(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．３％、
Ｓｉ：０．０１〜２％、
Ｍｎ：０．０５〜３％、
Ｐ  ≦０．１％、
Ｓ  ≦０．０１％、
Ａｌ：０．００５〜１％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼であり、最表面から板厚方向に０．５ｍｍまでの任意深さにおける板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が２以上かつ、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値が４以下であり、板厚が０．５ｍｍ以上１２ｍｍ以下であることを特徴とする、切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板。
【請求項２】
請求項１に記載の鋼板のミクロ組織が、体積分率最大の相をベイナイト、またはフェライトおよびベイナイトの複合組織、であることを特徴とする、切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板。
【請求項３】
請求項１に記載の鋼板のミクロ組織が、体積分率５％以上２５％以下の残留オーステナイトを含み、残部が主にフェライト、ベイナイトからなる複合組織であることを特徴とする、切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板。
【請求項４】
請求項１に記載の鋼板のミクロ組織が、体積分率最大の相をフェライトとし、第二相を主にマルテンサイトとする複合組織であることを特徴とする、切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板。
【請求項５】
鋼成分が、さらに質量％で、
Ｃｕ：０．２〜２％と、
Ｂ：０．０００２〜０．００２％及び
Ｎｉ：０．１〜１％の一種又は二種
を含有することを特徴とする、請求項１乃至4のいずれか１項に記載の切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板。
【請求項６】
鋼成分が、さらに質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００２％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
の一種または二種を含有することを特徴とする、請求項１乃至５のいずれか１項に記載の切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板。
【請求項７】
鋼成分が、さらに質量％で、
Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．５％、
Ｍｏ：０．０５〜１％、
Ｖ  ：０．０２〜０．２％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、
Ｚｒ：０．０２〜０．２％
の一種または二種以上を含有することを特徴とする、請求項１乃至６のいずれか１項に記載の切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板。
【請求項８】
請求項１及び５乃至７のいずれか１項に記載の成分を有する鋼片を粗圧延後にＡｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域で鋼板厚の合計圧下率２５％以上の仕上圧延をすることを特徴とする、切り欠き疲労強度に優れる自動車用熱延薄鋼板の製造方法。
【請求項９】
熱間圧延に際し、粗圧延後の仕上圧延において潤滑圧延を施すことを特徴とする、請求項８に記載の切り欠き疲労強度に優れる自動車用熱延薄鋼板の製造方法。
【請求項１０】
請求項８又は９に記載の熱間圧延に際し、粗圧延終了後、デスケーリングを行うことを特徴とする、切り欠き疲労強度に優れる自動車用熱延薄鋼板の製造方法。
【請求項１１】
請求項１及び５乃至７のいずれか１項に記載の成分を有する鋼片を熱間圧延後、続く酸洗、鋼板厚圧下率８０％未満の冷間圧延後、回復温度以上Ａｃ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域で５〜１５０秒間保持し、冷却する工程の回復または再結晶焼鈍を行うことを特徴とする、切り欠き疲労強度に優れる自動車用冷延薄鋼板の製造方法。
【請求項１２】
請求項１及び５乃至７のいずれか１項に記載の成分を有する鋼片を熱間圧延後、続く酸洗、鋼板厚圧下率８０％未満の冷間圧延後、Ａｃ1 変態点温度以上Ａｃ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域で５〜１５０秒間保持し、その後に冷却する工程の熱処理を行うことを特徴とする、切り欠き疲労強度に優れる自動車用冷延薄鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板およびその製造方法に関するものであり、特に、打ち抜き加工部や溶接部等の応力集中部からの疲労き裂の進展が問題となるような自動車足廻り部品等の素材として好適な、切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の燃費向上などのために軽量化を目的として、Ａｌ合金等の軽金属や高強度鋼板の自動車部材への適用が進められている。ただし、Ａｌ合金等の軽金属は比強度が高いという利点があるものの、鋼に比較して著しく高価であるためその適用は特殊な用途に限られている。従ってより広い範囲で自動車の軽量化を推進するためには、安価な高強度鋼板の適用が強く求められている。
【０００３】
このような高強度化の要求に対して、これまでは車体重量の１／４程度を占めるホワイトボティーやパネル類に使用される冷延鋼板の分野において、強度と深絞り性を兼ね備えた鋼板や焼付け硬化性のある鋼板等の開発が進められ、車体の軽量化に寄与してきた。ところが現在、軽量化の対象は車体重量の約２０％を占める構造部材や足廻り部材にシフトしてきており、これらの部材に用いる高強度薄鋼板の開発が急務となっている。
【０００４】
ただし、高強度化は一般的に成形性（加工性）等の材料特性を劣化させるため、材料特性を劣化させずに如何に高強度化を図るかが高強度鋼板開発のカギになる。特に構造部材や足廻り部材用鋼板に求められる特性として、伸びはもちろんのことせん断や打ち抜き加工性、バーリング加工性、疲労耐久性および耐食性等が重要であり、高強度とこれら特性を如何に高次元でバランスさせるかが重要である。
例えばサスペンションアーム等の部品は、せん断や打ち抜き加工によりブランキングや穴開けを行った後にプレス成形し、部材によってはさらに溶接して部品にする。このような部品においては、せん断加工された端面や溶接部近傍からき裂が進展し疲労破壊に至る場合が少なくない。すなわち、せん断加工された端面や溶接部が切り欠きのような応力集中部となり、そこから疲労き裂が進展する。
【０００５】
一方、一般的に材料の疲労限は切り欠きが鋭くなると低下する。しかし、ある程度切り欠きが鋭くなると疲労限はそれ以上低下しなくなる現象が起こる。これは、疲労限がき裂発生限界からき裂進展限界へと遷移するためである。材料を高強度化すると、き裂発生限界は向上するが、き裂進展限界は向上しないため、疲労限がき裂発生限界からき裂進展限界へと遷移するポイントが、切り欠きの鋭い側に移動する。従って、材料を高強度化しても切り欠きによる疲労限の低下が著しくなり、切り欠きが鋭い場合の疲労限は高強度のメリットを享受できない。すなわち、高強度化すると切り欠きに対する感受性が高くなる。
【０００６】
現在、これら自動車足廻り用薄鋼板として３４０〜４４０ＭＰａ級の鋼板が用いられているが、これら部材用鋼板に要求される強度レベルは５９０〜７８０ＭＰａ級へとさらなる高強度化へ向かいつつある。従ってこれらの要求に応えてゆくためには、鋭い切り欠きが存在する場合でも高強度化のメリットが享受できるような鋼板の開発が不可欠である。
【０００７】
打ち抜きやせん断加工端面が存在する場合の疲労強度を向上させる方法は、大きく分けて二つ考えられる。一つは打ち抜きやせん断加工端面に発生するバリのような鋭い切り欠きを無くしてしまうこと、もう一つはそのような鋭い切り欠きが存在してもき裂進展に対する抵抗を高めることである。
【０００８】
前者に属する発明として、例えば特開平５−５１６９５号公報には、Ｓｉの添加量を少なくし、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖの析出物で破断伸びを小さくすることでバリの発生を抑えて、打ち抜きやせん断加工ままでの疲労強度を向上させる技術が開示されている。また特開平５−１７９３４６号公報には、圧延仕上げ温度の上限を規定することでベイナイトの体積分率の上限を限定して、打ち抜きやせん断加工ままでの疲労強度を向上させる技術が開示されている。また特開平８−１３０３３号公報には、圧延後の冷却速度を規定しマルテンサイトの生成を抑えることによって、打ち抜きやせん断加工ままでの疲労強度を向上させる技術が開示されている。
【０００９】
また特開平８−３０２４４６号公報には、複合組織鋼において第二相の硬さをフェライトの１．３倍以上と規定して打ち抜きやせん断加工時のひずみエネルギーを小さくし、打ち抜きやせん断加工ままでの疲労強度を向上させる技術が開示されている。また特開平９−１７００４８号公報には、粒界セメンタイトの長さを規定して打ち抜きやせん断加工時にバリを少なくし、打ち抜きやせん断加工ままでの疲労強度を向上させる技術が開示されている。さらに特開平９−２０２９４０号公報には、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｃｒの添加量で整理したパラメータを規定することで打ち抜き性を改善し、打ち抜きままでの疲労強度を向上させる技術が開示されている。
【００１０】
一方、後者に属する発明として、特開平６−８８１６１号公報には、表層における圧延面に平行な集合組織の（１００）面強度が１．５以上と規定して疲労き裂伝播速度を低下させる技術が開示されている。また特開平８−１９９２８６号公報および特開平１０−１４７８４６号公報には、Ｘ線で測定した板厚方向の  （２００）回折強度比を２．０〜１５．０に規定し、回復または再結晶フェライトの面積率を１５〜４０％とすることで、疲労き裂伝播速度を低下させる技術が開示されている。
【００１１】
しかし、前記特開平５−５１６９５号、同５−１７９３４６号、同８−１３０３３号、同８−３０２４４６号、同９−１７００４８号および同９−２０２９４０号等の公報に開示されている、打ち抜きやせん断加工端面に発生するバリのような鋭い切り欠きを低減する技術は、発生するバリの程度が打ち抜きやせん断加工時のクリアランスによって大きく変化するので、どのような条件下でも適用できる技術ではなく、切り欠き疲労強度に優れる鋼板としては不十分であると言わざるを得ない。
【００１２】
一方、特開平６−８８１６１号公報、同８−１９９２８６号公報および同１０−１４７８４６号公報に開示されている、集合組織を制御してき裂進展に対する抵抗を高める技術は、主に建設機械、船舶、橋梁等の大型構造物用の鋼を対象とした発明であり、本発明のように自動車用薄鋼板を対象としていない。
また上記技術は、主に溶接止端部より進展する疲労き裂の破壊力学で言うところのＰＡＲＩＳ域でのき裂伝播速度を制御するというものであり、自動車用薄鋼板のように板厚が薄いゆえにＰＡＲＩＳ域でのき裂伝播領域がほとんど存在しない場合における技術としては不十分である。
また、薄鋼板用として用いられる平面曲げ疲労試験法で、図１（ｂ）に示す試験片を用いて切り欠き疲労特性を評価した発明は、これまで見あたらない。
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
そこで本発明は、自動車用薄鋼板において、打ち抜きやせん断加工端面のような切り欠きから進展する疲労き裂を、打ち抜きやせん断加工時のクリアランス等の条件によらず、集合組織を制御してき裂進展に対する抵抗を高めることによって改善する技術に関する。すなわち本発明は、切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板、およびその鋼板を安価に安定して製造できる製造方法を提供することを目的とする。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、現在通常に採用されている製造設備により工業的規模で生産されている薄鋼板の製造プロセスを念頭において、自動車用薄鋼板の切り欠き疲労強度の向上を達成すべく鋭意研究を重ねた。その結果、最表面から板厚方向に０．５ｍｍまでの任意深さにおける板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が２以上かつ、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値が４以下であり、板厚が０．５ｍｍ以上１２ｍｍ以下であることが、切り欠き疲労強度向上に非常に有効であることを新たに見出し、本発明をなしたものである。
【００１５】
即ち、本発明の要旨は以下の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．３％、
Ｓｉ：０．０１〜２％、
Ｍｎ：０．０５〜３％、
Ｐ  ≦０．１％、
Ｓ  ≦０．０１％、
Ａｌ：０．００５〜１％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼であり、最表面から板厚方向に０．５ｍｍまでの任意深さにおける板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が２以上かつ、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値が４以下であり、板厚が０．５ｍｍ以上１２ｍｍ以下であることを特徴とする、切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板。
（２）前記（１）に記載の鋼板のミクロ組織が、体積分率最大の相をベイナイト、またはフェライトおよびベイナイトの複合組織、であることを特徴とする、切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板。
（３）前記（１）に記載の鋼板のミクロ組織が、体積分率５％以上２５％以下の残留オーステナイトを含み、残部が主にフェライト、ベイナイトからなる複合組織であることを特徴とする、切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板。
（４）前記（１）に記載の鋼板のミクロ組織が、体積分率最大の相をフェライトとし、第二相を主にマルテンサイトとする複合組織であることを特徴とする、切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板。
（５）鋼成分が、さらに質量％で、
Ｃｕ：０．２〜２％と、
Ｂ：０．０００２〜０．００２％及び
Ｎｉ：０．１〜１％の一種又は二種
を含有することを特徴とする、前記（１）乃至（４）のいずれか１項に記載の切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板。
（６）鋼成分が、さらに質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００２％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
の一種または二種を含有することを特徴とする、前記（１）乃至（５）のいずれか１項に記載の切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板。
（７）鋼成分が、さらに質量％で、
Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．５％、
Ｍｏ：０．０５〜１％、
Ｖ  ：０．０２〜０．２％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、
Ｚｒ：０．０２〜０．２％
の一種または二種以上を含有することを特徴とする、前記（１）乃至（６）のいずれか１項に記載の切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板。
【００１６】
（８）前記（１）及び（５）乃至（７）のいずれか１項に記載の成分を有する鋼片を粗圧延後にＡｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域で鋼板厚の合計圧下率２５％以上の仕上圧延をすることを特徴とする、切り欠き疲労強度に優れる自動車用熱延薄鋼板の製造方法。
（９）  熱間圧延に際し、粗圧延後の仕上圧延において潤滑圧延を施すことを特徴とする、前記（８）に記載の切り欠き疲労強度に優れる自動車用熱延薄鋼板の製造方法。
（１０）前記（８）又は（９）に記載の熱間圧延に際し、粗圧延終了後、デスケーリングを行うことを特徴とする、切り欠き疲労強度に優れる自動車用熱延薄鋼板の製造方法。
【００１７】
（１１）前記（１）及び（５）乃至（７）のいずれか１項に記載の成分を有する鋼片を熱間圧延後、続く酸洗、鋼板厚圧下率８０％未満の冷間圧延後、回復温度以上Ａｃ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域で５〜１５０秒間保持し、冷却する工程の回復または再結晶焼鈍を行うことを特徴とする、切り欠き疲労強度に優れる自動車用冷延薄鋼板の製造方法
。
（１２）前記（１）及び（５）乃至（７）のいずれか１項に記載の成分を有する鋼片を熱間圧延後、続く酸洗、鋼板厚圧下率８０％未満の冷間圧延後、Ａｃ1 変態点温度以上Ａｃ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域で５〜１５０秒間保持し、その後に冷却する工程の熱処理を行うことを特徴とする、切り欠き疲労強度に優れる自動車用冷延薄鋼板の製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】
まず、本発明に至った基礎研究結果について以下に説明する。
一般に疲労き裂は表面より発生する。これは切り欠きのような応力集中部が存在する場合も例外ではない。また、打ち抜きやせん断加工端面が存在する場合においても、面外曲げ方向の荷重モードが含まれる繰り返し荷重下では、鋼板表面端部より疲労き裂が進展することが多く観察されている。従ってこのような場合でも、鋼板最表面もしくは結晶粒数個程度の深さまでのき裂進展抵抗の増加が、切り欠き疲労強度向上に有効なことは明らかである。また、板厚中心部においてき裂進展抵抗を増加させたとしても、既にき裂を停留させることは難しい。ゆえに本発明では、疲労強度向上に有効な集合組織の範囲を最表面から板厚方向に０．５ｍｍまでに限定する。望ましくは０．１ｍｍまでである。
【００１９】
切り欠き疲労強度に及ぼす最表面から板厚方向に０．５ｍｍまでの任意深さにおける、板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値および、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値の影響を調査した。そのための供試材は、次のようにして準備した。すなわち、０．０８％Ｃ−０．９％Ｓｉ−１．２％Ｍｎ−０．０１％Ｐ−０．００１％Ｓ−０．０３％Ａｌに成分調整し溶製した鋳片を、Ａｒ3 変態点温度以上のいずれかの温度で板厚が３．５ｍｍになるように熱間仕上圧延を終了した後、巻き取った。
【００２０】
このようにして得られた鋼板の最表面から板厚方向に０．５ｍｍまでの任意深さにおける、板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値および、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値を求めるために、板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より３０ｍｍφに切り取った試片の、最表層より０．０５ｍｍ程度の深さまで三山仕上の研削を行い、次いで化学研磨または電解研磨によって歪みを除去して作製した。
【００２１】
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。Ｘ線による結晶方位の測定は、例えば「新版カリティＸ線回折要論」（１９８６年発行、松村源太郎訳、株式会社アグネ）２７４〜２９６頁に記載の方法に従った。
【００２２】
ここで、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値とは、この方位群に含まれる主な方位、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞および｛２２３｝＜１１０＞のＸ線回折強度を、｛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、または｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち複数の極点図（望ましくは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た。
【００２３】
例えば、後者の方法における上記各結晶方位のＸ線ランダム強度比は、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。ただし｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値とは、上記の各方位の相加平均である。
【００２４】
上記全ての方位の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。
次に｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値とは、上記の方法と同様に計算した３次元集合組織から求めればよい。
【００２５】
次に、上記鋼板の切り欠き疲労強度を調査するために、板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置から圧延方向が長辺になるように、図１（ｂ）に示す形状の疲労試験片を採取し疲労試験に供した。ここで図１（ａ）に記載の疲労試験片が一般的な素材の疲労強度を得るための平滑試験片であるのに対して、図１（ｂ）に記載の疲労試験片は、切り欠き疲労強度を得るために作製された切り欠き試験片である。ただし、疲労試験片には最表層から０．０５ｍｍ程度の深さまで三山仕上の研削を施した。疲労試験は電気油圧サーボ型疲労試験機を用い、試験方法はＪＩＳ  Ｚ  ２２７３−１９７８およびＪＩＳ  Ｚ  ２２７５−１９７８に準じた。
【００２６】
切り欠き疲労強度に及ぼす｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値および、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値の影響を調査した結果を図２に示す。ここで○中の数字は、図１（ｂ）に示す形状の切り欠き疲労試験片を用いて行った疲労試験より得られる疲労限（１０7 回での時間強度）であり、以下切り欠き疲労強度とする。
【００２７】
｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値および、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値と切り欠き疲労強度との間には強い相関があり、それぞれの平均値が２以上かつ４以下で著しく切り欠き疲労強度が向上することが示された。
【００２８】
本発明者らは、これらの実験結果を詳細に検討した結果、切り欠き疲労強度を向上させるためには、最表面から板厚方向に０．５ｍｍまでの任意深さにおける板面の、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が２以上かつ、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値が４以下であることが非常に重要であると新たに知見するに至った。
【００２９】
ただし、切り欠きだけでなく平滑での疲労き裂発生抵抗も向上させるためには、最表面から板厚方向に０．５ｍｍまでの任意深さにおける板面の、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が４以上かつ、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値が２．５以下であること望ましい。
【００３０】
このメカニズムは必ずしも明らかではないが以下のように推測される。
一般的に、鋭い切り欠きが存在する場合の疲労限は、き裂進展限界、すなわちき裂を停留させるためのき裂進展抵抗の大小によって決まる。疲労き裂の進展は切り欠き底もしくは応力集中箇所における小規模な塑性変形の繰り返しであるが、き裂長さが比較的短く、結晶粒程度の大きさの範囲でその塑性変形が起こる場合においては、結晶学的なすべり面及びすべり方向の影響が大きいと推測される。従って、き裂進展方位およびき裂面に対して、き裂進展抵抗が高いすべり面及びすべり方向を持つ結晶の割合が多ければ、疲労き裂の進展が抑制される。
【００３１】
次に、本発明における鋼板の板厚の限定理由について説明する。
板厚が０．５ｍｍ未満では、応力集中の程度に関わらず小規模降伏条件を満足することができないため、モノトニックな延性破壊に至る危険性がある。また、き裂停留という観点からは十分な塑性拘束が必要であるため、平面ひずみ状態を保つためには少なくとも１．２ｍｍ以上の板厚であることが望ましい。
一方、板厚が１２ｍｍ超では、板厚効果（寸法効果）による疲労強度の低下が顕著になる。また板厚が８ｍｍ超であると、切り欠き疲労強度向上に有効な集合組織を得るための熱間もしくは冷間圧延条件を達成するためには、設備に過大な荷重負荷がかかる恐れがあることから、８ｍｍ以下が望ましい。従って本発明において、その板厚は０．５ｍｍ以上１２ｍｍ以下と限定する。望ましくは１．２ｍｍ以上８ｍｍ以下である。
【００３２】
次に、本発明における鋼板のミクロ組織について説明する。
本発明において、その切り欠き疲労強度を向上させるという目的のために鋼板のミクロ組織を特に限定する必要はなく、通常の鋼が呈するフェライト、ベイナイト、パーライト、マルテンサイト組織において本発明範囲の集合組織（本発明範囲のＸ線ランダム強度比）が得られていれば、本発明の切り欠き疲労強度を向上させるという効果は得られるので、他の必要特性に応じてミクロ組織を規定することが好ましい。ただし、特定のミクロ組織、例えば体積分率５％以上２５％以下の残留オーステナイトを含み、残部が主にフェライト、ベイナイトからなる複合組織、または体積分率最大の相をフェライトとし、第二相を主にマルテンサイトとする複合組織等においてはこの効果を更に高めることができる。
【００３３】
なお、ここで言うベイナイトとは、ベイニティックフェライトおよびアシュキュラーフェライト組織も含む。ただし、二相以上の複合組織において残留オーステナイト等の結晶構造がｂｃｃでないものを含む場合は、それ以外の組織の体積分率で換算したＸ線ランダム強度比が本発明の範囲内であれば差し支えない。また、粗大な炭化物を含むパーライトは疲労き裂の発生サイトになり極端に疲労強度を低下させる恐れがあるので、粗大な炭化物を含むパーライトの体積分率は１５％以下が望ましい。さらに良好な疲労特性を確保するためには、粗大な炭化物を含むパーライトの体積分率は５％以下が望ましい。
【００３４】
なお、ここで、フェライト、ベイナイト、パーライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積分率とは、鋼板板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より切出した試料を圧延方向断面に研磨し、ナイタール試薬および／または特開平５−１６３５９０号公報で開示されている試薬を用いてエッチングし、光学顕微鏡を用い２００〜５００倍の倍率で観察された板厚の１／４ｔにおけるミクロ組織の面積分率で定義される。ただし、残留オーステナイトは上記試薬によるエッチングでは容易に判別できない場合もあるので、下記の手法にて体積分率を算出してもよい。
すなわち、オーステナイトはフェライトと結晶構造が違うため結晶学的に容易に識別できる。従って、残留オーステナイトの体積分率はＸ線回折法によっても実験的に求めることができる。すなわち、ＭｏのＫα線を用いてオーステナイトとフェライトとの反射面強度の違いより次式を用いてその体積分率を簡便に求める方法である。
Ｖγ＝（２／３）｛１００／（０．７×α（２１１）／γ（２２０）＋１）｝＋（１／３）｛１００／（０．７８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝
ただし、α（２１１）、γ（２２０）およびγ（３１１）は、それぞれフェライト（α）オーステナイト（γ）のＸ線反射面強度である。
【００３５】
本発明において、切り欠き疲労強度の向上の他に良好なバーリング加工性を付与するためには、そのミクロ組織を体積分率最大の相をベイナイト，またはフェライトおよびベイナイトの複合組織、とする。ただし、不可避的なマルテンサイト、残留オーステナイトおよびパーライトを含むことを許容するものである。良好なバーリング加工性（穴拡げ値）を得るためには、硬質な残留オーステナイトおよびマルテンサイトを合わせた体積分率は５％未満が望ましい。また、ベイナイトの体積分率は３０％以上が望ましい。さらに、良好な延性を得るためにはベイナイトの体積分率は７０％以下が望ましい。
【００３６】
また、本発明において切り欠き疲労強度の向上の他に良好な延性を付与するためには、そのミクロ組織を体積分率５％以上２５％以下の残留オーステナイトを含み、残部が主にフェライト、ベイナイトからなる複合組織とする。ただし、合わせて５％未満の不可避的なマルテンサイトおよびパーライトを含むことを許容するものである。
さらに、本発明において切り欠き疲労強度の向上の他に良好な形状凍結性を得るための低降伏比を付与するためには、そのミクロ組織を体積分率最大の相をフェライトとし、第二相を主にマルテンサイトとする複合組織とする。ただし、合わせて５％未満の不可避的なベイナイト、残留オーステナイトおよびパーライトを含むことを許容するものである。なお、７０％以下の低降伏比を確保するためには、フェライトの体積分率は５０％以上が望ましい。
【００３７】
続いて、本発明の化学成分の限定理由について説明する。
Ｃは、所望のミクロ組織を得るのに必要な元素である。ただし、０．３％超含有していると加工性が劣化するので、０．３％以下とする。また、０．２％超含有すると溶接性が劣化する傾向があるので、好ましくは０．２％以下が望ましい。一方、０．０１％未満であると強度が低下するので、０．０１％以上とする。また、良好な延性を得るための十分な残留オーステナイト量を安定的に得るためには好ましくは０．０５％以上が望ましい。
【００３８】
Ｓｉは、固溶強化元素として強度上昇に有効である。所望の強度を得るためには０．０１％以上含有する必要がある。しかし、２％超含有すると加工性が劣化する。そこでＳｉの含有量は０．０１〜２％とする。
【００３９】
Ｍｎは、固溶強化元素として強度上昇に有効である。所望の強度を得るためには０．０５％以上必要である。また、Ｍｎ以外にＳによる熱間割れの発生を抑制するＴｉなどの元素が十分に添加されない場合には、質量％でＭｎ／Ｓ≧２０となるＭｎ量を添加することが望ましい。さらに、Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり、良好な延性を得るための十分な残留オーステナイト量を安定的に得るためその添加量は０．１％以上が望ましい。一方、３％超添加するとスラブ割れを生ずるため、３％以下とする。
【００４０】
Ｐは、不純物であり低いほど望ましく、０．１％超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすとともに疲労特性も低下させるので、０．１％以下とする。
【００４１】
Ｓは、不純物であり低いほど望ましく、多すぎると局部延性やバーリング加工性を劣化させるＡ系介在物を生成するので、極力低減させるべきであるが、０．０１％以下ならば許容できる範囲である。
【００４２】
Ａｌは、溶鋼脱酸のために０．００５％以上添加する必要があるが、コストの上昇を招くためその上限を１．０％とする。また、あまり多量に添加すると非金属介在物を増大させ伸びを劣化させるので、望ましくは０．５％以下とする。
【００４３】
Ｃｕは、固溶状態で疲労特性を改善する効果があるので必要に応じ添加する。ただし、０．２％未満ではその効果が少なく、２％を超えて含有しても効果が飽和する。そこでＣｕの含有量は０．２〜２％の範囲とする。ただし、巻取温度が４５０℃以上の場合は、１．２％を超えて含有すると巻取り後に析出して加工性を著しく劣化させる恐れがあので、１．２％以下とすることが望ましい。
【００４４】
Ｂは、Ｃｕと複合添加されることによって疲労限を上昇させる効果があるので、必要に応じ添加する。ただし、０．０００２％未満ではその効果を得るために不十分であり、０．００２％超添加するとスラブ割れが起こる。よって、Ｂの添加は０．０００２〜０．００２％とする。
【００４５】
Ｎｉは、Ｃｕ含有による熱間脆性防止のために必要に応じ添加する。ただし、０．１％未満ではその効果が少なく、１％を超えて添加してもその効果が飽和するので、０．１〜１％とする。
【００４６】
ＣａおよびＲＥＭは、破壊の起点となったり、加工性を劣化させる非金属介在物の形態を変化させて無害化する元素である。ただし、それぞれ０．０００５％未満添加してもその効果がなく、Ｃａならば０．００２％超、ＲＥＭならば０．０２％超添加してもその効果が飽和するので、Ｃａ：０．０００５〜０．００２％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％添加することが望ましい。
【００４７】
さらに、強度を付与するために、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｖ，Ｃｒ，Ｚｒの析出強化もしくは固溶強化元素の一種または二種以上を添加してもよい。ただし、それぞれ０．０５％、０．０１％、０．０５％、０．０２％、０．０１％、０．０２％未満ではその効果を得ることができない。また、それぞれ０．５％、０．５％、１％、０．２％、１％、０．２％を超え添加してもその効果は飽和する。
【００４８】
なお、これらを主成分とする鋼にＳｎ，Ｃｏ，Ｚｎ，Ｗ，Ｍｇを合計で１％以下含有しても構わない。しかしながらＳｎは熱間圧延時に疵が発生する恐れがあるので、０．０５％以下が望ましい。
【００４９】
次に、本発明の製造方法の限定理由について、以下に詳細に述べる。
本発明は、鋳造後、熱間圧延後冷却ままもしくは熱間圧延後に冷却・酸洗し冷延した後に焼鈍、あるいは熱延鋼板もしくは冷延鋼板を溶融めっきラインにて熱処理を施したまま、更にはこれらの鋼板に別途表面処理を施すことによっても得られる。
【００５０】
本発明において、熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の２次製錬で目的の成分含有量になるように成分調整を行い、次いで通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。連続鋳造よって得たスラブの場合には、高温鋳片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。
【００５１】
再加熱温度については特に制限はないが、１４００℃以上であると、スケールオフ量が多量になり歩留まりが低下するので、再加熱温度は１４００℃未満が望ましい。また、１０００℃未満の加熱はスケジュール上操業効率を著しく損なうため、再加熱温度は１０００℃以上が望ましい。
熱間圧延工程は、粗圧延を終了後、仕上げ圧延を行うが、粗圧延終了後にデスケーリングを行う場合は、鋼板表面での高圧水の衝突圧Ｐ（ＭＰａ）×流量Ｌ  （リットル／ｃｍ2 ）≧０．００２５の条件を満たすことが望ましい。
【００５２】
鋼板表面での高圧水の衝突圧Ｐは以下のように記述される（「鉄と鋼」１９９１、ｖｏｌ．７７、Ｎｏ．９、ｐ１４５０参照）。
Ｐ（ＭＰａ）＝５．６４×Ｐ0 ×Ｖ／Ｈ2 
ただし、
Ｐ0 （ＭＰａ）：液圧力
Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量
Ｈ（ｃｍ）：鋼板表面とノズル間の距離
【００５３】
流量Ｌは以下のように記述される。
Ｌ（リットル／ｃｍ2 ）＝Ｖ／（Ｗ×ｖ）
ただし、
Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量
Ｗ（ｃｍ）：ノズル当たり噴射液が鋼板表面に当たっている幅
ｖ（ｃｍ／ｍｉｎ）：通板速度
衝突圧Ｐ×流量Ｌの上限は、本発明の効果を得るためには特に定める必要はないが、ノズル流液量を増加させるとノズルの摩耗が激しくなる等の不都合が生じるため、０．０２以下とすることが望ましい。
【００５４】
さらに、仕上げ圧延後の鋼板の最大高さＲｙが１５μｍ（１５μｍＲｙ，ｌ２．５ｍｍ，ｌｎ１２．５ｍｍ）以下であることが望ましい。これは、例えば「金属材料疲労設計便覧」、日本材料学会編、８４頁に記載されている通り、熱延または酸洗ままの鋼板の疲労強度は、鋼板表面の最大高さＲｙと相関があることから明らかである。また、その後の仕上げ圧延はデスケーリング後に再びスケールが生成してしまうのを防ぐために、５秒以内に行うのが望ましい。
また、粗圧延後またはそれに続くデスケーリング後にシートバーを接合し、連続的に仕上げ圧延をしてもよい。その際に粗バーを一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行ってもよい。
【００５５】
仕上げ圧延は、熱延鋼板として最終製品にする場合においては、Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域で合計圧下率２５％以上の圧延を行う必要がある。ここでＡｒ3 変態点温度とは、例えば以下の計算式により鋼成分との関係で簡易的に示される。すなわち、
Ａｒ3 ＝９１０−３１０×％Ｃ＋２５×％Ｓｉ−８０×％Ｍｎ
【００５６】
Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域での合計圧下率２５％未満であると、圧延されたオーステナイトの集合組織が十分に発達しないために、この後、如何様な冷却を施したとしても本発明の効果が得られない。よりシャープな集合組織を得るためには、Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域での合計圧下率を３５％以上とすることが望ましい。
【００５７】
また、合計圧下率２５％以上の圧延を行う温度域の下限は特に限定しないが、Ａｒ3 変態点温度未満であると、圧延中に析出したフェライトに加工組織が残留して延性が低下してしまい加工性が劣化するため、合計圧下率２５％以上の圧延を行う温度域の下限はＡｒ3 変態点温度以上が望ましい。ただし、この温度がＡｒ3 変態点温度未満であっても、後の巻取処理もしくは巻取処理後の熱処理により回復または再結晶がある程度進行している場合はこの限りではない。
本発明では、Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域での合計圧下率の上限を特に限定しないが、この圧下率合計が９７．５％を超えると、圧延荷重が増大し圧延機の剛性を過剰に高める必要があり、経済上のデメリットを生じるため、望ましくは９７．５％以下とする。
【００５８】
ここで、Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域での熱間圧延時の熱間圧延ロールと鋼板との摩擦が大きい場合には、鋼板表面近傍における板面に｛１１０｝面を主とする結晶方位が発達し、切り欠き疲労強度が劣化するため、熱間圧延ロールと鋼板との摩擦を低減するために必要に応じて潤滑を施す。
【００５９】
本発明において熱間圧延ロールと鋼板との摩擦係数の上限は特に限定しないが、０．２超では｛１１０｝面を主とする結晶方位の発達が顕著になり、切り欠き疲労強度が劣化するので、Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域での熱間圧延時における少なくとも１パスについて、熱間圧延ロールと鋼板との摩擦係数を０．２以下とすることが望ましい。さらに望ましくは、Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域での熱間圧延時における全パスについて、熱間圧延ロールと鋼板との摩擦係数を０．１５以下とする。
ここで熱間圧延ロールと鋼板との摩擦係数とは、先進率、圧延荷重、圧延トルク等の値より圧延理論に基づいて計算により求めた値である。
【００６０】
仕上げ圧延の最終パス温度（ＦＴ）については特に限定しないが、仕上げ圧延の最終パス温度（ＦＴ）はＡｒ3 変態点温度以上で終了することが望ましい。これは、熱間圧延中に圧延温度がＡｒ3 変態点温度未満であると、圧延前もしくは圧延中に析出したフェライトに加工組織が残留して延性が低下してしまい、加工性が劣化するためである。ただし、仕上げ圧延の最終パス温度（ＦＴ）がＡｒ3 変態点温度未満であっても、後の巻取処理もしくは巻取処理後に回復、再結晶させるための熱処理を施す場合はこの限りではない。
【００６１】
一方、仕上げ温度の上限については特に上限を設けないが、Ａｒ3 変態点温度＋１００℃超では、Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域で合計圧下率２５％以上の圧延を行うことが事実上不可能であるので、仕上げ温度の上限はＡｒ3 変態点温度＋１００℃以下が望ましい。
【００６２】
本発明において、その切り欠き疲労強度を向上させるという目的のためだけに鋼板のミクロ組織を特に限定する必要はないので、仕上圧延を終了した後、所定の巻取温度にて巻取るまでの冷却工程については特に定めないが、所定の巻取温度で巻き取るためもしくはミクロ組織を制御するために必要に応じて冷却を行う。冷却速度の上限は特に限定しないが、熱ひずみによる板反りが懸念されることから、３００℃／ｓ以下とすることが望ましい。さらに、あまりにもこの冷却速度が早いと冷却終了温度を制御できず、オーバーシュートして所定の巻取温度以下まで過冷却されてしまう可能性があるので、ここでの冷却速度は１５０℃／ｓ以下が望ましい。また、冷却速度の下限は特に定めないが、冷却を行わない場合の空冷速度は５℃／ｓ以上である。
【００６３】
本発明において、切り欠き疲労強度の向上の他に良好なバーリング加工性を付与する目的でミクロ組織の体積分率最大の相をベイナイト，またはフェライトおよびベイナイトの複合組織、とするために仕上圧延を終了した後、所定の巻取温度にて巻取るまでの工程については、その間の冷却速度以外は特に定めないが、バーリング性をそれほど劣化させずに延性との両立を目指す場合は、Ａｒ3 変態点からＡｒ1 変態点までの温度域（フェライトとオーステナイトの二相域）で１〜２０秒間滞留させてもよい。ここでの滞留は、二相域でフェライト変態を促進させるために行うが、１秒未満では、二相域におけるフェライト変態が不十分なため、十分な延性が得られず、２０秒超では、パーライトが生成し、目的とする体積率最大のミクロ組織として、ベイナイト，またはフェライトおよびベイナイトの複合組織、が得られない。
【００６４】
また、１〜２０秒間の滞留をさせる温度域は、フェライト変態を容易に促進させるためにはＡｒ1 変態点以上８００℃以下が望ましい。さらに、１〜２０秒間の滞留時間は生産性を極端に低下させないためには、１〜１０秒間とすることが望ましい。また、これらの条件を満たすためには、仕上げ圧延終了後２０℃／ｓ以上の冷却速度で当該温度域に迅速に到達させることが必要である。
冷却速度の上限は特に定めないが、冷却設備の能力上３００℃／ｓ以下が妥当な冷却速度である。さらに、あまりにもこの冷却速度が早いと冷却終了温度を制御できず、オーバーシュートしてＡｒ1 変態点以下まで過冷却されてしまう可能性があり、延性改善の効果が失われるので、ここでの冷却速度は１５０℃／ｓ以下が望ましい。
【００６５】
次に、その温度域から巻取温度（ＣＴ）までは２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却するが、２０℃／ｓ未満の冷却速度では、パーライトもしくは炭化物を含むベイナイトが生成してしまい、目的とする体積率最大のミクロ組織として、ベイナイト，またはフェライトおよびベイナイトの複合組織、が得られない。巻取温度までの冷却速度の上限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、熱ひずみによる板そりが懸念されることから、３００℃／ｓ以下とすることが望ましい。
【００６６】
また本発明において、切り欠き疲労強度の向上の他に良好な延性を付与する目的で、ミクロ組織を体積分率５％以上２５％以下の残留オーステナイトを含み、残部が主にフェライト、ベイナイトからなる複合組織とするために、仕上圧延を終了した後の工程は、まず、Ａｒ3 変態点温度からＡｒ1 変態点温度までの温度域（フェライトとオーステナイトの二相域）で１〜２０秒間滞留する。ここでの滞留は、二相域でフェライト変態を促進させるために行うが、１秒未満では、二相域におけるフェライト変態が不十分なため、十分な延性が得られず、２０秒超では、パーライトが生成し、目的とする体積分率５％以上２５％以下の残留オーステナイトを含み、残部が主にフェライト、ベイナイトからなるミクロ組織が得られない。
【００６７】
また、１〜２０秒間の滞留をさせる温度域はフェライト変態を容易に促進させるため、Ａｒ1 変態点温度以上８００℃以下が望ましい。さらに、１〜２０秒間の滞留時間は生産性を極端に低下させないためには１〜１０秒間とすることが望ましい。また、これらの条件を満たすためには、仕上げ圧延終了後２０℃／ｓ以上の冷却速度で当該温度域に迅速に到達させることが必要である。冷却速度の上限は特に定めないが、冷却設備の能力上３００℃／ｓ以下が妥当な冷却速度である。さらに、あまりにもこの冷却速度が早いと冷却終了温度を制御できず、オーバーシュートしてＡｒ1 変態点温度以下まで過冷却されてしまう可能性があるので、ここでの冷却速度は１５０℃／ｓ以下が望ましい。
【００６８】
次に、その温度域から巻取温度（ＣＴ）までは２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却するが、２０℃／ｓ未満の冷却速度では、パーライトもしくは炭化物を含むベイナイトが生成してしまい、十分な残留オーステナイトが得られず、目的とする体積分率５％以上２５％以下の残留オーステナイトを含み、残部が主にフェライト、ベイナイトからなるミクロ組織が得られない。巻取温度までの冷却速度の上限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、熱ひずみによる板そりが懸念されることから、３００℃／ｓ以下とすることが望ましい。
【００６９】
さらに、本発明において切り欠き疲労強度の向上の他に良好な形状凍結性を得るための低降伏比を付与する目的で、ミクロ組織の体積分率最大の相をフェライトとし、第二相を主にマルテンサイトとする複合組織とするために、仕上圧延を終了した後の工程は、まず、Ａｒ3 変態点温度からＡｒ1 変態点温度までの温度域（フェライトとオーステナイトの二相域）で１〜２０秒間滞留する。ここでの滞留は、二相域でフェライト変態を促進させるために行うが、１秒未満では、二相域におけるフェライト変態が不十分なため、十分な延性が得られず、２０秒超では、パーライトが生成し、目的とする体積分率最大の相をフェライトとし、第二相を主にマルテンサイトとする複合組織が得られない。
【００７０】
また、１〜２０秒間の滞留をさせる温度域は、フェライト変態を容易に促進させるためＡｒ1 変態点温度以上８００℃以下が望ましい。さらに１〜２０秒間の滞留時間は、生産性を極端に低下させないためには１〜１０秒間とすることが望ましい。また、これらの条件を満たすためには、仕上げ圧延終了後２０℃／ｓ以上の冷却速度で当該温度域に迅速に到達させることが必要である。冷却速度の上限は特に定めないが、冷却設備の能力上３００℃／ｓ以下が妥当な冷却速度である。さらに、あまりにもこの冷却速度が早いと冷却終了温度を制御できず、オーバーシュートしてＡｒ1 変態点温度以下まで過冷却されてしまう可能性があるので、ここでの冷却速度は１５０℃／ｓ以下が望ましい。
【００７１】
次に、その温度域から巻取温度（ＣＴ）までは２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却するが、２０℃／ｓ未満の冷却速度では、パーライトもしくはベイナイトが生成してしまい、十分なマルテンサイトが得られず、目的とするフェライトを体積分率最大の相とし、マルテンサイトを第二相とするミクロ組織が得られない。
巻取温度までの冷却速度の上限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、熱ひずみによる板そりが懸念されることから、３００℃／ｓ以下とすることが望ましい。
【００７２】
本発明において、その切り欠き疲労強度を向上させるという目的のためだけに鋼板のミクロ組織を特に限定する必要はないので、巻取温度の上限については特に定めないが、Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域で合計圧下率２５％以上の圧延で得られたオーステナイトの集合組織を遺伝させるためには、下記に示す巻取温度Ｔ0 以下で巻き取ることが望ましい。ただし、Ｔ0 は室温以下にする必要はない。このＴ0 は、オーステナイトと、オーステナイトと同一成分のフェライトが同一の自由エネルギーを持つ温度として熱力学的に定義される温度で、Ｃ以外の成分の影響も考慮して、下記の式を用いて簡易的に計算することができる。
Ｔ0 ＝−６５０．４×％Ｃ＋Ｂ
【００７３】
ここで、Ｂは下記のように決定される。
Ｂ＝−５０．６×Ｍｎｅｑ＋８９４．３
また、ここでＭｎｅｑとは下記に示す含有元素の質量％より決定される。
0003927384.tif 000002
なお、Ｔ0 に及ぼす本発明で規定した上記以外の成分の質量％の影響はそれほど大きくないので、ここでは無視できる。
【００７４】
また巻取温度の下限値は、その切り欠き疲労強度を向上させるという目的のためだけに鋼板のミクロ組織を特に限定する必要はないので、特に限定する必要はないが、コイルが長時間水濡れの状態にあると錆による外観不良が懸念されるため、５０℃以上が望ましい。
本発明において、切り欠き疲労強度の向上の他に良好なバーリング加工性を付与する目的で、ミクロ組織の体積分率最大の相をベイナイト，またはフェライトおよびベイナイトの複合組織、とするためには、巻取温度が４５０℃未満では、バーリング性に有害と考えられている残留オーステナイトまたはマルテンサイトが多量に生成する恐れがあり、目的とする体積率最大のミクロ組織であるベイナイト，またはフェライトおよびベイナイトからなる複合組織が得られないため、巻取温度は４５０℃以上と限定する。
さらに、巻取り後の冷却速度は特に限定しないが、Ｃｕを１．２％以上添加した場合、巻取り後にＣｕが析出して加工性が劣化するばかりでなく、疲労特性向上に有効な固溶状態のＣｕが失われる恐れがあるので、巻取り後の冷却速度は２００℃までを３０℃／ｓ以上とすることが望ましい。
【００７５】
また、本発明において切り欠き疲労強度の向上の他に良好な延性を付与する目的で、ミクロ組織を体積分率５％以上２５％以下の残留オーステナイトを含み、残部が主にフェライト、ベイナイトからなる複合組織とするためには、巻取温度が４５０℃以上では、炭化物を含むベイナイトが生成して十分な残留オーステナイトが得られず、目的とする体積分率５％以上２５％以下の残留オーステナイトを含み、残部が主にフェライト、ベイナイトからなるミクロ組織が得られないため、巻取温度は４５０℃未満と限定する。また巻取温度が３５０℃以下では、マルテンサイトが多量に生成して十分な残留オーステナイトが得られず、目的とする体積分率５％以上２５％以下の残留オーステナイトを含み、残部が主にフェライト、ベイナイトからなるミクロ組織が得られないため、巻取温度は３５０℃超と限定する。
さらに、巻取り後の冷却速度は特に限定しないが、Ｃｕを１％以上添加した場合、巻取り後にＣｕが析出して加工性が劣化するばかりでなく、疲労特性向上に有効な固溶状態のＣｕが失われる恐れがあるので、巻取り後の冷却速度は２００℃までを３０℃／ｓ以上とすることが望ましい。
【００７６】
さらに、本発明において切り欠き疲労強度の向上の他に良好な形状凍結性を得るための低降伏比を付与する目的で、ミクロ組織の体積分率最大の相をフェライトとし、第二相を主にマルテンサイトとする複合組織とするためには、巻取温度が３５０℃超では、ベイナイトが生成して十分なマルテンサイトが得られず、目的とするフェライトを体積分率最大の相とし、マルテンサイトを第二相とするミクロ組織が得られないため、巻取温度は３５０℃以下と限定する。また、巻取温度の下限値は特に限定する必要はないが、コイルが長時間水濡れの状態にあると錆による外観不良が懸念されるため、５０℃以上が望ましい。
熱間圧延工程終了後は必要に応じて酸洗し、その後インラインまたはオフラインで、圧下率１０％以下のスキンパスまたは圧下率４０％程度までの冷間圧延を施しても構わない。
【００７７】
次に、冷延鋼板として最終製品にする場合であるが、熱間での仕上げ圧延条件は特に限定しない。ただし、より良好な切り欠き疲労強度を得るためには、Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域での合計圧下率が２５％以上であることが望ましい。また、仕上げ圧延の最終パス温度（ＦＴ）はＡｒ3 変態点温度未満で終了しても差し支えないが、その場合は、圧延前もしくは圧延中に析出したフェライトに強い加工組織が残留するため、続く巻取処理または加熱処理により回復、再結晶させることが望ましい。
【００７８】
続く酸洗後の冷間圧延の合計圧下率は８０％未満とする。これは、冷間圧延の合計圧下率は８０％以上であると、一般的な冷間圧延−再結晶集合組織である板面に平行な結晶面の｛１１１｝面や｛５５４｝面のＸ線回折積分面強度比が高くなるためである。また、望ましくは７０％以下である。冷間圧延率の下限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、結晶方位の強度を適当な範囲に制御するためには３％以上とすることが望ましい。
【００７９】
この様に冷間圧延された鋼板の熱処理は連続焼鈍工程を前提としている。
まず、Ａｃ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域で５〜１５０秒間行う。この熱処理温度の上限がＡｃ3 変態点温度＋１００℃超では、再結晶によって生成したフェライトがオーステナイトへ変態し、オーステナイトの粒成長によっての集合組織がランダム化され、最終的に得られるフェライトの集合組織もランダム化されてしまうので、熱処理の上限温度Ａｃ3 変態点温度＋１００℃以下とする。ここでＡｃ1 変態点温度およびＡｃ3 変態点温度とは、例えば「レスリー鉄鋼材科学」（１９８５年発行、熊井浩・野田龍彦訳、丸善株式会社）２７３頁に記載の計算式により、鋼成分との関係で示される。
一方、この熱処理温度の下限は、その切り欠き疲労強度を向上させるという目的のために鋼板のミクロ組織を特に限定する必要はないので、回復温度以上で構わないが、回復温度未満の場合には加工組織が残留し成形性を著しく劣化させるので、熱処理の下限温度は回復温度以上とする。また、この温度域での保持時間は、５秒未満では、セメンタイトが完全に再固溶するのに不十分であり、一方、１５０秒超の熱処理を行ってもその効果が飽和するばかりでなく生産性を低下させるので、保持時間は５〜１５０秒間とする。
【００８０】
その後の冷却条件については特に限定しないが、ミクロ組織を制御するために、必要に応じて以下の冷却または任意温度での保持および冷却を行ってもよい。本発明において、切り欠き疲労強度の向上の他に良好なバーリング加工性を付与する目的で、ミクロ組織の体積分率最大の相をベイナイト，またはフェライトおよびベイナイトの複合組織、とするためには、その熱処理温度の下限温度をＡｃ1 変態点温度以上とする。この下限温度がＡｃ1 変態点温度未満の場合には、目的とする体積分率最大の相をベイナイト，またはフェライトおよびベイナイトの複合組織、が得られない。ここで、バーリング性をそれほど劣化させずに延性との両立を目指す場合は、フェライトの体積分率を増加させるために、その温度域をＡｃ1 変態点温度以上Ａｃ3 変態点温度以下（フェライトとオーステナイトの二相域）の温度域とする。また、更に良好なバーリング性を得るためには、ベイナイトの体積分率を増加させるために、Ａｃ3 変態点温度以上Ａｃ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域が望ましい。
【００８１】
次に、冷却工程については本発明で特に定めないが、前記熱処理温度がＡｃ1 変態点温度以上Ａｃ3 変態点温度以下の場合においては、２０℃／ｓ以上の冷却速度で３５０℃超前記Ｔ0 温度以下の温度域まで冷却することが望ましい。これは、冷却速度が２０℃／ｓ未満では、炭化物を多量に含むベイナイトもしくはパーライト変態のノーズにかかる恐れがあるためである。また、冷却終了温度は、３５０℃以下ではバーリング性に有害と考えられているマルテンサイトが多量に生成する恐れがあり、目的とする体積率最大のミクロ組織であるベイナイト，またはフェライトおよびベイナイトからなる複合組織が得られないため、３５０℃超が望ましい。さらに、前工程までに得られた集合組織を遺伝させるためにはＴ0 以下が望ましい。
【００８２】
最後に冷却工程の終了温度までの冷却速度は、２０℃／ｓ以上では冷却中にバーリング性に有害と考えられているマルテンサイトが多量に生成する恐れがあり、目的とする体積率最大のミクロ組織であるベイナイト，またはフェライトおよびベイナイトからなる複合組織が得られない恐れがあるので、２０℃／ｓ未満とすることが望ましい。また冷却工程の終了温度は、２００℃超では時効性が劣化する恐れがあるので、２００℃以下とすることが望ましい。また下限は、水冷もしくはミストで冷却する場合コイルが長時間水濡れの状態にあると、錆による外観不良が懸念されるため、５０℃以上が望ましい。
一方、前記熱処理温度がＡｃ3 変態点温度超Ａｃ3 変態点温度＋１００℃以下の場合においては、２０℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却することが望ましい。これは、２０℃／ｓ以上では、炭化物を多量に含むベイナイトもしくはパーライト変態のノーズにかかる恐れがあるためである。また冷却終了温度は、２００℃超では時効性が劣化する恐れがあるので、２００℃以下が望ましい。下限は、水冷もしくはミストで冷却する場合、コイルが長時間水濡れの状態にあると錆による外観不良が懸念されるため、５０℃以上が望ましい。
【００８３】
また、本発明において切り欠き疲労強度の向上の他に良好な延性を付与する目的で、ミクロ組織を体積分率５％以上２５％以下の残留オーステナイトを含み、残部が主にフェライト、ベイナイトからなる複合組織とするためには、前記同様にＡｃ1 変態点温度以上Ａｃ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域で５〜１５０秒間行う。このとき、その温度域内でも低温すぎると、熱延板段階でセメンタイトが析出していた場合、セメンタイトが再固溶するのに時間がかかりすぎ、高温すぎるとオーステナイトの体積率が大きくなりすぎて、オーステナイト中のＣ濃度が低下し炭化物を多量に含むベイナイトもしくはパーライト変態のノーズにかかりやすくなるため、７８０℃以上８５０℃以下で加熱するのが好ましい。保持後の冷却速度が２０℃／ｓ未満では、炭化物を多量に含むベイナイトもしくはパーライト変態のノーズにかかる恐れがあるため、２０℃／ｓ以上の冷却速度とする。
【００８４】
次に、ベイナイト変態を促進し必要な量の残留オーステナイトを安定化する工程であるが、冷却終了温度が４５０℃以上では、残留したオーステナイトが炭化物を多量に含むベイナイトまたはパーライトに分解してしまい、目的とする体積分率５％以上２５％以下の残留オーステナイトを含み、残部が主にフェライト、ベイナイトからなるミクロ組織が得られない。また３５０℃未満では、マルテンサイトが多量に生成する可能性があり十分な残留オーステナイトが得られず、目的とする体積分率５％以上２５％以下の残留オーステナイトを含み、残部が主にフェライト、ベイナイトからなるミクロ組織が得られないため、３５０℃超の温度域まで冷却する。
【００８５】
さらに、その温度域での保持時間であるが、５秒未満では残留オーステナイトを安定化するためのベイナイト変態が不十分であり、不安定な残留オーステナイトが続く冷却終了時にマルテンサイト変態する恐れがあり、目的とする体積分率５％以上２５％以下の残留オーステナイトを含み、残部が主にフェライト、ベイナイトからなるミクロ組織が得られない。また６００秒超ではベイナイト変態が促進しすぎて、必要な量の安定した残留オーステナイトを得ることができず、目的とする体積分率５％以上２５％以下の残留オーステナイトを含み、残部が主にフェライト、ベイナイトからなるミクロ組織が得られない。従って、その温度域での保持時間は５秒以上６００秒以下とする。
【００８６】
最後に冷却終了までの冷却速度は、５℃／ｓ未満では冷却中にベイナイト変態が促進しすぎる可能性があり、必要な量の安定した残留オーステナイトを得ることができず、目的とする体積分率５％以上２５％以下の残留オーステナイトを含み、残部が主にフェライト、ベイナイトからなるミクロ組織が得られない恐れがあるので、５℃／ｓ以上とする。
また冷却終了温度は、２００℃超では時効性が劣化する恐れがあるので、２００℃以下とする。冷却終了温度の下限については特に限定しないが、水冷もしくはミストで冷却する場合、コイルが長時間水濡れの状態にあると、錆による外観不良が懸念されるため、５０℃以上が望ましい。
【００８７】
さらに、本発明において切り欠き疲労強度の向上の他に良好な形状凍結性を得るための低降伏比を付与する目的で、ミクロ組織の体積分率最大の相をフェライトとし、第二相を主にマルテンサイトとする複合組織とするために、前記同様にＡｃ1 変態点温度以上Ａｃ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域で５〜１５０秒間行う。このとき、その温度範囲内でも低温すぎると、熱延板段階でセメンタイトが析出していた場合、セメンタイトが再固溶するのに時間がかかりすぎ、高温すぎるとオーステナイトの体積率が大きくなりすぎて、オーステナイト中のＣ濃度が低下し、炭化物を多量に含むベイナイトもしくはパーライト変態のノーズにかかりやすくなるため、７８０℃以上８５０℃以下で加熱するのが好ましい。
【００８８】
保持後の冷却速度は、２０℃／ｓ未満では炭化物を多量に含むベイナイトもしくはパーライト変態のノーズにかかる恐れがあるため、２０℃／ｓ以上の冷却速度とする。冷却終了温度が３５０℃超では、目的とするフェライトを体積分率最大の相とし、マルテンサイトを第二相とするミクロ組織が得られないので、３５０℃以下の温度域まで冷却する。冷却工程の終了温度の下限については特に限定しないが、水冷もしくはミストで冷却する場合、コイルが長時間水濡れの状態にあると錆による外観不良が懸念されるため、５０℃以上が望ましい。
さらにその後、必要に応じてスキンパス圧延を施してもよい。
酸洗後の熱延鋼板、または上記の再結晶焼鈍終了後の冷延鋼板に亜鉛めっきを施すためには、亜鉛めっき浴中に浸漬し、必要に応じて合金化処理してもよい。
【００８９】
【実施例】
（実施例１）
以下に、実施例１により本発明をさらに説明する。
表１に示す化学成分を有するＡ〜Ｌの鋼は、転炉にて溶製して、連続鋳造後、再加熱し、粗圧延後に続く仕上げ圧延で１．２〜５．５ｍｍの板厚にした後に巻き取った。ただし、表中の化学組成についての表示は質量％である。
次に製造条件の詳細を表２に示す。ここで、「ＳＲＴ」はスラブ加熱温度、  「ＦＴ」は最終パス仕上げ圧延温度、「圧延率」とはＡｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域での圧下率の合計を示す。ただし、後に冷延工程にて圧延を行う場合はこのような制限の限りではないので「―」とした。また、「潤滑」はＡｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域での潤滑の有無を示した。
さらに「巻取」とは、巻取温度（ＣＴ）がＴ0 以下ならば「○」、Ｔ0 超の場合には「×」とした。ただし、冷延鋼板の場合は製造の条件として特に限定する必要がないので「―」とした。
【００９０】
次に、一部については熱間圧延後、酸洗、冷延、焼鈍を行った。板厚は０．７〜２．３ｍｍである。ここで、「冷延率」とは合計冷間圧延率、「Ｔｉｍｅ」は焼鈍時間、「焼鈍」とは、焼鈍温度が回復温度以上Ａｃ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域に含まれていれば「○」、外れていれば「×」とした。なお、鋼Ｌについては粗圧延後に衝突圧２．７ＭＰａ、流量０．００１リットル／ｃｍ2 の条件でデスケーリングを施した。一方、上記鋼板のうち鋼Ｇおよび鋼Ｆ−５については、亜鉛めっきを施した。
このようにして得られた熱延板の引張試験は、供試材を、まず、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１記載の試験方法に従って行った。表２に降伏強度（σY ）、引張強度（σB ）、破断伸び（Ｅｌ）を併せて示す。
【００９１】
さらに、板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より３０ｍｍφに切り取った試片の、最表層より０．０５ｍｍ程度の深さまで三山仕上の研削を行い、次いで化学研磨または電解研磨によって歪みを除去して作製し、「新版カリティＸ線回折要論」（１９８６年発行、松村源太郎訳、株式会社アグネ）２７４〜２９６頁に記載の方法に従ってＸ線回折強度の測定を行った。
ここで｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値とは、この方位群に含まれる主な方位、｛１００｝＜０１１＞、  ｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞および｛２２３｝＜１１０＞のＸ線回折強度を、｛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、または｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち複数の極点図（望ましくは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た。
【００９２】
例えば、後者の方法における上記各結晶方位のＸ線ランダム強度比は、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ればよい。ただし｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値とは、上記の各方位の相加平均である。
上記全ての方位の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。
次に｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値とは、上記の方法と同様に計算した３次元集合組織から求めればよい。
【００９３】
表２において、Ｘ線ランダム強度比のうち「強度比１」とは、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値、「強度比２」とは｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値である。
【００９４】
次に、上記鋼板の切り欠き疲労強度を調査するために、板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置から圧延方向が長辺になるように、図１（ｂ）に示す形状の疲労試験片を採取し疲労試験に供した。ただし、疲労試験片には最表層より０．０５ｍｍ程度の深さまで三山仕上の研削を施した。疲労試験は電気油圧サーボ型疲労試験機を用い、試験方法はＪＩＳ  Ｚ  ２２７３−１９７８およびＪＩＳ  Ｚ  ２２７５−１９７８に準じた。表２に切り欠き疲労限（σWK）、切り欠き疲労限度比（σWK／σB ）を併せて示す。
【００９５】
本発明に沿うものは、鋼Ａ，Ｅ，Ｆ−１，Ｆ−２，Ｆ−５，Ｇ，Ｈ，Ｉ，Ｊ，Ｋ，Ｌの１１鋼であり、所定の量の鋼成分を含有し、最表面から板厚方向に０．５ｍｍまでの任意深さにおける板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が２以上かつ、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値が４以下であり、板厚が０．５ｍｍ以上１２ｍｍ以下であることを特徴とする切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板が得られており、従って、本発明記載の方法によって評価した従来鋼の疲労限度比０．２〜０．３を上回っている。
【００９６】
上記以外の鋼は、以下の理由によって本発明の範囲外である。
すなわち、鋼Ｂは、Ｃの含有量が本願請求項５の範囲外であるので、十分な強度（σB ）が得られていない。鋼Ｃは、Ｐの含有量が本願請求項５の範囲外であるので、十分な切り欠き疲労強度（σWK／σB ）が得られていない。鋼Ｄは、Ｓの含有量が本願請求項５の範囲外であるので、十分な伸び（Ｅｌ）が得られていない。鋼Ｆ−３は、Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域での合計圧下率が本願請求項１２の範囲外であるので、請求項１記載の目的とする集合組織が得られず、十分な切り欠き疲労強度（σWK／σB ）が得られていない。
【００９７】
鋼Ｆ−４は、仕上圧延終了温度（ＦＴ）が本願請求項１２の範囲外で、かつ巻取温度も本願明細書記載の範囲外でかつ巻取温度も本願発明範囲外であるので、請求項１記載の目的とする集合組織が得られず、十分な切り欠き疲労強度（σWK／σB ）が得られていない。鋼Ｆ−６は、冷延率が本願請求項１８の範囲外であるので、請求項１記載の集合組織が得られず、十分な切り欠き疲労強度（σWK／σB ）が得られていない。鋼Ｆ−７は、焼鈍温度が本願請求項１８の範囲外であるので、請求項１記載の目的とする集合組織が得られず、十分な切り欠き疲労強度（σWK／σB ）が得られていない。鋼Ｆ−８は、焼鈍時間が本願請求項１８の範囲外であるので、請求項１記載の集合組織が得られず、十分な切り欠き疲労強度（σWK／σB ）が得られていない。
【００９８】
（実施例２）
次に、実施例２により本発明をさらに詳しく説明する。
表１に示す化学成分を有するＧ、Ｈの２鋼を表３に示す加熱温度で再加熱し、粗圧延後に続く仕上げ圧延で１．２〜５．５ｍｍの板厚にした後に巻き取った。また、表３に示すようにいくつかについては、粗圧延後に衝突圧２．７ＭＰａ、流量０．００１リットル／ｃｍ2 の条件でデスケーリングを施した。
製造条件の詳細を表３に示す。ここで、「ＳＲＴ」はスラブ加熱温度、「ＦＴ」は最終パス仕上げ圧延温度、「圧延率」とはＡｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域での圧下率の合計を示す。ただし、後に冷延工程にて圧延を行う場合はこのような制限の限りではないので「―」とした。また、「潤滑」はＡｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域での潤滑の有無を示した。さらに「ＣＴ」とは巻取温度を示している。ただし、冷延鋼板の場合は製造の条件として特に限定する必要がないので「―」とした。次に、一部については熱間圧延後、酸洗、冷延、熱処理を行った。板厚は０．７〜２．３ｍｍである。「冷延率」とは合計冷間圧延率、「ＳＴ」とは、熱処理温度、「Ｔｉｍｅ」は熱処理時間である。なお、上記鋼板のうちいくつかについては、亜鉛めっきを施した。
【００９９】
このようにして得られた熱延板および冷延板の引張試験は、上記同様な方法にて実施した。
表４に降伏強度（σY ）、引張強度（σB ）、破断伸び（Ｅｌ）および降伏比（ＹR ）、強度−延性バランス（σB ×Ｅｌ）を示す。一方、バーリング加工性（穴拡げ性）については、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ  Ｔ  １００１−１９９６記載の穴拡げ試験方法に従って評価した。表４に穴拡げ率（λ）を示す。
さらにミクロ組織についても表４に示す。ここで、その他とはパーライト、および／または表４に個別に示すフェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、マルテンサイト以外の組織である。鋼板のミクロ組織において、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、パーライト、マルテンサイトの体積分率とは、鋼板板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より切出した試料を圧延方向断面に研磨し、ナイタール試薬および特開平５−１６３５９０号公報で開示されている試薬を用いてエッチングし、光学顕微鏡を用い２００〜５００倍の倍率で観察された板厚の１／４ｔにおけるミクロ組織の面積分率で定義される。
【０１００】
一方、オーステナイトはフェライトと結晶構造が違うため結晶学的に容易に識別できる。従って、残留オーステナイトの体積分率はＸ線回折法によっても実験的に求めることができる。すなわち、ＭｏのＫα線を用いてオーステナイトとフェライトとの反射面強度の違いより次式を用いてその体積分率を簡便に求める方法である。
Ｖγ＝（２／３）｛１００／（０．７×α（２１１）／γ（２２０）＋１）｝＋（１／３）｛１００／（０．７８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝
ただし、α（２１１）、γ（２２０）およびγ（３１１）は、それぞれフェライト（α）オーステナイト（γ）のＸ線反射面強度である。残留オーステナイトの体積分率は、光学顕微鏡観察およびＸ線回折法のいずれの方法を用いてもほぼ一致した値が得られたので、いずれの測定値を用いても差し支えない。
さらに、前記と同様な方法に従ってＸ線回折強度の測定、疲労試験を行った。
また、疲労試験は前記と同様な方法に従って行った。表４に切り欠き疲労限  （σWK）、切り欠き疲労限度比（σWK／σB ）を示す。
【０１０１】
本発明に沿うものは、鋼ｇ−１、ｇ−２、ｇ−３、ｇ−５、ｇ−６、ｇ−７、ｈ−１、ｈ−２、ｈ−３の９鋼であり、所定の量の鋼成分を含有し、最表面から板厚方向に０．５ｍｍまでの任意深さにおける板面の｛１００｝＜０１１＞〜  ｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が２以上かつ、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値が４以下、かつ板厚が０．５ｍｍ以上１２ｍｍ以下であり、かつ、体積分率最大の相をベイナイト，またはフェライトおよびベイナイトの複合組織、または、体積分率５％以上２５％以下の残留オーステナイトを含み、残部が主にフェライト、ベイナイトからなる複合組織、または、体積分率最大の相をフェライトとし、第二相を主にマルテンサイトとする複合組織であることを特徴とする切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板が得られており、従って、本発明記載の方法によって評価した従来鋼の疲労限度比２０〜３０％に対して有意差が認められる。
【０１０２】
上記以外の鋼は、以下の理由によって本発明の範囲外である。
すなわち、鋼ｇ−４は、仕上圧延終了温度（ＦＴ）およびＡｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域での合計圧下率が本発明請求項１２の範囲外であるので、請求項１記載の目的とする集合組織が得られず、十分な切り欠き疲労強度（σWKｋ／σB ）が得られていない。鋼ｇ−８は、冷延率が本発明請求項１３の範囲外であるので、請求項１記載の目的とする集合組織が得られず、十分な切り欠き疲労強度（σWK／σB ）が得られていない。鋼ｈ−４は、仕上圧延終了温度（ＦＴ）およびＡｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域での合計圧下率が本発明請求項１２の範囲外であるので、請求項１記載の目的とする集合組織が得られず、十分な切り欠き疲労強度（σWK／σB ）が得られていない。
【０１０３】
【表１】
0003927384.tif 000003
【０１０４】
【表２】
0003927384.tif 000004
【０１０５】
【表３】
0003927384.tif 000005
【０１０６】
【表４】
0003927384.tif 000006
【０１０７】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明は、切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板およびその製造方法に関するものであり、これらの薄鋼板を用いることにより、打ち抜き加工部や溶接部等の応力集中部からの疲労き裂の進展が問題となるような、自動車足廻り部品等の耐久性が求められる部材における重要な特性の一つである切り欠き疲労強度の大幅な改善が期待できるため、工業的価値が高い発明である。
【図面の簡単な説明】
【図１】疲労試験片の形状を説明する図であり、（ａ）は平滑疲労試験片、（ｂ）は切り欠き疲労試験片を示す。
【図２】本発明に至る予備実験の結果を、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値および、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値と切り欠き疲労強度（１０7 回での時間強度：疲労限）の関係において示す図である。
【図１】
0003927384.tif 000007
【図２】
0003927384.tif 000008