(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
（１）鋼中成分は、
Ｃ  ：０．０５〜０．２０％（化学成分の場合は質量％を表す、以下同じ）、
Ｓｉ：０．６〜２．０％、
Ｍｎ：１．６〜３．０％、
Ｐ  ：０．０５％以下、
Ｓ  ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ  ：０．０１％以下
を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板であって、
（２）ミクロ組織は、ポリゴナルフェライト組織および低温変態生成組織からなり、
鋼板の表面から０．１ｍｍ深さの板面について、板幅方向位置を変えて合計２０視野を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察したとき、各視野における５０μｍ×５０μｍの領域中のポリゴナルフェライト面積率の最大値（Ｆｍａｘ）およびポリゴナルフェライト面積率の最小値（Ｆｍｉｎ）が、Ｆｍａｘ≦８０％、Ｆｍｉｎ≧１０％、およびＦｍａｘ−Ｆｍｉｎ≦４０％をすべて満足する
ことを特徴とする曲げ加工性および疲労強度に優れた引張強さ７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板。
【請求項２】
更に、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｔｉ：０．２％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、および
Ｍｏ：０．５％以下
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１に記載の高強度鋼板。
【請求項３】
更に、
Ｃａ  ：０．００３％以下、及び／又は
ＲＥＭ：０．００３％以下
を含有する請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、曲げ加工性および疲労強度に優れた引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板に関するものである。本発明の高強度鋼板は、例えば、自動車用構造部材(例えば、ピラー、メンバー、リンフォース類などのボディ骨格部材；バンパー、ドアガードバー、シート部品、足回り部品などの強度部材）などに好適に用いられる。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車などの車体重量の軽量化による燃費の軽減や、衝突時の安全性確保などを目的として、高強度鋼板の需要はますます増大している。それに伴って、鋼板の引張強度に対する要望も増大しており、５９０ＭＰａ級の低強度鋼板から７８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板が求められる様になっている。しかし、引張強度が７８０ＭＰａ級以上になると成形性の低下が避けられず、特に、曲げ加工性の低下が問題になる。曲げ加工は、曲げ方向により、圧延方向（Ｌ方向）曲げ［曲げ軸が圧延方向に直角な方向である曲げ］および板幅方向（Ｃ方向）曲げ［曲げ軸が圧延方向に平行である曲げ］に大別される。５９０ＭＰａ級の低強度鋼板では、いずれの曲げ加工も比較的容易に実施できるが、引張強度が高くなるにつれ、Ｃ方向の曲げ加工は困難になり、Ｃ方向に比べて曲げ加工を実施し易いといわれているＬ方向の曲げ加工も困難になる傾向がある。
【０００３】
曲げ加工性に優れた高強度鋼板として、フェライト相と、マルテンサイトやベイナイトなどの低温変態相とを共存させた複合組織鋼板が用いられている。複合組織鋼板は、軟質なフェライト地に硬質な低温変態相を分散させることによって強度と加工性の向上を同時に図るものであり、例えば、特許文献１〜特許文献５の方法が提案されている。
【０００４】
特許文献１は本願出願人によって提案されたものであり、破面に存在する酸化物系介在物の個数を制御することによって曲げ加工性の改善を図る方法が記載されている。特許文献２は、炭化物を含むベイナイト及び／又は炭化物を含むマルテンサイトを生成させることによって曲げ加工時の割れを防止する方法が記載されている。特許文献３には、フェライト粒径、低温変態生成相の分率および硬さを最適化することによって伸びおよび伸びフランジ性のほか、圧延方向(Ｌ方向)に曲げた場合の曲げ加工性が改善される旨記載されている。特許文献４には、ベイナイトまたはマルテンサイト主体の高強度鋼板において、表層の硬度を内部より低くし、内部のビッカース硬さのばらつきを抑制することによって曲げ加工性を確保する方法が記載されている。特許文献５には、特定の化学組成を有する鋼を加熱し、熱延条件（特に熱間仕上圧延温度、その後の冷却速度、および巻取温度）および焼鈍条件（焼鈍温度およびその後の冷却速度）を適切に制御することによって、圧延方向曲げ、幅方向曲げ、および４５°方向曲げ（曲げ軸が圧延方向に対して４５°傾斜した方向である曲げ）のいずれの方向にも曲げ加工性に優れた高張力鋼板が開示されている。
【０００５】
一方、上記の高強度鋼板を自動車用部品などに適用して薄肉化するためには、疲労強度に優れていることが必要である。薄肉化によって自動車走行時の応力は増加するため、疲労強度が低いと疲労破壊を起こす危険が高くなるからである。しかしながら、上記の特許文献では、疲労強度について考慮されていない。
【特許文献１】特開２００２−３６３６９４号公報
【特許文献２】特開２００４−６８０５０号公報
【特許文献３】特開２００５−１７１３２１号公報
【特許文献４】特開２００６−７０３２８号公報
【特許文献５】特開２００１−３３５８９０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、曲げ加工性および疲労強度に優れた引張強さ７８０ＭＰａ級の高強度鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
上記課題を解決することのできた本発明の高強度鋼板は、
（１）鋼中成分は、Ｃ：０．０５〜０．２０％（化学成分の場合は質量％を表す、以下同じ）、Ｓｉ：０．６〜２．０％、Ｍｎ：１．６〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板であって、
（２）ミクロ組織は、ポリゴナルフェライト組織および低温変態生成組織からなり、鋼板の表面から０．１ｍｍ深さの板面について、板幅方向位置を変えて合計２０視野を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察したとき、各視野における５０μｍ×５０μｍの領域中のポリゴナルフェライト面積率の最大値（Ｆｍａｘ）およびポリゴナルフェライト面積率の最小値（Ｆｍｉｎ）が、Ｆｍａｘ≦８０％、Ｆｍｉｎ≧１０％、およびＦｍａｘ−Ｆｍｉｎ≦４０％をすべて満足するところに要旨を有している。
【０００８】
好ましい実施形態において、上記鋼中成分は、更に、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｃｒ：１．０％以下、およびＭｏ：０．５％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有している。
【０００９】
好ましい実施形態において、上記鋼中成分は、更に、Ｃａ：０．００３％以下、及び／又はＲＥＭ：０．００３％以下を含有している。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、Ｌ方向およびＣ方向の曲げ加工性に優れており、且つ、疲労強度も高い７８０ＭＰａ級の高強度鋼板を提供することができた。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
本発明者は、特に、自動車構造部品として好適に用いられる引張強さ７８０ＭＰａ級の高強度鋼板であって、Ｌ方向およびＣ方向の曲げ加工性および疲労強度に優れており、好ましくは、伸びや伸びフランジ性も良好な高強度鋼板を提供するため、検討を重ねてきた。その結果、（ア）ポリゴナルフェライトと低温変態生成相からなる複合組織鋼板において、特に、板面の所定領域に観察されるポリゴナルフェライト面積率の最大値および最小値、並びに最大値と最小値の差（バラツキ）を適切に制御すれば、所期の目的が達成されること、（イ）このような高強度鋼板を製造するためには、特に、熱間圧延後の焼鈍工程を冷却速度の異なる所定の二段冷却法（急冷→徐冷）で行うことが有効であること、を見出し、本発明を完成した。
【００１２】
すなわち、本発明鋼板の特徴部分は、板面におけるミクロ組織の面積率を細かく規定したところにある。従来は、例えば、前述した特許文献に代表されるように、板厚方向断面に存在するミクロ組織の面積率などを規定して曲げ加工性などの特性向上を図っており、本発明のように板面に存在するミクロ組織については全く着目していなかった。しかしながら、本発明者の検討結果によれば、板面におけるミクロ組織は板幅方向に大きくばらついており、当該ミクロ組織の面積率が曲げ加工性や疲労強度の向上に大きな影響を及ぼしていることが明らかになったため、上記要件を特定した次第である。
【００１３】
この点について、もう少し詳しく説明する。
【００１４】
本発明者は、まず、ポリゴナルフェライトと低温変態生成相からなる７８０ＭＰａ級以上の複合組織鋼板において、曲げ加工時の亀裂（割れ）や疲労亀裂が発生するメカニズムを明らかにするため、板面の表層付近（鋼板の最表層面から深さ方向に約０．１ｍｍ研磨を行った板面、板厚方向に垂直な面）に着目し、ミクロ組織を詳細に観察した。
【００１５】
図１は、板面表層付近におけるミクロ組織の分布状態を示す模式図である。この模式図によれば、ポリゴナルフェライトは白色、マルテンサイトなどの低温変態生成相は黒色（グレー）で表される。ポリゴナルフェライトおよび低温変態生成相の大きさは、おおむね、１０μｍ以下である。
【００１６】
図１（ａ）より、板面には、全体に灰色っぽく見える領域Ａと、全体に白っぽく見える領域Ｂとが、おおむね、数１０μｍ〜数１００μｍ間隔で板幅方向に交互に並んでいることが分かる。このうち領域Ａを拡大したのが図１（ｂ）であり、領域Ａは、マルテンサイトなどの低温変態生成相が多く分布し、ポリゴナルフェライトは少ない。一方、領域Ｂを拡大したのが図１（ｃ）であり、領域Ｂは、ポリゴナルフェライトが多く分布し、マルテンサイトなどの低温変態生成相は少ない。このように、板面表層付近には、ポリゴナルフェライトおよび低温変態生成相の面積率が異なる領域が存在している。
【００１７】
このような板面ミクロ組織を有する複合組織鋼板に曲げ加工を施すと、ひずみは、表層付近のポリゴナルフェライトが多い部分に集中し、低温変態生成相主体の領域の変形は非常に少なくなる。その結果、ポリゴナルフェライトと低温変態生成相の境界付近やポリゴナルフェライトの内部では、ひずみ差が大きくなり、亀裂の発生が起こり易くなる。また、繰り返し荷重による疲労亀裂は、フェライトの多い領域で発生するが、共存する硬質の低温変態生成相によって初期亀裂の伝播を抑えることができる。しかし、硬質相が少ないと上記作用は不十分になり、疲労強度にも悪影響を及ぼすようになる。
【００１８】
以上の結果より、板面表層部におけるポリゴナルフェライトおよび低温変態生成相の面積率が少なくても多くても、曲げ成形時の亀裂を招き、疲労強度も低下することが分かった。また、ポリゴナルフェライトおよび低温変態生成相の面積率の差はできるだけ小さい方が良く、これにより、ポリゴナルフェライトと低温変態生成相の境界付近に生じるひずみを抑えられることも明らかになった。これらの結果に基づき、本発明者は上記要件を特定した次第である。
【００１９】
本明細書において「曲げ加工性」の評価は、Ｌ方向（圧延方向＝試験片長手方向）およびＣ方向（圧延方向と垂直な方向）の９０°曲げ加工を行なって得られた最小曲げ半径（Ｒｍｉｎ）を鋼板の板厚（ｔ）で除した値（Ｒｍｉｎ／ｔ）を指標とし、鋼板の強度クラスに応じて「Ｒｍｉｎ／ｔ」の合格基準を設定して行なっている。詳細は、後記する実施例の欄に記載したとおりである。曲げ加工性は、鋼板の板厚や強度クラスによって変化するためである。
【００２０】
本明細書において、「疲労強度に優れた」とは、後記する実施例の欄に記載の方法で平面曲げ疲労試験を行ったとき、疲労限度比（疲労強度／引張強度の比）が、おおむね、０．４５以上のものを意味する。
【００２１】
本明細書において、「板面」とは、鋼板の表面（最表面）ではなく、表面から約０．１ｍｍ深さの板面（板厚方向に垂直な面）を意味する。最表層部板面のミクロ組織の面積率は変化し易いのに対し、最表面から約０．１ｍｍの深さ位置の板面であれば、当該板面に存在するミクロ組織の面積率は、殆ど変化しないためである。なお、「０．１ｍｍ深さ」は厳密に規定されるものではなく、本発明のように厚さがおおむね、０．８〜２．３ｍｍ程度の薄鋼板の場合、板厚に対して約１／２０〜１／８位置の板面も許容可能である。上記範囲内であれば、板面のミクロ組織の面積率は、殆ど変化しないためである。
【００２２】
以下、本発明の高強度鋼板について詳しく説明する。
【００２３】
本発明の高強度鋼板は、所定の鋼中成分を含有し、ポリゴナルフェライト組織および低温変態生成組織からなる複合組織鋼板であって、特に、鋼板の表面から０．１ｍｍ深さの板面（以下では、単に「板面」と呼ぶ場合がある。）について、板幅方向位置を変えて合計２０視野（１視野：約６０μｍ×約８０μｍ）を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率１０００〜２０００倍で観察したとき、各視野における５０μｍ×５０μｍの領域中のポリゴナルフェライト面積率の最大値（Ｆｍａｘ）およびポリゴナルフェライト面積率の最小値（Ｆｍｉｎ）が、（１）Ｆｍａｘ≦８０％、（２）Ｆｍｉｎ≧１０％、および（３）Ｆｍａｘ−Ｆｍｉｎ≦４０％をすべて満足しているところに特徴がある。
【００２４】
（１）ポリゴナルフェライト面積率の最小値Ｆｍｉｎ≧１０％
ポリゴナルフェライト面積率の最小値（Ｆｍｉｎ）は、良好な曲げ加工性を確保し、更に優れた伸び特性を得るのに重要な要件であり、後記する実施例に示すように、Ｆｍｉｎが１０％を下回ると、曲げ加工性が低下し、伸びも低下するようになる。Ｆｍｉｎは、１５％以上であることが好ましく、２０％以上であることがより好ましい。
【００２５】
（２）ポリゴナルフェライト面積率の最大値Ｆｍａｘ≦８０％
ポリゴナルフェライト面積率の最大値（Ｆｍａｘ）は、引張強さ７８０ＭＰａ以上の高強度を確保し、且つ、表層の疲労亀裂の伝播を抑制する硬質相を所定量確保して優れた疲労強度を確保するのに重要なパラメータである。後記する実施例に示すように、Ｆｍａｘが８０％を超えると、引張強さおよび疲労強度が低下する。Ｆｍａｘは、７５％以下であることが好ましく、７０％以下であることがより好ましい。
【００２６】
（３）ポリゴナルフェライト面積率の最大値（Ｆｍａｘ）と最小値（Ｆｍｉｎ）の差≦４０％
ポリゴナルフェライト面積率の最大値（Ｆｍａｘ）と最小値（Ｆｍｉｎ）の差（バラツキ）は、所望の曲げ加工性を確保するのに重要なパラメータであり、上記のバラツキが４０％を超えると、曲げ成形時にフェライト面積率が大きい領域に変形が集中し、曲げ加工性（特に、Ｃ方向の曲げ加工性）が低下する（後記する実施例を参照）。上記のバラツキは少ない程良く、例えば、３０％以下であることが好ましく、０％であることが最も好ましい。
【００２７】
前述したポリゴナルフェライト面積率の最大値および最小値の測定方法は、以下のとおりである。
【００２８】
まず、ミクロ組織測定用の鋼板（サイズは、おおむね、縦２０ｍｍ×横２０ｍｍ×厚さ１．６ｍｍ）を用意し、鋼板の表面から板厚方向に約０．１ｍｍ深さまで研磨する。次いで、上記位置の板面（板幅方向）に存在するポリゴナルフェライトを走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率１０００〜２０００倍で観察する。詳細には、板幅方向に０．１ｍｍピッチで合計２０視野（１視野：約６０μｍ×約８０μｍ）のミクロ組織をＳＥＭで観察し、倍率１０００倍〜２０００倍で写真撮影する。写真内に５０μｍ×５０μｍの領域を指定し、ニレコ製「ＬＵＺＥＸ  Ｆ」の画像解析装置を用いて画像解析を行い、ポリゴナルフェライトの面積率を求める。画像解析は、フェライト相とフェライト相以外の相を２値化して行った。合計２０箇所の視野について、上記と同様に画像解析を行ってポリゴナルフェライトの面積率を測定し、これらの最小値をＦｍｉｎ、最大値をＦｍａｘとした。
【００２９】
前述したように、本発明鋼板のミクロ組織は、軟質のポリゴナルフェライトおよび硬質の低温変態生成相からなる。ポリゴナルフェライトは、伸びの確保に有用な組織であり、低温変態生成相との共存によって強度と伸びを両方高めることができる。一方、低温変態生成相は、強度の確保に有用な組織であり、具体的には、マルテンサイト（焼戻しマルテンサイト）、ベイナイト、残留オーステナイトなどが挙げられる。低温変態生成相の種類によって機械的特性は変化し得るため、所望とする特性に応じて、低温変態生成相の組織を適切に制御すれば良い。例えば、伸びに一層優れた高強度鋼板を得るためには、マルテンサイトや残留オーステナイトの比率を多くすることが好ましく、一方、伸びフランジ性に一層優れた高強度鋼板を得るためには、ベイナイトや焼戻しマルテンサイトなどの比率を多くすることが好ましい。
【００３０】
本発明鋼板は、板面におけるポリゴナルフェライトの面積率（最大値、最小値、最大値と最小値の差）を詳細に規定したところに特徴があり、上記鋼板（板厚断面）に含まれるポリゴナルフェライトと低温変態生成相との比率は、上記要件を満足する限り、特に限定されない。
【００３１】
以上、本発明を最も特徴付ける組織について説明した。
【００３２】
次に、本発明の鋼中成分を説明する。
【００３３】
Ｃ：０．０５〜０．２０％
Ｃは、所定量の低温変態生成相を確保し、７８０ＭＰａ以上の高強度を得るのに必要な元素であり、そのために、Ｃ量を０．０５％以上とする。ただし、過剰に添加すると、ポリゴナルフェライトの生成が不足してポリゴナルフェライト面積率の最小値が小さくなり、曲げ加工性や延性が低下する（後記する実施例を参照）ほか、スポット溶接性が低下するため、Ｃ量の上限を０．２０％とする。Ｃ量は、０．０７％以上０．１７％以下であることが好ましい。
【００３４】
Ｓｉ：０．６〜２．０％
Ｓｉは、７８０ＭＰａ以上の高強度を確保するのに必要である他、フェライトを固溶強化して疲労亀裂の発生を抑制し、疲労強度の向上に寄与する元素である。また、ポリゴナルフェライトの生成を促進してポリゴナルフェライト面積率の最小値を確保し、良好な曲げ加工性を得るのに有用な元素である（後記する実施例を参照）。更にＳｉは、伸びおよび伸びフランジ性の向上にも有効である。これらの作用を有効に発揮させるため、Ｓｉ量の下限を０．６％とする。ただし、過剰に添加しても上記作用が飽和してしまい、経済的に無駄であるほか、熱間脆性を起こすなどの問題が生じるため、Ｓｉ量の上限を２．０％とする。Ｓｉ量は、０．８％以上１．８％以下であることが好ましい。
【００３５】
Ｍｎ：１．６〜３．０％
Ｍｎは、ポリゴナルフェライトの過剰生成を抑制して所定の低温変態生成相を確保し、且つ、７８０ＭＰａ以上の高強度を確保するのに必要な元素である。また、Ｍｎは、Ｓｉと同様、フェライトを固溶強化して疲労亀裂の発生を抑制し、疲労強度の向上にも寄与する元素である。これらの作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ量の下限を１．６％とする。ただし、過剰に添加すると、所定のフェライト量を確保するのが困難となり、加工性が低下するほか、スポット溶接性や耐遅れ破壊性も低下するため、Ｍｎ量の上限を３．０％とした。Ｍｎ量は、１．８％以上２．８％以下であることが好ましい。
【００３６】
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、加工性やスポット溶接性を劣化させる元素であるため、上限を０．０５％とする。Ｐ量は少ない程好ましい。
【００３７】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、伸びフランジ性や曲げ成形性を低下させる元素であるため、上限を０．０１％とする。Ｓ量は少ない程好ましい。
【００３８】
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは、脱酸の目的で添加されるが、過剰に添加すると介在物が増加し、伸びフランジ性や曲げ加工性が低下するため、上限を０．１％とする。Ａｌは、０．００５％以上０．０７％以下であることが好ましい。
【００３９】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎが過剰に存在すると、延性の劣化を引き起こす恐れがあるため、上限を０．０１％とする。Ｎ量は少ない方が良く、０．００６％以下であることが好ましい。Ｎ量の下限は、実操業レベルでコストとのバランスを考慮すれば、おおむね、０．００１％程度である。
【００４０】
本発明の鋼中成分は、上記元素を含み、残部：鉄および不可避不純物である。ただし、本発明の作用を損なわない範囲で、他の特性付与を目的として、下記元素を積極的に添加することもできる。
【００４１】
Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｃｒ：１．０％以下、およびＭｏ：０．５％以下よりなる群から選択される少なくとも一種
これらの元素は、強度の向上に有効な元素であるが、過剰になると、所定量のポリゴナルフェライトを確保することが困難になるほか、耐遅れ破壊性やスポット溶接性が低下するため、上限をそれぞれ、Ｎｂ：０．１％、Ｔｉ：０．２％、Ｃｒ：１．０％、Ｍｏ：０．５％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｎｂ：０．００５％以上０．０８％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．１６％以下、Ｃｒ：０．０５％以上０．８％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．４％以下である。これらの元素は単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても構わない。
【００４２】
Ｃａ：０．００３％以下、及び／又はＲＥＭ：０．００３％以下
これらの元素は、伸びフランジ性の向上に寄与する元素であるが、過剰に添加しても効果が飽和するだけで経済的に無駄であるため、上限をそれぞれ、Ｃａ：０．００３％、ＲＥＭ：０．００３％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃａ：０．０００５％以上０．００２５％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００２５％以下である。これらの元素は単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても構わない。
【００４３】
本明細書において、ＲＥＭは、ランタノイド元素（周期表において、ＬａからＬｕまでの合計１５元素）を意味する。これらの元素のなかでも、Ｌａおよび／またはＣｅを含有することが好ましい。また、溶鋼へ添加するＲＥＭの形態は特に限定されず、例えば、ＲＥＭとして、純Ｌａや純Ｃｅなど、或いはＦｅ−Ｓｉ−Ｌａ合金，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃｅ合金，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｌａ−Ｃｅ合金などを添加すればよい。また、溶鋼へミッシュメタルを添加してもよい。ミッシュメタルとは、セリウム族希土類元素の混合物であり、具体的には、Ｃｅを４０〜５０％程度，Ｌａを２０〜４０％程度含有している。
【００４４】
上記元素のほか、例えば、耐遅れ破壊性の向上を目的として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、Ｖ、Ｍｇを添加しても良い。これらの元素の上限は、おおむね、Ｃｕ：１．０％、Ｎｉ：１．０％、Ｂ：０．００３％、Ｖ：０．３％、Ｍｇ：０．００１％とすることが好ましく、これにより、本発明の作用を損なうことなしに上記作用を向上させることができる。また、耐食性や耐遅れ破壊性の向上を目的として、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｗ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉを添加しても良い。これらの元素の合計量は、おおむね、０．０１％以下であることが好ましく、これにより、本発明の作用を損なうことなしに上記作用を向上させることができる。
【００４５】
次に、本発明鋼板を製造する方法について説明する。
【００４６】
板面に存在するポリゴナルフェライトの面積率（Ｆｍａｘ、Ｆｍｉｎ、バラツキ）が上記の要件をすべて満足する本発明鋼板を得るためには、特に、熱延・冷延後の焼鈍工程（連続焼鈍工程）における冷却条件を厳しく制御する必要があり、本発明では、図２に示すような急冷（図中、ＣＲ１）→徐冷（図中、ＣＲ２）の二段冷却パターンを採用している。上記の二段冷却を行なわないものは、板面のミクロ組織が本発明の要件を満足しないため、曲げ加工性および疲労強度の少なくとも一方が低下する（後記する実施例を参照）。
【００４７】
また、前述した特許文献を参酌しても、本発明のような二段冷却法は開示されていない。例えば、特許文献２の実施例では、焼鈍工程を、「７２０〜９００℃の温度範囲で５秒以上保持→４〜７℃／ｓの平均冷却速度（第１段冷却速度）で５５０〜７６０℃まで冷却→６０〜９０℃／ｓの平均冷却速度（第２段冷却速度）で２００〜４２０℃まで冷却」するという、徐冷→急冷の冷却方法が開示されているが、実際に、当該方法を模擬した冷却パターンを行なっても本発明鋼板は得られず、特に、Ｃ方向の曲げ加工性が低下した（後記する実施例を参照）。また、特許文献３の実施例では、６５０〜４５０℃までの温度を６０℃／秒の平均冷却速度で冷却した後、２００〜４５０℃の冷却停止温度域まで冷却することは記載されているが、当該冷却停止温度域までの平均冷却速度は、具体的に記載されていない。
【００４８】
本発明鋼板の製造方法は、上記のように、焼鈍工程の冷却条件を適切に制御したところに特徴があり、上記以外の工程は、本発明で対象とする複合組織鋼板を製造するための一般的な方法を採用することができる。本発明の高強度鋼板は、例えば、連続鋳造→熱間圧延→酸洗→冷間圧延→連続焼鈍によって製造されるが、連続焼鈍工程以外の各工程の条件は特に制限されず、また、連続焼鈍工程における冷却条件以外の条件（昇温速度や焼鈍温度など）も特に制限されない。また、本発明鋼板には、冷延鋼板のほか、溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき鋼板も包含されるが、めっき条件も特に限定されず、連続溶融亜鉛めっきラインを含めて適正な温度制御を行なえばよい。
【００４９】
以下、図２に示す連続焼鈍の熱処理パターンを参照しながら、本発明の好ましい製造条件を詳しく説明する。
【００５０】
まず、本発明の組成を満足する溶鋼を転炉や電気炉などの公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造や鋳造−分塊圧延によってスラブなどの鋼片とする。
【００５１】
次に、上記の鋼片を熱間圧延する。詳細には、連続鋳造後に直接、熱間圧延を行なってもよいし、あるいは、連続鋳造や鋳造−分塊圧延によって製造する場合には、適当な温度まで一旦冷却した後に加熱炉で加熱した後、熱間圧延を行なってもよい。
【００５２】
熱間圧延工程では、約１２００℃以上の温度に加熱した後、約Ａｃ３点以上の温度で熱間圧延を終了し、６５０℃以下（より好ましくは６００℃以下）で巻き取ることが好ましい。上記のように熱間圧延を行うことにより、特に、板面のポリゴナルフェライト面積率のバラツキが抑えられる。
【００５３】
次いで、常法に従い、冷間圧延および酸洗を行った後、連続焼鈍を行う。
【００５４】
焼鈍工程では、まず、焼鈍温度（均熱温度、図中Ｔ１）をＡｃ３点以上とし、当該温度で約５秒以上保持（焼鈍）することが好ましい。Ｔ１がＡｃ３点を下回ったり、焼鈍時間が５秒未満になると、特に、板面のポリゴナルフェライト面積率のバラツキが大きくなる。好ましい焼鈍条件は、Ｔ１：Ａｃ３点＋２０℃以上、焼鈍時間：１０秒以上である。なお、これらの上限は特に限定されないが、設備の負荷を考慮すると、Ｔ１≦９５０℃、焼鈍時間≦５分とすることが好ましい。
【００５５】
本明細書において、Ａｃ３点は下記式に基づいて算出される。
Ａｃ３点（℃）
＝９１０−２０３√［Ｃ］−１５．２［Ｎｉ］＋４４．７［Ｓｉ］
＋１０４［Ｖ］＋３１．５［Ｍｏ］−３０［Ｍｎ］−１１［Ｃｒ］
−２０［Ｃｕ］＋７００［Ｐ］＋４００［Ａｌ］＋４００［Ｔｉ］
［式中、［  ］は各元素の含有量（％）を意味する］。
【００５６】
焼鈍後冷却する。本発明では、図２に示すように、焼鈍（図中、Ｔ１）の後約４６０℃以上約７００℃以下の温度（図中、Ｔ３）の範囲（Ｔ１〜Ｔ３）について、Ｔ２の温度を境にして、急冷（ＣＲ１）→徐冷（ＣＲ２）の二段冷却を行うことが極めて重要である。すなわち、Ｔ２は、冷却速度変更温度と位置づけられる。具体的には、焼鈍（Ｔ１）の後、Ｔ１からＴ２までの温度範囲を約１５℃／ｓ以上の平均冷却速度（ＣＲ１）で急冷した後、Ｔ２からＴ３までの温度範囲を約１０℃／ｓ以下の平均冷却速度（ＣＲ２）で徐冷する。このように焼鈍後Ｔ１からＴ２までの温度域を、フェライト変態抑制可能な冷却速度で急冷し、次いで、Ｔ２からＴ３までの温度域（フェライトノーズ付近の温度範囲）を、約２〜３０秒間かけて徐冷することにより、板面のポリゴナルフェライト面積率をすべて適切に制御することができ、均一なミクロ組織が得られる。Ｔ２は、Ｔ１とＴ３の温度範囲内で、おおむね、５００〜７００℃の範囲とすることが好ましい。
【００５７】
後記する実施例に示すように、ＣＲ１が小さいとポリゴナルフェライト面積率の最大値（Ｆｍａｘ）およびバラツキが大きくなって、疲労強度および曲げ加工性が低下し、ＣＲ２が大きいとポリゴナルフェライト面積率の最小値が小さくなって、曲げ加工性および伸び（ＥＬ）が低下するようになる。
【００５８】
曲げ加工性および疲労強度に優れた高強度鋼板を得るためには、ＣＲ１は大きい程良く、例えば、約１５℃／ｓ以上であることが好ましく、約２０℃／ｓ以上であることがより好ましい。一方、ＣＲ２は小さい程良く、例えば、約１０℃／ｓ以下であることが好ましく、約５℃／ｓ以下であることがより好ましい。ＣＲ１の上限は特に限定されないが、実操業レベルの設備の冷却能力などを考慮すると、おおむね、１００℃／ｓであることが好ましい。また、ＣＲ２の下限も特に限定されないが、ＣＲ２が極端に低くなると保温設備などが別途必要になることなどを考慮すると、おおむね、１℃／ｓであることが好ましい。
【００５９】
また、本発明ではＴ３の温度も重要であり、後記する実施例に示すように、Ｔ３が低くなり過ぎるとポリゴナルフェライト面積率の最大値（Ｆｍａｘ）が大きくなって疲労強度は低下する。好ましいＴ３は、成分によっても相違するが、おおむね、４８０〜６８０℃である。
【００６０】
上記のように冷却を行なった後の条件は特に限定されず、用途やめっきの有無などに応じて適宜適切に制御すれば良い。例えば、めっきなどを行なわない場合は、上記のように二段冷却を行なった後、Ｔ３から２００℃以下までの温度域を、例えば、水焼入れなどを行なって約１００℃／ｓ以上の平均冷却速度で急冷すると、所定の低温変態生成相が得られる。ここでは、Ｔ３は、急冷開始温度と位置づけられる。その後、伸びフランジ性向上等を行う場合には、必要に応じて、約５００℃以下の温度（図中、Ｔ４）に再加熱して当該温度域で約３００秒間保持した後、室温まで冷却を行なってもよい。
【００６１】
一方、溶融亜鉛めっきや合金化溶融亜鉛めっきなどを行なう場合には、上記のように二段冷却を行なった後、必要に応じて急冷してから、通常の溶融亜鉛めっきや合金化溶融亜鉛めっきを行なえば良い。具体的には、溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、例えば、連続式溶融亜鉛めっきラインにて上記条件で焼鈍処理を行った後、約３５０〜５００℃、好ましくは４４０〜４７０℃まで平均冷却速度約１０〜２０℃／秒で冷却してから、めっき浴に浸漬をして溶融亜鉛めっきを行えば良い。また、合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板を製造する場合は、例えば、上記条件で焼鈍処理および冷却を行なった後、めっき浴に浸漬をし、４００〜７５０℃（好ましくは５００〜６００℃程度）の温度域に加熱して合金化を行なえばよい。
【００６２】
本発明の高強度鋼板の形態は、熱間圧延鋼板または冷間圧延鋼板のいずれでもよい。さらに本発明の高強度鋼板（熱間圧延鋼板または冷間圧延鋼板）に焼鈍を施してから、さらに表面処理（めっき、有機皮膜処理、化成処理、塗装など）を施しても良い。
【００６３】
めっき金属としては、例えば亜鉛またはアルミニウムなどが挙げられる。めっきの方法は、溶融めっき、電気めっき又は蒸着のいずれでも良い。またさらにめっき後に合金化熱処理を施しても良い。めっきは、単層めっきでも、複層めっきでも良い。
【００６４】
めっきを施さない鋼板又はめっき鋼板に、フィルムラミネートなどの有機皮膜を形成させても良い。また本発明の高強度鋼板に、リン酸塩処理などの化成処理を施しても良い。特に塗装前の下地処理として、化成処理を行うことが好ましい。
【００６５】
塗料には、公知の樹脂、例えばエポキシ樹脂、フッ素樹脂、シリコンアクリル樹脂、ポリウレタン樹脂、アクリル樹脂、ポリエステル樹脂、フェノール樹脂、アルキッド樹脂、メラミン樹脂などを使用できる。耐食性の観点から、エポキシ樹脂、フッ素樹脂、シリコンアクリル樹脂が好ましい。前記樹脂とともに、硬化剤を使用しても良い。また塗料は、公知の添加剤、例えば着色用顔料、カップリング剤、レベリング剤、増感剤、酸化防止剤、紫外線安定剤、難燃剤などを含有していても良い。
【００６６】
本発明において塗料形態に特に限定はなく、あらゆる形態の塗料、例えば溶剤系塗料、水系塗料、水分散型塗料、粉体塗料、電着塗料などを使用できる。また塗装方法にも特に限定にはなく、ディッピング法、ロールコーター法、スプレー法、カーテンフローコーター法、電着塗装法などを使用できる。被覆層（めっき層、有機皮膜、化成処理皮膜、塗膜など）の厚みは、用途に応じて適宜設定すれば良い。
【００６７】
本発明の高強度鋼板は、自動車用強度部品、例えばフロントやリア部のサイドメンバやクラッシュボックスなどの衝突部品をはじめ、センターピラーレインフォースなどのピラー類、ルーフレールレインフォース、サイドシル、フロアメンバー、キック部などの車体構成部品に使用できる。本発明の高強度鋼板を形成加工して得られるこれらの部品は、充分な材質特性（強度等）を有し、且つ優れた疲労特性を発揮する。
【実施例】
【００６８】
以下、実験例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実験例によって制限を受けず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適切に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００６９】
実施例１
（冷延鋼板の製造方法）
表１に示す種々の成分組成の鋼（残部：鉄および不可避不純物）を溶製し、連続鋳造を行なってから、以下の条件で熱間圧延を行なった（仕上げ厚２．６ｍｍ）後、酸洗し、板厚１．２ｍｍまで冷間圧延を行なった。
加熱温度：１２５０℃で３０分、
仕上温度：８８０℃、巻取温度：５５０℃
【００７０】
次に、表２に示す熱処理条件で焼鈍を行なった後、再加熱を行ない、冷延鋼板を得た。詳細には、所定の温度（図２中、Ｔ１）に加熱して１８０秒間保持した後、表２に示す種々の冷却パターンでガス冷却を行なった後、水焼入れを行なって急冷をしてから、Ｔ４まで加熱して当該温度域で３００秒間保持した。
【００７１】
（ミクロ組織の観察）
このようにして得られた鋼板のミクロ組織を前述した方法に基づいて観察し、ポリゴナルフェライト面積率の最大値（Ｆｍａｘ）および最小値（Ｆｍｉｎ）を測定すると共に、最大値と最小値の差（バラツキ）を算出した。
【００７２】
（特性の評価）
上記鋼板の引張強さ、曲げ加工性、および疲労強度を以下のようにして測定した。
【００７３】
引張強さ（ＴＳ）は、鋼板の圧延方向に垂直な方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に従って測定した。本実施例では、引張強度が７８０ＭＰａ以上のものを○（合格）とした。参考のため、伸び（Ｅｌ）および降伏応力（ＹＰ）も測定した。
【００７４】
曲げ加工性は、以下のようにしてＬ方向（圧延方向＝試験片長手方向）およびＣ方向（圧延方向と垂直な方向）の９０°曲げ加工を行なって最小曲げ半径を算出し、得られた最小曲げ半径（Ｒｍｉｎ）を鋼板の板厚（ｔ）で除した値（Ｒｍｉｎ／ｔ）で評価した。
【００７５】
ここでは、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０４に規定の１号試験片（板厚１．２ｍｍ）および図３に示す工具を用い、ダイ肩半径Ｄｐを０．５ｍｍ単位で変えてＬ方向およびＣ方向の９０°曲げ加工を行なった。詳細には、図３に示すように、ダイ１で試験片２を固定した後、パンチ３を下方（図３中、Ａの方向）へ動かすことによって試験片２をダイ１の肩になじませた。図３中、クリアランス４はダイ１とパンチ３との間の距離（隙間）であり、試験片の板厚＋０．１ｍｍとした。本実施例では、板厚１．２ｍｍの試験片を用いているため、クリアランス４は１．３ｍｍとなる。上記のようにして９０°曲げ加工を行なった後、亀裂が発生せずに曲げることができる最小曲げ半径（ダイ肩半径Ｄｐの最小値、ｍｍ）を求めた。なお、亀裂の有無はルーペを用いて観察し、ヘアークラック発生なしを基準として判定した。
【００７６】
前述したように、曲げ加工性は、鋼板の強度や板厚によって相違する。そのため、本実施例では、Ｌ方向およびＣ方向の両方について、最小曲げ半径Ｒｍｉｎ（ｍｍ）／鋼板の板厚ｔ（ｍｍ）（本実施例では板厚ｔ＝１．２ｍｍ）を算出し、鋼板の強度レベルに応じ、下記基準に従って曲げ加工性を評価した。
７８０ＭＰａレベル：Ｒｍｉｎ／ｔ≦０．３を合格
（７８０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満）
９８０ＭＰａレベル：Ｒｍｉｎ／ｔ≦０．５を合格
（９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満）
１１８０ＭＰａレベル：Ｒｍｉｎ／ｔ≦１．０を合格
（１１８０ＭＰａ以上）
本実施例では、Ｌ方向およびＣ方向のいずれもが合格のものを「曲げ加工性に優れる」と評価し、いずれか一方が不合格のものを「曲げ加工性に劣る」と評価した。
【００７７】
疲労強度は、図４に示す平面曲げ試験片を用い、ＪＩＳ  Ｚ  ２２７５に記載の方法で平面曲げ試験を行って算出した。ここで、繰返し速度は１５００回／分（周波数２５Ｈｚ）、応力比（Ｒ）は−１とした。このようにして得られた疲労強度と、引張強度との比を疲労限度比として求め、疲労限度比が０．４５超のものを○（合格）とし、０．４５以下のものを×（不合格）とした、
【００７８】
これらの結果を表２に併記する。表２中、「低温変態生成相」の欄に記載の「Ｍ」はマルテンサイトを意味する。また、「曲げ加工性」の欄には「総合評価」の欄を設け、Ｌ方向およびＣ方向のいずれもが合格のものに「○」を、いずれか一方が不合格のものに「×」を付けた。
【００７９】
【表１】
0005255361.tif 000002
【００８０】
【表２】
0005255361.tif 000003
【００８１】
表２より、以下のように考察することができる。
【００８２】
Ｎｏ．１〜１１は、それぞれ、本発明の組成を満足する表１の鋼種Ａ〜Ｋを用い、本発明の要件を満足する方法で製造した本発明例であり、ポリゴナルフェライト面積率の最大値（Ｆｍａｘ）および最小値（Ｆｍｉｎ）、最大値と最小値の差（バラツキ）が、いずれも、本発明の要件を満足しているため、Ｌ方向およびＣ方向の両方の曲げ加工性に優れていると共に、疲労強度も良好な高強度鋼板が得られた。また、これらの鋼板は、伸び特性も良好であった。
【００８３】
これに対し、本発明のいずれかの要件を満足しない下記の例は、以下の不具合を有している。
【００８４】
Ｎｏ．１２はＣ量が多い表１の鋼種Ｌを用いた例、Ｎｏ．１３はＳｉ量が少ない表１の鋼種Ｍを用いた例であり、いずれにおいても、ポリゴナルフェライトの生成が不足してポリゴナルフェライト面積率の最小値（Ｆｍｉｎ）が小さくなり、Ｌ方向およびＣ方向の両方の曲げ加工性が低下した。また、伸びも低下した。
【００８５】
Ｎｏ．１４は、Ｍｎ量が少ない表１の鋼種Ｎを用いた例であり、ポリゴナルフェライトが過剰に生成してポリゴナルフェライト面積率の最大値（Ｆｍａｘ）が大きくなり、疲労強度および引張強度が低下した。
【００８６】
Ｎｏ．１５は、Ｃ量が少ない表１の鋼種Ｏを用いた例であり、ポリゴナルフェライトが過剰に生成してポリゴナルフェライト面積率の最大値（Ｆｍａｘ）が非常に大きくなり、引張強度が著しく低下し、疲労強度も低下した。
【００８７】
Ｎｏ．１６〜Ｎｏ．２０は、いずれも、本発明の成分組成を満足する鋼種を用いた例である。
【００８８】
このうち、Ｎｏ．１６およびＮｏ．１７は、いずれも、表１の鋼種Ａを用いた例である。Ｎｏ．１６は、焼鈍工程におけるＴ２が高いために、ポリゴナルフェライト面積率のバラツキが大きく、Ｃ方向の曲げ加工性が低下した。また、Ｎｏ．１７は、焼鈍温度Ｔ１がＡｃ３点（８４８℃）よりも低いため、ポリゴナルフェライトが過剰に生成してポリゴナルフェライト面積率の最大値（Ｆｍａｘ）が大きくなり、疲労強度も低下した。
【００８９】
Ｎｏ．１８およびＮｏ．１９は、前述した特許文献２に記載の焼鈍工程（徐冷→急冷の二段冷却）を模擬した例である。詳細には、これらはいずれも、表１の鋼種Ｇを用い、焼鈍工程におけるＣＲ１を遅く（徐冷）ＣＲ２を速く（急冷）して冷却を行なったために、ポリゴナルフェライト面積率のバラツキが大きくなり、Ｃ方向の曲げ加工性が低下した。また、Ｎｏ．１９では、焼鈍温度Ｔ１が８５０℃と、鋼種ＧのＡｃ３点（８６３℃、表１を参照）よりも低いため、ポリゴナルフェライトが過剰に生成してポリゴナルフェライト面積率の最大値（Ｆｍａｘ）が大きくなり、疲労強度も低下した。
【００９０】
Ｎｏ．２０は、表１の鋼種Ｈを用い、Ｔ３を４５０℃と低くしたために、ポリゴナルフェライトが過剰に生成してポリゴナルフェライト面積率の最大値（Ｆｍａｘ）が大きくなり、疲労強度が低下した。また、強度も低下した。
【００９１】
実施例２
（冷延鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板化の製造方法）
表３に示す種々の成分組成の鋼（残部：鉄および不可避不純物）を溶製し、連続鋳造を行なってから、以下の条件で熱間圧延を行なった（仕上げ厚２．３ｍｍ）後、酸洗し、板厚１．２ｍｍまで冷間圧延を行なった。
加熱温度：１２５０℃で３０分、
仕上温度：９００℃、巻取温度：５００℃
【００９２】
次に、表４に示す熱処理条件で焼鈍を行って、冷延鋼板（Ｎｏ．２１〜２５）または合金化溶融亜鉛めっき鋼板（Ｎｏ．２６〜２８）を得た。詳細にはＮｏ．２１〜２５（鋼種Ｐ〜Ｔ）は、図２の熱処理パターンに従い、Ｔ１に加熱して１２０秒間保持し、表４に示す種々の冷却パターンでガス冷却を行なった後、ミスト冷却（１００℃／ｓ）でＴ４まで急冷し、Ｔ４で３００秒間保持した後、室温まで冷却して冷延鋼板を得た。Ｎｏ．２６〜２８（鋼種Ｕ〜Ｗ）は、二段冷却でＴ３に達した後、直ちに溶融亜鉛浴に浸漬し、５５０℃で１０秒間の合金化処理を行って合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
【００９３】
（ミクロ組織の観察および特性の評価）
実施例１と同様にして、ミクロ組織の観察および特性の評価を行った。
これらの結果を表４に併記する。表４中、「低温変態生成相」の欄に記載の「Ｍ」はマルテンサイトを、「Ｂ」はベイナイトを、「γＲ」は残留オーステナイトを意味する。
【００９４】
【表３】
0005255361.tif 000004
【００９５】
【表４】
0005255361.tif 000005
【００９６】
Ｎｏ．２１〜２８は、それぞれ、本発明の組成を満足する表３の鋼種Ｐ〜Ｗを用い、本発明の要件を満足するように組織制御を行った本発明例であり、ポリゴナルフェライト面積率の最大値（Ｆｍａｘ）および最小値（Ｆｍｉｎ）、最大値と最小値の差（バラツキ）が、いずれも、本発明の要件を満足しているため、Ｌ方向およびＣ方向の両方の曲げ加工性に優れていると共に、疲労強度も良好な高強度鋼板が得られた。また、これらの鋼板は、伸び特性も良好であった。
【００９７】
実施例３
実施例１の表２に示す鋼板Ｎｏ．５（本発明例）および鋼板Ｎｏ．１７（比較例）から部品を製造し、耐圧壊性試験および疲労試験を行った。
【００９８】
（部品の製造）
図５に示すように、スポット溶接位置６に先端径６ｍｍの電極にてチリ発生電流よりも０．５ｋＡ低い電流を流して３５ｍｍピッチでスポット溶接を行うことによって、鋼板Ｎｏ．５及び１７から、部品５（試験体、ハットチャンネル部品）を製造した。
【００９９】
（耐圧壊性試験）
上記のようにして製造した部品５の長手方向中央部の上部から金型７を押しつけて、圧潰するまでの最大荷重を求めた（図６）。また荷重−変位線図の面積から、吸収エネルギーを求めた。この結果を表５に示す。
【０１００】
（疲労試験）
上記のようにして製造した部品５を油圧式加振機にセットして、図６に示すようにして荷重５ｋＮを応力比０．１及び周期１Ｈｚの条件で加え、部材に貫通亀裂が生ずるまでの振動数を求めた。この結果を表５に示す。
【０１０１】
【表５】
0005255361.tif 000006
【０１０２】
表５より、鋼板Ｎｏ．５（本発明例）から製造した部品Ｎｏ．Ｉは、鋼板Ｎｏ．１７から製造した部品Ｎｏ．ＩＩに比べて、優れた耐圧潰性および疲労特性を有することが分かる。
【図面の簡単な説明】
【０１０３】
【図１】図１は、複合組織鋼板の板面におけるミクロ組織の分布状態を模式的に示す図である。
【図２】図２は、焼鈍工程の熱処理パターンを示す摸式図である。
【図３】図３は、曲げ加工性試験の方法を模式的に示す図である。
【図４】図４は、疲労強度の測定に用いた平面曲げ試験片を示す図である。
【図５】図５は、耐圧潰性試験および疲労試験に用いた部品を示す図である。
【図６】図６は、耐圧潰性試験および疲労試験での荷重法を示す図である。
【符号の説明】
【０１０４】
１  ダイ
２  試験片
３  パンチ
４  クリアランス
５  部品（試験体）
６  スポット溶接位置
７  金型
Ａ  試験力の方向
【図２】
0005255361.tif 000007
【図３】
0005255361.tif 000008
【図４】
0005255361.tif 000009
【図５】
0005255361.tif 000010
【図６】
0005255361.tif 000011
【図１】
0005255361.tif 000012