や、｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうちの複数の極点図（好ましくは、３つ以上）を用いて、級数展開法で計算した３次元集合組織から求めればよい。本発明では、後者の方法を用いてランダム強度比を測定した。具体的には、上記各結晶方位のＸ線ランダム強度比には、３次元集合組織のφ２＝４５゜断面における、（００１）［１−１０］、（１１６）［１−１０］、（１１４）［１−１０］、（１１３）［１−１０］、（１１２）［１−１０］、（３３５）［１−１０］、（２２３）［１−１０］の強度をそのまま用いればよい。｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均値とは、上記の各方位の相加平均である。上記の全ての方位において、上記強度を得ることができない場合には、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の相加平均で代替してもよい。本実施例においては、各３点測定を行いその平均値を値（Ａ）とした。
なお、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞で表される結晶方位とは、板面の法線方向が＜ｈｋｌ＞に平行で、圧延方向が＜ｕｖｗ＞と平行であることを示している。

「表面の凹凸（模様）の状態」
鋼板表面の凹凸（模様）については、粗度計を用いて、圧延方向と平行並びに垂直方向の粗度を測定し、結果を下記表４及び表５に示した。具体的には、１０ｍｍの範囲を各５点ずつ線分析してＲａを測定し、その平均値を各鋼板の粗度（Ｒａ）とした。なお、めっき鋼板の粗度測定を行う際、インヒビター入りの塩酸にて、めっき層を剥離した後、粗度計にて粗度の測定を行った。これは、疲労耐久性に影響を及ぼす因子として、めっき層の表面というよりも、めっき層／地鉄界面の粗度が大きな影響を及ぼすためである。

「引張最大強度（ＴＳ）及び伸び率（ＥＬ：延性）」
各実験例の鋼板から、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を加工して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の試験方法に沿って、引張最大強度ＴＳ（ＭＰａ）及び伸び率（ＥＬ）を測定し、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ．）と併せて、結果を下記表４及び表５に示した。

「疲労耐久性」
各実験例の鋼板から、ＪＩＳ Ｚ ２２７５に記載のＪＩＳ １号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２７５に基づいて平面曲げ疲労試験を行った。なお、試験片のＲは４２．５とし、速度２５Ｈｚ、応力振幅一定にて試験を行ない、試験片の分離をもって破断と判断した。そして、１×１０^７回繰り返し変形を行い、破断しない最大の応力を時間強さとした。また、各鋼の時間強さをＴＳで割った値を疲労耐久限度比と定義し、この値が０．３以上となるものを疲労耐久性に優れた鋼と判断し、結果を下記表４及び表５に示した。

［評価結果］
表１〜表５に示すように、本発明で規定する鋼成分を有し、また、本発明で規定する製造条件によって製造された本発明例（表１〜表５の種別欄に発明例と記載された実験例）の高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板は、鋼板表層の主相であるフェライトの集合組織の板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位郡のＸ線のランダム強度比の平均値（Ａ）が全て３．０以下であった。また、引張最大強度が全て９８７ＭＰａ以上、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が１６０００（ＭＰa×％）以上、疲労耐久限度比が０．３４ＭＰａ以上であった。これらの評価結果より、本発明例の高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板は、硬質組織であるマルテンサイト組織の体積率を増加させずに充分なフェライト組織の体積率が確保され、引張最大応力９００ＭＰａ以上の高い強度及び充分な延性が実現できるとともに、高い疲労耐久性が得られることが明らかとなった。

これに対し、比較例の冷延鋼板及び亜鉛めっき鋼板は、本発明で規定する化学成分組成や各製造条件の何れかが満たされていないため、以下に説明するように、Ｘ線ランダム強度比、鋼板表面の粗度、引張最大強度及び延び率、疲労耐久限度比の内の何れかの項目が、目標となる特性を満足することができない結果となった。

実験例Ａ−６〜Ａ−９の冷延鋼板は、デスケーリング圧力又は冷延圧下率が適正でないため、Ｘ線ランダム強度比の平均値（Ａ）が増大しているか、あるいは、鋼板表面の粗度（Ｒａ）が増大しており、また、疲労耐久限度比が低くなる結果となった例である。
実験例Ａ−１０〜Ａ−１４の冷延鋼板は、熱間圧延後の巻き取り温度、連続焼鈍の最高到達温度又は平均冷却速度、めっき時の保持温度の何れかが適正でないため、引張最大応力（ＴＳ）又は強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低い結果となった例である。

実験例Ａ−１７、Ａ−１９の冷延鋼板は、デスケーリング圧力が適正でないため、疲労耐久限度比が低くなる結果となった例である。
実験例Ａ−２０、Ａ−２１の冷延鋼板は、めっき時の平均冷却速度又は合金化処理温度が適正でないため、引張最大応力（ＴＳ）及び強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ．）が低下した例である。

実験例Ｌ−２〜Ｌ−４の冷延鋼板は、冷延時の圧下率が適正でないか、又は、熱間圧延後の巻き取り温度、デスケーリング圧力の何れかが適正でないため、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ．）、あるいは、引張最大応力（ＴＳ）が低下した例である。
実験例Ｌ−５、Ｌ−６の冷延鋼板は、連続焼鈍時の最高到達温度又は滞留時間が適正でないため、鋼板組織中のマルテンサイト体積率が著しく減少し、引張最大応力（ＴＳ）が低下した例である。

実験例Ｌ−１０、Ｌ−１１の冷延鋼板は、デスケーリング圧力又は冷延時の圧下率が適正でないため、疲労耐久限度比が低くなる結果となった例である。
実験例Ａ−１２の冷延鋼板は、めっき時の平均冷却速度が適正でないため、引張最大応力（ＴＳ）が低下した例である。

実験例Ｑ−１、Ｒ−１の冷延鋼板は、鋼板の化学成分組成における必須成分のＣ又はＳｉの含有量が適正でないため、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ．）が低下するとともに、引張最大応力（ＴＳ）又は伸び（ＥＬ）の何れか低下した例である。
実験例Ｒ−２の冷延鋼板も、鋼板の化学成分組成における必須成分のＳｉの含有量が適正でないため、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低下するとともに、伸び（ＥＬ）が低下した例である。ただし、実験例Ｒ−２は、Ｓｉ含有量が低いため、デスケーリング圧を低減しても熱延板の凹凸は小さく、冷延時の圧下率が小さくても鋼板表面の粗度（Ｒａ）は増大せず、疲労耐久限度比も低くならない結果となった例である。
実験例Ｓ−１、Ｔ−１の冷延鋼板は、鋼板の化学成分組成における必須成分のＭｎの含有量が適正でなく、Ｍｎ含有量が本発明の規定を下回っている実験例Ｓ−１では鋼板組織中のマルテンサイト体積率が、また、Ｍｎ含有量が本発明の規定を超えている実験例Ｔ−１では鋼板組織中のフェライト体積率が、ほぼ０（ゼロ）となった。この結果、実験例Ｓ−１、Ｔ−１の冷延鋼板は、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ．）が低下した。

実験例Ｕ−１の冷延鋼板は、鋼板の化学成分組成における必須成分のＴｉが含まれておらず、引張最大応力（ＴＳ）が低下した例である。
実験例Ｕ−２、Ｕ−３の冷延鋼板は、鋼板の化学成分組成における必須成分のＴｉが含まれておらず、引張最大応力（ＴＳ）が低下した例である。ただし、実験例Ｕ−２、Ｕ−３は、Ｔｉが含まれていないため、集合組織が形成され難く、デスケーリング圧力が高くても疲労耐久限度比が低下し難い傾向が見られた。

実験例Ｖ−１の冷延鋼板は、鋼板の化学成分組成における必須成分のＢが含まれておらず、引張最大応力（ＴＳ）が低下した例である。

以上説明した実施例の結果より、本発明の疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板が、強度特性及び加工性に優れ、高い疲労耐久性を備えることが明らかである。

Claims (11)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０７〜０．２５％、
   Ｓｉ：０．３〜２．５０％、
   Ｍｎ：１．５〜３．０％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０９％、
   Ｂ ：０．０００１〜０．０１％、
   Ｐ ：０．００１〜０．０３％、
   Ｓ ：０．０００１〜０．０１％、
   Ａｌ：０．６０％以下、
   Ｎ ：０．０００５〜０．０１００％、
   Ｏ ：０．０００５〜０．００７％、
   を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼成分を有し、
   鋼板組織が、主としてフェライト及びマルテンサイトからなり、鋼板表層の主相であるフェライトの集合組織の板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位郡のＸ線のランダム強度比の平均値（Ａ）が３．０以下であることを特徴とする疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。
2. さらに、質量％で、
   Ｎｂ：０．００５〜０．０９％
   を含有することを特徴とする請求項１に記載の疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。
3. さらに、質量％で、
   Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
   Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
   Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
   Ｍｏ：０．０１〜０．８％
   の内の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。
4. さらに、質量％で、
   Ｖ：０．００５〜０．０９％
   含有することを特徴とする請求項１〜請求項３の何れか１項に記載の疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。
5. さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの内の１種又は２種以上を、合計で０．０００１〜０．５％の範囲で含有することを特徴とする請求項１〜請求項４の何れか１項に記載の疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。
6. 請求項１〜請求項５の何れか１項に記載の高強度冷延鋼板の表面に亜鉛系めっきが施されてなることを特徴とする疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板。
7. 請求項１〜請求項５の何れか１項に記載の化学成分を有する鋳造スラブを、直接又は一旦冷却した後に１０５０℃以上に加熱し、鋼板表面のデスケーリング圧力を３００ｋｇ／ｍｍ^２未満として粗圧延から仕上げ圧延終了までを行い、その後、Ａｒ_３変態点以上で熱間圧延を完了し、
   次いで、４００〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、鋼板表面の粗度（Ｒａ）を１．０以下に調整し、
   次いで、連続焼鈍ラインを通板するに際して、最高加熱温度７６０〜Ａｃ_３℃で焼鈍した後、最高到達温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却し、さらに、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で、室温まで冷却することを特徴とする疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板の製造方法。
8. 前記焼鈍を行った後、最高到達温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却し、さらに、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で、４５０〜２５０℃まで冷却した後、４５０〜２５０℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする請求項７に記載の疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板の製造方法。
9. 請求項１〜請求項５の何れか１項に記載の化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後に１０５０℃以上に加熱し、その後、Ａｒ_３変態点以上で熱間圧延を完了し、
   次いで、４００〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、鋼板表面の粗度（Ｒａ）を１．０以下に調整し、
   次いで、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、最高加熱温度７６０〜Ａｃ_３℃で焼鈍した後、最高到達温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却し、さらに、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で、｛亜鉛めっき浴温度（℃）−４０（℃）｝℃〜｛亜鉛めっき浴温度（℃）＋５０（℃）｝℃まで冷却し、
   次いで、亜鉛めっき浴に浸漬し、その後、冷却することを特徴とする疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
10. 前記亜鉛めっき浴に浸漬した後、４６０〜６００℃の温度で合金化処理を施し、その後、冷却することを特徴とする請求項９に記載の疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
11. 請求項７又は請求項８に記載の方法で高強度冷延鋼板を製造した後、該高強度冷延鋼板に亜鉛系の電気めっきを施すことを特徴とする疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度電気亜鉛めっき鋼板の製造方法。

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