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CN1221680C - 缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板及其制造方法 - Google Patents

缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板及其制造方法 Download PDF

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CN1221680C CNB028054024A CN02805402A CN1221680C CN 1221680 C CN1221680 C CN 1221680C CN B028054024 A CNB028054024 A CN B028054024A CN 02805402 A CN02805402 A CN 02805402A CN 1221680 C CN1221680 C CN 1221680C
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Abstract

本发明提供缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板及其制造方法，所述薄钢板的特征在于，含有C：0.01-0.3%、Si：0.01-2%、Mn：0.05-3%、P：≤0.1%、S：≤0.01%、Al：0.005-1%、且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，其中沿厚度方向从最表面直到0.5mm的任意深度的板面的{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线无规强度比的平均值为2以上，且{554}<225>、{111}<112>以及{111}<110>3个取向的X射线无规强度比的平均值为4以下，板厚为0.5mm-12mm。所述上述钢板的制造方法是将上述成分的钢在Ar3相变点温度+100℃以下的温度区实施总压下率为25%以上的轧制。

Description

缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板及其制造方法，特别是涉及适合作为落料(冲孔)加工部和焊接区等应力集中部分的疲劳裂纹的扩展成为问题的汽车行走部分部件等的原材料的、缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板及其制造方法。
背景技术
近年，由于汽车的燃料费提高等，所以以轻量化为目的，正在推进铝合金等轻金属和高强度钢板适用于汽车构件。但是，铝合金等轻金属虽然有比强度高的优点，但与钢比较，价格显著地高，因此其适用限于特殊的用途。所以，为了在更广的范围推进汽车的轻量化，迫切要求适用廉价的高强度钢板。
针对这样的高强度化的要求，迄今为止，在占车体重量的1/4左右的车身和覆板类中使用的冷轧钢板的领域，进行着兼备强度和拉深性(深冲性)的钢板和有烘烤硬化性的钢板等的开发，有助于车体的轻量化。可是，现在，轻量化的对象转移到占车体重量的约20％的结构构件和行走部分构件上，这些构件所用的高强度薄钢板的开发成为当务之急。
但是，高强度化一般使成形性(加工性)等材料特性劣化，所以不使材料特性劣化并怎样地谋求高强度化成为高强度钢板开发的重要要素。特别是作为结构构件和行走部分构件用钢板所要求的特性，延伸率不用说，剪切和落料加工性、去毛刺(burring)加工性、疲劳耐久性以及耐蚀性等是重要的，如何在高维下使高强度和这些特性平衡是重要的。
例如，悬架系统定位臂等部件，通过剪切和落料加工(冲孔加工)，进行冲切和开孔后压制成形，根据构件不同进一步焊接制成部件。对于这样的部件，裂纹从所剪切加工的端面和焊接区附近扩展以至于疲劳破坏的情况不少。即，剪切加工的端面和焊接区成为象缺口那样的应力集中部，疲劳裂纹由那里扩展。
另一方面，一般地材料的疲劳极限当缺口尖锐时降低。可是，当缺口尖锐到某种程度时产生疲劳极限不再降低的现象。这是因为疲劳极限从裂纹发生边界迁移到裂纹扩展边界的缘故。当使材料高强度化时，裂纹发生边界提高，但裂纹扩展边界不提高，因此，疲劳极限从裂纹发生边界迁移到裂纹扩展边界的要点移动到缺口尖锐侧。所以，即使使材料高强度化，缺口引起的疲劳极限的降低也变得显著，缺口尖锐情况下的疲劳极限不能得到高强度的指标。即，当高强度化时，对缺口的敏感性变高。
现在，作为这些汽车行走部分用薄钢板，使用340-440MPa级的钢板，但这些构件用钢板所要求的强度级别为590-780MPa级，正在面向进一步的高强度化。所以，为了适应这些要求，开发即使是存在尖锐的缺口的情况下也能得到高强度化的指标的钢板是不可缺少的。
使落料和剪切加工端面存在时的疲劳强度提高的方法，大体划分可认为有2个。一个是消除在落料和剪切加工端面产生的毛口之类的尖锐缺口，另一个是即使那样的缺口存在也能够提高对裂纹扩展的阻力。
作为属于前者的发明，例如，特开平5-51695号公报中公开了下述技术：使Si的添加量少，由Ti、Nb、V的析出物减小断裂延伸率，从而抑制毛口的发生，提高在落料和剪切加工状态下的疲劳强度。另外，特开平5-179346号公报公开了下述技术：通过规定轧制加工温度的上限限定贝氏体的体积分率的上限，提高在落料和剪切加工状态下的疲劳强度。特开平8-13033号公报公开了下述技术：规定轧制后的冷却速度，通过抑制马氏体的生成，提高在落料和剪切加工状态下的疲劳强度。
而且，特开平8-302446号公报公开了下述技术：对于复合组织钢，将第二相的硬度规定为铁素体的1.3倍以上，减小落料和剪切加工时的应变能，提高在落料和剪切加工状态下的疲劳强度。另外，特开平9-170048号公报公开了下述技术：规定晶界渗碳体的长度，在落料和剪切加工时减少毛口，提高在落料和剪切加工状态下的疲劳强度。而且，特开平9-202940号公报公开了下述技术：通过规定用Ti、Nb、Cr的添加量整理的参数，改善落料性，提高在落料状态下的疲劳强度。
另一方面，作为属于后者的发明，特开平6-88161号公报公开了下述技术：将在表层的与轧制面平行的结构的(100)面强度规定为1.5以上，使疲劳裂纹扩展速度降低的技术。另外，特开平8-199286号公报和特开平10-147846号公报公开了下述技术：将由X射线测定的板厚方向的(200)衍射强度比规定为2.0-15.0，使回复或再结晶铁素体的面积率为15-40％，从而使疲劳裂纹扩展速度降低。
可是，上述特开平5-51695号、特开平5-179346号、特开平8-13033号、特开平8-302446号、特开平9-170048号和特开平9-202940号等公报中公开的、降低在落料和剪切加工端面发生的毛口之类的缺口的技术，发生的毛口的程度根据落料和剪切加工时的留空量(clearance；间隙)而大大地变化，因此不是无论怎样的条件下都能够适用的技术，作为缺口疲劳强度优异的钢板不得不说是不充分的。
另一方面，特开平6-88161号公报、8-199286号公报以及10-147846公报中公开的、控制结构提高对裂纹扩展的阻力的技术，是主要以建筑机械、船舶、桥梁等大型结构物用的钢为对象的发明，并不象本发明那样以汽车用薄钢板为对象。
另外，上述技术是控制主要从焊接焊缝部扩展的疲劳裂纹的在破坏力学中所说的在PARIS区的裂纹传播速度的技术，作为象汽车用薄钢板那样由于板厚度薄而几乎不存在在PARIS区的裂纹扩展区的场合的技术是不充分的。
另外，采用作为薄钢板用途使用的平面疲劳试验法，使用图1(b)所示的试验片评价缺口疲劳特性的发明，迄今未发现。
发明内容
因此，本发明涉及下述技术：对于汽车用薄钢板，不根据落料和剪切加工时的留空量等条件，控制结构，提高对裂纹扩展的阻力，从而改善从落料和剪切加工那样的缺口发展的疲劳裂纹。即，本发明的目的在于，提供缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板、以及能够廉价地、稳定地制造该钢板的制造方法。
本发明人采用现在通常采用的制造设备，在以在工业规模下生产的薄钢板的制造工艺为理念之下，为了实现汽车用薄钢板的缺口疲劳强度的提高而反复进行了锐意研究。其结果新发现，沿厚度方向从最表面直到0.5mm的任意深度的板面的{100}<011>～{223}<110>取向群(orientation group)的X射线无规强度比(random intensity ratio)的平均值为2以上，且{554}<225>、{111}<112>以及{111}<110>这3个取向的X射线无规强度比的平均值为4以下，板厚为0.5mm以上12mm以下对提高缺口疲劳强度非常有效，从而完成了本发明。
即，本发明的要旨如下：
(1)一种缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板，其特征在于，沿厚度方向从最表面直到0.5mm的任意深度的板面的{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线无规强度比的平均值为2以上，且{554}<225>、{111}<112>以及{111}<110>3个取向的X射线无规强度比的平均值为4以下，板厚为0.5mm以上12mm以下。
(2)上述(1)记载的缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板，其特征在于，上述钢板的显微组织是体积分率最大的相为贝氏体、或者为铁素体和贝氏体的复合组织。
(3)上述(1)记载的缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板，其特征在于，上述钢板的显微组织是含有体积分率为5％以上25％以下的残余奥氏体且剩余部分主要由铁素体、贝氏体构成的复合组织。
(4)上述(1)记载的缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板，其特征在于，上述钢板的显微组织是体积分率最大的相为铁素体、第二相为马氏体的复合组织。
(5)一种缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.01-0.3％、Si：0.01-2％、Mn：0.05-3％、P：≤0.1％、S：≤0.01％、Al：0.005-1％、剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的钢板，沿厚度方向从最表面直到0.5mm的任意深度的板面的{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线无规强度比的平均值为2以上，且{554}<225>、{111}<112>以及{111}<110>3个取向的X射线无规强度比的平均值为4以下，板厚为0.5mm以上12mm以下。
(6)上述(5)记载的缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板，其特征在于，以质量％计，还进一步含有Cu：0.2-2％、B：0.0002-0.002％、Ni：0.1-1％、Ca：0.0005-0.002％、REM：0.0005-0.02％、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％的1种或者2种以上。
(7)上述(5)或(6)记载的缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板，其特征在于，上述钢板的显微组织是下述的任一种组织：1)体积分率最大的相为贝氏体、或者为铁素体和贝氏体的复合组织；2)含有体积分率为5％以上25％以下的残余奥氏体且剩余部分主要由铁素体、贝氏体构成的复合组织；3)体积分率最大的相为铁素体、第二相为马氏体的复合组织。
(8)一种缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板，其特征在于，对(1)-(7)的任一项所记载的汽车用薄钢板实施了镀锌。
(9)一种制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，将以质量％计含有C：0.01-0.3％、Si：0.01-2％、Mn：0.05-3％、P：≤0.1％、S：≤0.01％、Al：0.005-1％、剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的钢片粗轧后进行热轧时，在Ar3相变点温度+100℃以下的温度区进行钢板厚的总压下率为25％以上的精轧，沿厚度方向从该钢板的最表面直到0.5mm的任意深度的板面的{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线无规强度比的平均值为2以上，且{554}<225>、{111}<112>以及{111}<110>3个取向的X射线无规强度比的平均值为4以下，板厚为0.5mm以上12mm以下。
(10)上述(9)记载的制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，上述精轧后，以20℃/s以上的冷却速度冷却，在450℃以上的卷绕温度下卷绕。
(11)上述(9)记载的制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，上述精轧后，在Ar1相变点温度以上、Ar3相变点温度以下的温度区停留1-20秒钟，其后再以20℃/s以上的冷却速度冷却，在大于350℃、小于450℃的温度区的卷绕温度下卷绕。
(12)上述(9)记载的制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，上述冷却后，在350℃以下的卷绕温度下卷绕。
(13)上述(9)-(12)的任一项所记载的制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，在上述热轧时，进行润滑轧制。
(14)上述(9)-(13)的任一项所记载的制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，在上述热轧时，粗轧终了后进行氧化皮清除。
(15)一种制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，将以质量％计含有C：0.01-0.3％、Si：0.01-2％、Mn：0.05-3％、P：≤0.1％、S：≤0.01％、Al：0.005-1％、剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的钢片粗轧后进行热轧时，在Ar3相变点温度+100℃以下的温度区进行钢板厚的总压下率为25％以上的精轧，接着酸洗，再在钢板厚压下率不到80％的冷轧后，进行在回复温度以上、Ac3相变点温度+100℃以下的温度区保持5-150秒钟、冷却的工序的回复或再结晶退火，沿厚度方向从该钢板的最表面直到0.5mm的任意深度的板面的{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线无规强度比的平均值为2以上，且{554}<225>、{111}<112>以及{111}<110>3个取向的X射线无规强度比的平均值为4以下，板厚为0.5mm以上12mm以下。
(16)上述(15)记载的制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，上述冷轧后，进行在Ac1相变点温度以上、Ac3相变点温度+100℃以下的温度区保持5-150秒钟，其后进行冷却的工序的热处理。
(17)上述(15)记载的制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，在上述温度区保持5-150秒钟后，进行以20℃/s以上的冷却速度冷却到大于350℃、小于450℃的温度区，其后，再在该温度区保持5-600秒钟、以5℃/s以上的冷却速度冷却到200℃以下的温度区的工序的热处理。
(18)上述(15)记载的制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，在上述温度区保持5-150秒钟后，进行以20℃/s以上的冷却速度冷却到350℃以下的温度区的工序的热处理。
(19)一种制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，在(11)-(18)的任一项所记载的钢板中还进一步含有以质量％计的Cu：0.2-2％、B：0.0002-0.002％、Ni：0.1-1％、Ca：0.0005-0.002％、REM：0.0005-0.02％、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％的1种或者2种以上。
(20)上述(10)或(16)记载的制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，上述钢板的显微组织是体积分率最大的相为贝氏体、或者为铁素体和贝氏体的复合组织。
(21)上述(11)或(17)记载的制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，上述钢板的显微组织是含有体积分率为5％以上25％以下的残余奥氏体且剩余部分主要由铁素体、贝氏体构成的复合组织。
(22)上述(12)或(18)记载的制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，上述钢板的显微组织是体积分率最大的相为铁素体、第二相为马氏体的复合组织。
(23)一种制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，在制造(9)-(22)的任一项所记载的热轧钢板或回复或再结晶退火板后，再在镀锌浴中浸渍该钢板，对钢板表面实施镀锌。
(24)上述(23)记载的制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，上述镀锌后，再进行合金化处理。
附图说明
图1是说明疲劳试验片的形状的图，其中(a)表示平滑疲劳试验片；(b)表示缺口疲劳试验片。
图2是在{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线无规强度比的平均值、以及{554}<225>、{111}<112>以及{111}<110>这3个取向的X射线无规强度比的平均值与缺口疲劳强度的关系上示出本发明的预备实验的结果的图。
具有实施方式
首先，以下说明本发明的基础研究结果。
一般地疲劳裂纹从表面发生。这在存在缺口之类的应力集中部的场合也不例外。又，即使在落料或剪切加工端面存在的场合，在包括面外弯方向的载荷模式的循环载荷下，也较多地观察到疲劳裂纹从钢板表面端部发展。所以可知：即使这样的情况下，钢板最表面或到晶粒数个左右的深度的裂纹扩展阻力的增加也对提高缺口疲劳强度有效。另外，在板厚中心部，即使使裂纹扩展阻力增加，也已经难以使裂纹停留。所以，在本发明中，将对提高疲劳强度有效的结构的范围限定为沿厚度方向从最表面直到0.5mm。优选是到0.1mm。
调查了沿厚度方向从最表面直到0.5mm的任意深度的板面的{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线无规强度比的平均值、以及{554}<225>、{111}<112>以及{111}<110>这3个取向的X射线无规强度比的平均值对缺口疲劳强度的影响。为此所用的供试材料如下地准备。即，将成分调整为0.08％C-0.9％Si-1.2％Mn-0.01％P-0.001％S-0.03％Al而熔炼的铸片在Ar3相变点温度以上的任意温度下完成热精轧，使得板厚达到3.5mm，然后卷绕。
为了求出这样得到的钢板的沿厚度方向从最表面直到0.5mm的任意深度的板面的{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线无规强度比的平均值、以及{554}<225>、{111}<112>以及{111}<110>3个取向的X射线无规强度比的平均值，从板宽的1/4W或3/4W位置切取成φ30mm的试片的从最表面直到0.05mm左右的深度进行三山加工的磨削，接着通过化学研磨或电解研磨除去应变而制成。
再者，所谓用{hkl}<uvw>表示的结晶取向，表示板面的法线方向与{hkl}平行，轧制方向与<uvw>平行。采用X射线进行的结晶取向的测定，例如，按照「新版力リテイX射线衍射要论」(1986年发行，松村源太郎译，株式会社アグネ)274-296页中记载的方法进行。
在此，所谓{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线无规强度比的平均值，是由基于{110}极点图采用向量法计算的3维结构、或{110}、{100}、{211}、{310}极点图之中使用多个极点图(优选为3个以上)用级数展开法计算的3维结构，求出该取向群所含的主要的取向、{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>以及{223}<110>的X射线衍射强度。
例如，后者的方法的上述各结晶取向的X射线无规强度比，其原样不变地使用3维结构的Φ2＝45°断面的(001)[1-10]、(116)[1-10]、(114)[1-10]、(113)[1-10]、(112)[1-10]、(335)[1-10]、(223)[1-10]的强度即可。但所谓{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线无规强度比的平均值，是上述的各取向的相加平均值。
在不能得到上述全部的取向的强度的场合，也可以用{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>的各取向的相加平均代替。
其次，所谓{554}<225>、{111}<112>以及{111}<110>3个取向的X射线无规强度比的平均值，由和上述的方法同样地计算的3维结构求出即可。
其次，为了调查上述钢板的缺口疲劳强度，从板宽的1/4W或3/4W位置按轧制方向为长边的方式割取图1(b)所示的形状的疲劳试验片。在此，图1(a)所记载的疲劳试验片是一般的得到母材的疲劳强度的平滑试验片，而图1(b)所记载的疲劳试验片是为得到缺口疲劳强度而制作的缺口试验片。但是，对疲劳试验片从最表面直到0.05mm左右的深度实施了三山加工的磨削。疲劳试验使用电油压伺服型疲劳试验机，试验方法依据JIS Z 2273-1978和JIS Z 2275-1978。
调查了{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线无规强度比的平均值、以及{554}<225>、{111}<112>以及{111}<110>3个取向的X射线无规强度比的平均值对缺口疲劳强度的影响，结果示于图2。在此，○中的数字是由使用图1(b)所示形状的缺口疲劳试验片进行的疲劳试验得到的疲劳极限(在107次下的时间强度)，作为以下缺口疲劳强度。
{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线无规强度比的平均值、以及{554}<225>、{111}<112>和{111}<110>3个取向的X射线无规强度比的平均值与缺口疲劳强度之间有强的相关性，各自的平均值为2以上且4以下，显示出显著地提高缺口疲劳强度。
本发明人详细研究这些实验结果的结果，有以下新发现：为了提高缺口疲劳强度，沿厚度方向从最表面直到0.5mm的任意深度的板面的{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线无规强度比的平均值为2以上，且{554}<225>、{111}<112>以及{111}<110>3个取向的X射线无规强度比的平均值为4以下是非常重要的。
但是，不仅缺口，也为了提高在平滑下的疲劳裂纹发生阻力，沿厚度方向从最表面直到0.5mm的任意深度的板面的、{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线无规强度比的平均值为4以上，且{554}<225>、{111}<112>以及{111}<110>3个取向的X射线无规强度比的平均值为2.5以下是优选的。
该机理未必明确，但可推测如下。
一般地，存在尖锐缺口的情况的疲劳极限，根据裂纹扩展界限、即，使裂纹停留的裂纹扩展阻力的大小来决定。疲劳裂纹的扩展是缺口底或应力集中之处的小规模的塑性变形的反复，但裂纹长度比较短，在晶粒程度的大小的范围引起其塑性变形的场合，可推测晶体学的滑移面和滑移方向的影响大。所以，如果对于裂纹扩展方位和裂纹面，具有裂纹扩展阻力高的滑移面和滑移方向的晶体的比例多，则抑制疲劳裂纹的扩展。
其次，说明本发明的钢板的板厚的限定理由。
当板厚不到0.5mm时，与应力集中的程度无关，不能满足小规模屈服条件，因此，有以至于延展性破坏的危险性。另外，从裂纹停留的观点考虑，必需足够的塑性拘束，因此为了保证平面应变状态，希望为至少1.2mm以上的板厚。
另一方面，当板厚超过12mm时，板厚效应(尺寸效应)所引起的疲劳强度降低变得显著。当板厚超过8mm时，为了实现得到对提高缺口疲劳强度有效的结构的热轧或冷轧条件，有对设备施加过大的载重负荷之虞，因此希望为8mm以下。所以，在本发明中，其板厚限定为0.5mm以上12mm以下。优选为1.2mm以上8mm以下。
其次，说明本发明的钢板的显微组织。
在本发明中，为了提高其缺口疲劳强度的目的，不需要特别地限定钢板的显微组织，在通常的钢呈现的铁素体、贝氏体、珠光体、马氏体组织中，如果能得到本发明范围的结构(本发明范围的X射线无规强度比)，则可得到本发明的提高缺口疲劳强度的效果，因此，根据其他的必要特性，规定显微组织为好。但是，对于特定的显微组织，例如含有体积分率为5％以上25％以下的残余奥氏体且剩余部分主要由铁素体、贝氏体构成的复合组织、或者体积分率最大的相为铁素体，第二相主要为马氏体的复合组织等，能够进一步提高这种效果。
再者，在此所说的贝氏体，也包括贝氏体铁素体(bainitic ferrite)和针状铁素体(acicular ferrite)组织。但是，在二相以上的复合组织中的残余奥氏体等晶体结构不是bcc的组织的场合，其以外的组织按体积分率换算的X射线无规强度比若在本发明的范围内，则也可以。另外，含有粗大的碳化物的珠光体成为疲劳裂纹的发生位点，有使疲劳强度极端地降低之虞，因此，包含粗大的碳化物的珠光体的体积分率希望为15％以下。进一步地，为了确保良好的疲劳特性，包含粗大的碳化物的珠光体的体积分率希望为5％以下。
再者，在此，所谓铁素体、贝氏体、珠光体、马氏体和残余奥氏体的体积分率，是用下述的面积分率定义：将从钢板板宽的1/4W或3/4W位置切取的试料在轧制方向断面上研磨，使用硝酸乙醇试剂和/或特开平5-163590号公报公开的试剂腐蚀，使用光学显微镜在200-500倍的倍率下观察的板厚的1/4t的显微组织的面积分率。但是，残余奥氏体用上述试剂腐蚀有时也不能容易地判别，因此也可以用下述的手法算出体积分率。
即，奥氏体由于与铁素体晶体结构不同，所以在晶体学上可容易地识别。所以，残余奥氏体的体积分率采用X射线衍射法也能实验性地求出。即，是使用Mo的Kα射线，从奥氏体与铁素体的反射面强度的不同使用下式简便地求出其体积分率的方法。
Vγ＝(2/3){100/(0.7×α(211)/γ(220)+1)}+(1/3){100/(0.78×α(211)/γ(311)+1)}
其中，α(211)、γ(220)和γ(311)分别是铁素体(α)奥氏体(γ)的X射线反射面强度。
在本发明中，除了缺口疲劳强度提高外，为了赋予良好的去毛刺加工性，其显微组织为体积分率最大的相为贝氏体、或者为铁素体和贝氏体的复合组织。但允许包含不可避免的马氏体、残余奥氏体和珠光体。为了得到良好的去毛刺加工性(孔扩展值)，总硬质的残余奥氏体和马氏体的体积分率希望不到5％。另外，贝氏体的体积分率希望为30％以上。进一步地，为了得到良好的延展性，贝氏体的体积分率希望为70％以下。
另外，在本发明中，除了缺口疲劳强度提高外，为了赋予良好的延展性，其显微组织为含有体积分率为5％以上25％以下的残余奥氏体且剩余部分主要由铁素体、贝氏体构成的复合组织。但允许包含总不到5％的不可避免的马氏体和珠光体。
进一步地，在本发明中，除了缺口疲劳强度提高外，为了赋予得到良好的形状冻结性的低屈服比，其显微组织为体积分率最大的相为铁素体、第二相为马氏体的复合组织。但允许包含总不到5％的不可避免的贝氏体、残余奥氏体和珠光体。再者，为了确保70％以下的低屈服比，铁素体的体积分率希望为50％以上。
接着，说明本发明的化学成分的限定理由。
C是得到所希望的显微组织而必需的元素。但含有量超过0.3％时，加工性劣化，所以定为0.3％以下。另外，含有量超过0.2％时，有焊接性劣化的倾向，因此优选为0.2％以下。另一方面，当不到0.01％时，强度降低，所以定为0.01％以上。另外，为了稳定地得到用于得到良好的延展性的足够的残余奥氏体量，优选为0.05％以上。
Si作为固溶强化元素对提高强度有效。为了得到所希望的强度，必须含有0.01％以上。可是，当含有量超过2％时，加工性劣化。于是，Si的含量定为0.01-2％。
Mn作为固溶强化元素对提高强度有效。为了得到所希望的强度，必须含有0.05％以上。另外，在Mn以外，在未充分添加抑制S引起的热裂纹的发生的Ti等元素的情况下，按质量％计，希望添加达到Mn/S≥20的Mn量。而且，Mn是奥氏体稳定化元素，为了稳定地得到用于得到良好的延展性的足够的残余奥氏体量，其添加量希望为0.1％以上。另一方面，当添加超过3％时，由于产生板坯裂纹，所以定为3％以下。
P是杂质，含量越低越好，当含有超过0.1％时，在给加工性和焊接性带来坏影响的同时，疲劳特性也降低，因此定为0.1％以下。
S是杂质，含量越低越好，当过多时，生成使局部延展性和去毛刺加工性劣化的A系夹杂物，因此应该极力减少，但要是为0.01％以下则是可容许的范围。
Al为了钢水脱氧，必须添加0.005％以上，但由于导致成本上升，所以其上限定为1.0％。另外，太多量地添加时，使非金属夹杂物增大，使延伸率劣化，因此希望为0.5％以下。
Cu在固溶状态下有改善疲劳特性的效果，所以根据需要添加。但是，在不足0.2％时，其效果小，即使含量超过2％，效果也饱和。因此Cu的含量定为0.2-2％的范围。但是，卷绕温度为450℃以上的场合，含量超过1.2％时，在卷绕后析出，有使加工性显著地劣化之虞，因此希望定为1.2％以下。
B通过与Cu复合添加而有使疲劳极限上升的效果，因此根据需要添加。但不足0.0002％时，得到的效果不充分，当添加超过0.002％时，引起板坯裂纹。所以，B的添加定为0.0002-0.002％。
Ni为了防止含有Cu而引起的热脆性，根据需要添加。但不足0.1％时，其效果小，即使添加超过1％，其效果也饱和，因此定为0.1-1％。
Ca和REM是使成为破坏的起点、使加工性劣化的非金属夹杂物的形态变化从而无害化的元素。但即使分别添加不到0.0005％，其效果也没有，即使Ca添加超过0.002％、REM添加超过0.02％，其效果也饱和，因此希望添加Ca：0.0005-0.002％、REM：0.0005-0.02％。
进一步地，为了赋予强度，也可以添加Ti、Nb、Mo、V、Cr、Zr的析出强化或固溶强化元素的1种或2种以上。但是，分别不足0.05％、0.01％、0.05％、0.02％、0.01％、0.02％时，不能得到其效果。另外，即使分别添加超过0.5％、0.5％、1％、0.2％、1％、0.2％，其效果也饱和。
再者，在以这些为主成分的钢中含有总1％以下的Sn、Co、Zn、W、Mg也可以。可是，Sn在热轧时有产生缺陷之虞，所以希望为0.05％以下。
其次，以下详细叙述本发明的制造方法的限定理由。
本发明可通过下述方法得到：铸造后，在热轧后冷却的状态或热轧后冷却·酸洗并冷轧后退火、或将热轧钢板或冷轧钢板在热浸镀生产线上实施热处理，再对这些钢板另行实施表面处理。
在本发明中，先于热轧的制造方法并不特别限定。即，继高炉和电炉等的熔炼之后，采用各种的2次冶炼进行成分调整，使得达到目的成分含量，接着，除通常的连铸、铸锭法的铸造以外，采用薄板坯铸造等的方法铸造即可。对于原料即使使用废料也可以。在由连铸得到的板坯的场合，既可以在高温铸片的状态下直送给热轧机，也可以冷却到室温后在加热炉中再加热后进行热轧。
关于再加热温度没有特别限制，但为1400℃以上时，鳞落(scale off)量变多，有效利用率降低，因此，再加热温度希望不到1400℃。另外，不到1000℃的加热在程序上显著地损害操作效率，因此再加热温度希望为1000℃以上。
在热轧工序中，完成粗轧后进行精轧，但粗轧完成后进行除氧化皮的场合，希望满足在钢板表面的高压水的冲击压P(MPa)×流量L(升/cm2)≥0.0025的条件。
在钢板表面的高压水的冲击压P如以下那样地记述(参看「铁和钢」1991，vol.77、No.9、p1450)。
P(MPa)＝5.64×P0×V/H2
其中，P0：液压力
V(升/分钟)：喷嘴流液量
H(cm)：钢板表面和喷嘴间的距离
流量如以下那样地记述。
L(升/cm2)＝V/(W×v)
其中，V(升/分钟)：喷嘴流液量
W(cm)：每个喷嘴喷射液冲击到钢板表面的宽度
V(cm/分钟)：板通过速度
冲击压P×流量L的上限，为了得到本发明的效果没有必要特别确定，但当喷嘴流液量增加时，产生喷嘴的磨损加剧等不利情况，所以希望为0.02以下。
而且，精轧后的钢板的最大高度Ry希望为15μm(15μm Ry，12.5mm，In 12.5mm)以下。这可从下面所述可知，即，例如按照“金属材料疲劳设计便览”、日本材料学会编、84页所记载，热轧或酸洗状态的钢板的疲劳强度与钢板表面的最大高度Ry有相关性。另外，其后的精轧为了防止在除氧化皮后再生成氧化皮，希望在5秒以内进行。
另外，在粗轧后或与其接续的除氧化皮后，接合薄板坯，连续地精轧也可以。此时，先将粗条卷成卷状，根据需要收藏在具有保温功能的罩中，再度重卷后进行接合也可以。
对于精轧，在作为热轧钢板制成最终制品的场合，在其精轧后半有必要进行在Ar3相变点温度+100℃以下的温度区进行总压下率为25％以上的轧制。在此，所谓Ar3相变点温度例如由以下的计算式用与钢成分的关系简易地示出。即，
Ar3＝910-310×％C+25×％Si-80×％Mn
在Ar3相变点温度+100℃以下的温度区的总压下率不到25％时，所轧制的奥氏体的结构不充分地发展，因此，此后，无论实施怎样的冷却，也得不到本发明的效果。为了得到更强化(sharp)的结构，希望在Ar3相变点温度+100℃以下的温度区的总压下率为35％以上。
另外，进行总压下率为25％以上的轧制的温度区的下限没有特别限定，但若为不到Ar3相变点温度，则在轧制中析出的铁素体残留加工组织，延展性降低，加工性劣化，因此进行总压下率为25％以上的轧制的温度区的下限希望为Ar3相变点温度以上。但是，该温度即使不到Ar3相变点温度，通过后面的卷绕处理或卷绕处理后的热处理，回复或再结晶进行到某个程度的场合，并不受该限制。
在本发明中，不特别地限定在Ar3相变点温度+100℃以下的温度区的总压下率的上限，但该压下率总超过97.5％时，轧制载荷增大，必须过剩地提高轧制机的刚性，产生经济上的不利，所以希望为97.5％以下。
在此，在Ar3相变点温度+100℃以下的温度区的热轧时的热轧辊与钢板的摩擦大的场合，在钢板表面附近的板面，以{110}面为主的结晶取向发展，缺口疲劳强度劣化，因此为了降低热轧辊与钢板的摩擦，根据需要实施润滑。
在本发明中，热轧辊与钢板的摩擦系数的上限没有特别限定，但超过0.2时，以{110}面为主的结晶取向的发展变得显著，缺口疲劳强度劣化，因此关于在Ar3相变点温度+100℃以下的温度区的热轧时的至少1轧制道次(pass)，希望热轧辊与钢板的摩擦系数为0.2以下。更优选的是，关于在Ar3相变点温度+100℃以下的温度区的热轧时的全部轧制道次，热轧辊与钢板的摩擦系数为0.15以下。
在此，所谓热轧辊与钢板的摩擦系数，是由先进率、轧制载荷、轧制扭距等值，基于轧制理论通过计算求出的值。
关于精轧的最终轧制道次温度(FT)不特别限定，但希望精轧的最终轧制道次温度(FT)在Ar3相变点温度以上时完成。这是因为，在热轧中，轧制温度不到Ar3相变点温度时，在轧制前或轧制中析出的铁素体中残留加工组织，延展性降低，加工性劣化的缘故。但即使精轧的最终轧制道次温度(FT)不到Ar3相变点温度，在后面的卷绕处理或在卷绕处理后实施用于使之回复或再结晶的热处理的场合，也不受该限制。
另一方面，关于精轧温度的上限未特别设定，但超过Ar3相变点温度+100℃时，在Ar3相变点温度+100℃以下的温度区进行总压下率为25％以上的轧制在事实上不可能，因此，精轧温度的上限希望为Ar3相变点温度+100℃以下。
在本发明中，正是为了提高其缺口疲劳强度的目的，不必特别限定钢板的显微组织，因此，完成精轧后，关于直到在规定的卷绕温度下卷绕的冷却工序未特别确定，但为了在规定的卷绕温度下卷绕或为了控制显微组织，根据需要进行冷却。冷却速度的上限没有特别限定，但由于担心热应变所引起的板翘曲，所以希望冷却速度为300℃/s以下。而且，当该冷却速度太快时，不能控制冷却终了温度，过冲，有过冷到规定的卷绕温度以下的可能性，因此，在此的冷却速度希望为150℃/s以下。另外，冷却速度的下限不特别确定，但不进行冷却的场合的空冷速度为5℃/s以上。
在本发明中，除了提高缺口疲劳强度以外，也出于赋予良好的去毛刺加工性的目的，显微组织的体积分率最大的相为贝氏体、或者为铁素体和贝氏体的复合组织，因此完成精轧后，关于直到在规定的卷绕温度下卷绕的工序，其间的冷却速度以外，没有特别规定，但不使去毛刺性那样地劣化，以与延展性并存为目标的场合，在从Ar3相变点到Ar1相变点的温度区(铁素体和奥氏体的二相区)停留1-20秒钟也可以。在此的停留是为在二相区促进铁素体相变而进行，但不到1秒钟时，在二相区的铁素体相变不充分，因此不能得到足够的延展性，当超过20秒钟时，生成珠光体，预期的体积率最大的显微组织不能得到贝氏体、或者为铁素体和贝氏体的复合组织。
另外，使停留1-20秒钟的温度区，为了容易地促进铁素体相变，希望为Ar1相变点以上800℃以下。而且，1-20秒钟的停留时间为了不使生产性极端地降低，所以希望为1-10秒钟。又，为了满足这些条件，精轧完成后，必须以20℃/s以上的冷却速度迅速到达该温度区。
冷却速度的上限不特别限定，但冷却设备的能力上，300℃/s以下是合适的冷却速度。而且，当该冷却速度太快时，不能控制冷却终了温度，过冲，有过冷到Ar1相变点以下的可能性，延展性改善效果丧失，因此，在此的冷却速度希望为150℃/s以下。
其次，从该温度区到卷绕温度(CT)，以20℃/s以上的冷却速度冷却，但在不到20℃/s的冷却速度下生成珠光体或含碳化物的贝氏体，预期的体积率最大的显微组织不能得到贝氏体、或者为铁素体和贝氏体的复合组织。直至卷绕温度的冷却速度的上限不特别限定就能够得到本发明的效果，但由于担心热应变所引起的板翘曲，所以希望为300℃/s以下。
又，在本发明中，除了提高缺口疲劳强度以外，也出于赋予良好的延展性的目的，显微组织为含有体积分率5％以上25％以下的残余奥氏体且剩余部分主要由铁素体、贝氏体构成的复合组织，因此完成精轧后的工序，首先在从Ar3相变点温度到Ar1相变点温度的温度区(铁素体和奥氏体的二相区)停留1-20秒钟。在此的停留是为在二相区促进铁素体相变而进行，但不到1秒钟时，在二相区的铁素体相变不充分因此不能得到足够的延展性，当超过20秒钟时，生成珠光体，不能得到预期的含有体积分率5％以上25％以下的残余奥氏体且剩余部分主要由铁素体、贝氏体构成的显微组织。
又，使停留1-20秒钟的温度区，为了容易地促进铁素体相变，希望为Ar1相变点温度以上800℃以下。而且，1-20秒钟的停留时间为了不使生产性极端地降低，所以希望为1-10秒钟。又，为了满足这些条件，精轧完成后，必须以20℃/s以上的冷却速度迅速到达该温度区。冷却速度的上限不特别限定，但冷却设备的能力上，300℃/s以下是合适的冷却速度。而且，当该冷却速度太快时，不能控制冷却终了温度，过冲，有过冷到Ar1相变点温度以下的可能性，因此，在此的冷却速度希望为150℃/s以下。
其次，从该温度区到卷绕温度(CT)，以20℃/s以上的冷却速度冷却，但在不到20℃/s的冷却速度下生成珠光体或含碳化物的贝氏体，不能得到足够的残余奥氏体，得不到预期的含有体积分率5％以上25％以下的残余奥氏体且剩余部分主要由铁素体、贝氏体构成的显微组织。直至卷绕温度的冷却速度的上限不特别限定就能够得到本发明的效果，但由于担心热应变所引起的板翘曲，所以希望为300℃/s以下。
而且，在本发明中，除了提高缺口疲劳强度以外，也出于赋予为得到良好的形状冻结性的低屈服比的目的，形成显微组织的体积分率最大的相为铁素体、第二相主要为马氏体的复合组织，因此完成精轧后的工序，首先在从Ar3相变点温度到Ar1相变点温度的温度区(铁素体和奥氏体的二相区)停留1-20秒钟。在此的停留是为在二相区促进铁素体相变而进行，但不到1秒钟时，在二相区的铁素体相变不充分，因此不能得到足够的延展性，当超过20秒钟时，生成珠光体，不能得到预期的体积分率最大的相为铁素体、第二相主要为马氏体的复合组织。
又，使停留1-20秒钟的温度区，为了容易地促进铁素体相变，希望为Ar1相变点温度以上800℃以下。而且，1-20秒钟的停留时间，为了不使生产性极端地降低，所以希望为1-10秒钟。又，为了满足这些条件，精轧完成后，必须以20℃/s以上的冷却速度迅速到达该温度区。冷却速度的上限不特别限定，但冷却设备的能力上，300℃/s以下是合适的冷却速度。而且，当该冷却速度太快时，不能控制冷却终了温度，过冲，有过冷到Ar1相变点温度以下的可能性，因此，在此的冷却速度希望为150℃/s以下。
其次，从该温度区到卷绕温度(CT)，以20℃/s以上的冷却速度冷却，但在不到20℃/s的冷却速度下生成珠光体或贝氏体，不能得到足够的马氏体，得不到预期的铁素体为体积分率最大的相、马氏体为第二相的显微组织。
直至卷绕温度的冷却速度的上限不特别限定就能够得到本发明的效果，但由于担心热应变所引起的板翘曲，所以希望为300℃/s以下。
在本发明中，正是为了提高其缺口疲劳强度的目的，不需要特别限定钢板的显微组织，因此，关于卷绕温度的上限未特别确定，但为了使在Ar3相变点温度+100℃以下的温度区采用总压下率为25％以上的轧制得到的奥氏体结构遗传，希望在下面所示的卷绕温度T0以下卷绕。但T0不需要为室温以下。该T0是奥氏体和与奥氏体同一成分的铁素体具有同一自由能的温度而在热力学上定义的温度，也考虑C以外的成分的影响，使用下式可简易地算出。
T0＝-650.4×％C+B
在此，B如下述那样确定。
B＝-50.6×Mneq+894.3
在此，所谓Mneq由下面所示的含有元素的质量％确定。
Mneq＝％Mn+0.24×％Ni+0.13×％Si+0.38×％Mo+0.55×％Cr+0.16×％Cu-0.50×％Al-0.45×％Co+0.90×％V
再者，本发明中规定的上述以外的成分的质量％对T0的影响不那么大，因此在此可忽略。
另外，卷绕温度的下限值，正是为了提高其缺口疲劳强度的目的，不需要特别限定钢板的显微组织，因此不需要特别限定，但卷材长时间处在水浸淋的状态时，担心由锈所引起的外观不良，因此希望为50℃以上。
在本发明中，除了提高缺口疲劳强度以外，也出于赋予良好的去毛刺加工性的目的，为了使得形成显微组织的体积分率最大的相为贝氏体、或者为铁素体和贝氏体的复合组织，当卷绕温度不到450℃时，有多量地生成可认为对去毛刺性有害的残余奥氏体或马氏体之虞，得不到预期的由体积率最大的显微组织贝氏体、或者铁素体和贝氏体构成的复合组织，因此卷绕温度限定为450℃以上。
而且，卷绕后的冷却速度不特别限定，但添加1.2％以上的Cu的场合，在卷绕后Cu析出，不仅加工性劣化，而且对提高疲劳强度有效的固溶状态的Cu有可能丧失，因此希望将卷绕后的冷却速度在直到200℃为止定为30℃/s。
另外，在本发明中，除了提高缺口疲劳强度以外，也出于赋予良好的延展性的目的，使显微组织为含有体积分率5％以上25％以下的残余奥氏体、剩余部分主要由铁素体、贝氏体构成的复合组织，当卷绕温度为450℃以上时，生成含碳化物的贝氏体，得不到足够的残余奥氏体，不能得到预期的含有体积分率5％以上25％以下的残余奥氏体、剩余部分主要由铁素体、贝氏体构成的显微组织，因此卷绕温度限定为不到450℃。另外，卷绕温度为350℃以下时，多量地生成马氏体，得不到足够的残余奥氏体，不能得到预期的含有体积分率5％以上25％以下的残余奥氏体、剩余部分主要由铁素体、贝氏体构成的显微组织，因此卷绕温度限定为超过350℃。
而且，卷绕后的冷却速度不特别限定，但添加1％以上的Cu的场合，在卷绕后Cu析出，不仅加工性劣化，而且对提高疲劳强度有效的固溶状态的Cu有可能丧失，因此卷绕后的冷却速度希望将直到200℃为止定为30℃/s以上。
而且，在本发明中，除了提高缺口疲劳强度以外，也出于赋予为得到良好的形状冻结性的低屈服比的目的，为了使得形成显微组织的体积分率最大的相为铁素体、第二相主要为马氏体的复合组织，当卷绕温度超过350℃时，生成贝氏体，得不到足够的马氏体，不能得到预期的铁素体为体积分率最大的相、马氏体为第二相的显微组织，因此卷绕温度限定为350℃以下。另外，卷绕温度的下限值不需要特别限定，但卷材长时间处在水浸淋的状态时，担心由锈所引起的外观不良，因此希望为50℃以上。
热轧工序完成后，根据需要酸洗，其后在线或离线地实施压下率10％以下的光整或直到压下率40％左右的冷轧也可以。
其次，是作为冷轧钢板制成最终制品的情况，热精轧条件不特别限定。但为了得到更良好的缺口疲劳强度，希望为在Ar3相变点温度+100℃以下的温度区的总压下率为25％以上。另外，精轧的最终轧制道次温度(FT)在不到Ar3相变点温度下完成也可以。该场合下，在轧制前或轧制中析出的铁素体中残留加工组织，因此希望通过接续的卷绕处理或加热处理使之回复、再结晶。
接续的酸洗后的冷轧的总压下率为不到80％。这是因为，当冷轧的总压下率为80％以上时，与一般的冷轧-再结晶结构板面平行的晶面的{111}面或{554}面的X射线衍射积分面强度变高。另外，希望为70％以下。冷轧率的下限不特别限定就可得到本发明的效果，但为了将结晶取向的强度控制在适当的范围，希望为3％以上。
这样冷轧的钢板的热处理以连续退火工序为前提。
首先，在Ac3相变点温度+100℃以下的温度区进行5-150秒钟。该热处理温度的上限超过Ac3相变点温度+100℃时，由再结晶生成的铁素体向奥氏体转变，由奥氏体的晶粒成长产生的结构无规化，最终得到的铁素体的结构也无规化，因此热处理的上限温度为Ac3相变点温度+100℃以下。
在此，所谓Ac1相变点温度和Ac3相变点温度，例如由「レスリ一钢铁材料科学」(1985年发行、熊井浩·野田龙彦译、丸善株式会社)273页中记载的计算式，用与钢成分的关系示出。
另一方面，该热处理温度的下限，为了提高其缺口疲劳强度，不需要特别限定钢板的显微组织，因此也可以是回复温度以上，但在小于回复温度的情况下，加工组织残留，使成形性显著地劣化，因此，热处理的下限温度定为回复温度以上。另外，在该温度区的保持时间不到5秒钟时，对于渗碳体完全再固溶而言不充分，另一方面，即使进行超过150秒的热处理，不仅其效果饱和，而且也使生产性降低，因此保持时间定为5-150秒钟。
关于其后的冷却条件，未特别限定，但为了控制显微组织，根据需要也可以进行以下的冷却或在任意温度下的保持和冷却。
在本发明中，除了提高缺口疲劳强度以外，也出于赋予良好的去毛刺加工性的目的，形成显微组织的体积分率最大的相为贝氏体、或者为铁素体和贝氏体的复合组织，因此，其热处理温度的下限温度定为Ac1相变点温度以上。该下限温度不到Ac1相变点温度的场合，不能得到预期的体积分率最大的相为贝氏体、或者为铁素体和贝氏体的复合组织。在此，在不使去毛刺性那么地劣化并兼顾延展性的场合，为了增加铁素体的体积分率，将其温度区定为Ac1相变点温度以上Ac3相变点温度以下(铁素体和奥氏体的二相区)的温度区。另外，为了得到更良好的去毛刺性，因为使贝氏体的体积分率增加，所以希望为Ac3相变点温度以上Ac3相变点温度+100℃以下的温度区。
其次，关于冷却工序，在本发明中不特别限定，但在上述热处理温度为Ac1相变点温度以上Ac3相变点温度以下的场合，希望以20℃/s以上的冷却速度冷却到大于350℃、T0温度以下的温度区。这是因为，当冷却速度不到20℃/s时，有落入多量地含有碳化物的贝氏体或珠光体相变的束缚之虞。又，冷却终了温度在350℃以下时，有多量地生成可认为对去毛刺性有害的马氏体之虞，得不到预期的由体积率最大的显微组织贝氏体、或者铁素体和贝氏体构成的复合组织，因此希望超过350℃。而且，为了使在前面工序之前得到的结构遗传，希望为T0以下。
最后，冷却工序的直到终了温度的冷却速度，当为20℃/s以上时，有在冷却中多量地生成可认为对去毛刺性有害的马氏体之虞，得不到预期的由体积率最大的显微组织贝氏体、或者铁素体和贝氏体构成的复合组织，因此希望为不到20℃/s。又，冷却工序的终了温度超过200℃时，有时效性劣化之虞，因此希望为200℃以下。又，关于下限，由于水冷或用雾冷却的场合的卷材长时间处在水浸淋的状态时，担心由锈所引起的外观不良，因此希望为50℃以上。
另一方面，上述热处理温度为大于Ac3相变点温度、但在Ac3相变点温度+100℃以下的场合下，以20℃/s以上的冷却速度冷却到200℃以下的温度是所希望的。这是因为，当为20℃/s以上时，有落入多量地含有碳化物的贝氏体或珠光体相变的束缚之虞。又，冷却的终了温度超过200℃时，有时效性劣化之虞，因此希望为200℃以下。关于下限，水冷或用雾冷却的场合，由于卷材长时间处在水浸淋的状态时，担心由锈所引起的外观不良，因此希望为50℃以上。
另外，在本发明中，除了提高缺口疲劳强度以外，也出于赋予良好的延展性的目的，使显微组织为含有体积分率5％以上25％以下的残余奥氏体、剩余部分主要由铁素体、贝氏体构成的复合组织，与上述一样，在当卷绕温度为450℃以上时，生成含碳化物的贝氏体，得不到足够的残余奥氏体，不能得到预期的含有体积分率5％以上25％以下的残余奥氏体、剩余部分主要由铁素体、贝氏体构成的显微组织，因此在Ac1相变点温度以上Ac3相变点温度+100℃以下的温度区进行5-150秒钟。此时，即使在该温度区内，如果温度过低，则在热轧板阶段渗碳体析出的场合，渗碳体为了再固溶过于花费时间，如果温度过高，则奥氏体的体积率过大，奥氏体中的C浓度降低，容易陷入多量地含有碳化物的贝氏体或珠光体相变的束缚(ノ一ズ；nose)之中，因此在780℃以上850℃以下加热是优选的。保持后的冷却速度不到20℃/s时，有陷入多量地含有碳化物的贝氏体或珠光体相变的束缚之虞，因此定为20℃/s以上的冷却速度。
其次，是促进贝氏体相变稳定必需量的残余奥氏体的工序，但冷却终了温度在450℃以上时，残余奥氏体分解成多量地含有碳化物的贝氏体或珠光体，得不到预期的含有体积分率5％以上25％以下的残余奥氏体、剩余部分主要由铁素体、贝氏体构成的显微组织。另外，不到350℃时，有马氏体多量地生成的可能性，得不到足够的残余奥氏体，得不到预期的含有体积分率5％以上25％以下的残余奥氏体、剩余部分主要由铁素体、贝氏体构成的显微组织，因此冷却到超过350℃的温度区。
进一步地，作为在该温度区的保持时间，当不到5秒钟时，用于稳定残余奥氏体的贝氏体相变不充分，不稳定的残余奥氏体在接续的冷却终了时有发生马氏体相变之虞，得不到预期的含有体积分率5％以上25％以下的残余奥氏体、剩余部分主要由铁素体、贝氏体构成的显微组织。另外，超过600秒钟时，贝氏体相变过于促进，不能得到必需量的稳定的残余奥氏体，得不到预期的含有体积分率5％以上25％以下的残余奥氏体、剩余部分主要由铁素体、贝氏体构成的显微组织。所以，在该温度区的保持时间定为5秒钟以上600秒钟以下。
最后，直到冷却终了的冷却速度不到5℃/s时，在冷却中有贝氏体相变过于促进的可能性，不能得到必需量的稳定的残余奥氏体，得不到预期的含有体积分率5％以上25％以下的残余奥氏体、剩余部分主要由铁素体、贝氏体构成的显微组织。所以，定为5℃/s以上。
另外，冷却终了温度超过200℃时，有时效性劣化之虞，因此定为200℃以下。关于冷却终了温度的下限不特别限定，但水冷或用雾冷却的场合，当卷材长时间处在水浸淋的状态时，担心由锈所引起的外观不良，因此希望为50℃以上。
而且，在本发明中，除了提高缺口疲劳强度以外，也出于赋予为得到良好的形状冻结性的低屈服比的目的，为了使得形成显微组织的体积分率最大的相为铁素体、第二相主要为马氏体的复合组织，因此，与上述一样，在Ac1相变点温度以上Ac3相变点温度+100℃以下的温度区进行5-150秒钟。此时，即使在该温度区内，如果温度过低，则在热轧板阶段渗碳体析出的场合，渗碳体为了再固溶过于花费时间，如果温度过高，则奥氏体的体积率过大，奥氏体中的C浓度降低，容易陷入多量地含有碳化物的贝氏体或珠光体相变的束缚之中，因此在780℃以上850℃以下加热是优选的。
保持后的冷却速度不到20℃/s时，有陷入多量地含有碳化物的贝氏体或珠光体相变的束缚之虞，因此定为20℃/s以上的冷却速度。冷却终了温度超过200℃时，有时效性劣化之虞，因此定为200℃以下。冷却终了温度当超过350℃时，得不到预期的铁素体为体积分率最大的相、马氏体为第二相的显微组织，因此冷却到350℃以下的温度区。关于冷却工序的终了温度的下限不特别限定，但水冷或用雾冷却的场合，当卷材长时间处在水浸淋的状态时，担心由锈所引起的外观不良，因此希望为50℃以上。
而且，其后，根据需要也可以实施光轧。
为了对酸洗后的热轧钢板、或上述的再结晶退火完成后的冷轧钢板实施镀锌，在镀锌浴中浸渍，根据需要也可以合金化处理。
实施例
(实施例1)
以下通过实施例1更进一步说明本发明。
将具有表1所示的化学成分的A-L钢用转炉熔炼，连铸后，再加热，在粗轧后，紧接着通过精轧达到1.2-5.5mm的板厚后，卷绕。关于表中的化学组成的表示，为质量％。
其次表2示出制造条件的详细情况。在此，“SRT”表示板坯加热温度；“FT”表示最终轧制道次精轧温度，所谓“轧制率”表示在Ar3相变点温度+100℃以下的温度区的压下率的总量。其中，后面在冷轧工序中进行轧制的场合，没有这样的限制的限度，所以记为“-”。另外，“润滑”表示有无在Ar3相变点温度+100℃以下的温度区的润滑。
而且，所谓“卷绕”，卷绕温度(CT)要是为T0以下就记为“○”，在超过T0的情况下，记为“×”。但冷轧钢板的场合，作为制造条件不需要特别限定，因此记为“-”。
其次，对于一部分，热轧后进行酸洗、冷轧、退火。板厚为0.7-2.3mm。在此，所谓“冷轧率”为总冷轧率；“时间”为退火时间；所谓“退火”，退火温度如果包含在回复温度以上、Ar3相变点温度+100℃以下的温度区则记为“○”，如果不在该温度区则记为“×”。再者，关于钢L，粗轧后在冲击压2.7MPa、流量0.001升/cm2的条件下实施除氧化皮。另一方面，上述钢板中，关于钢G和钢F-5实施了镀锌。
这样得到的热轧板的拉伸试验是将供试材料首先加工成JIS Z 2201记载的5号试验片，按照JIS Z 2241记载的试验方法进行。表2一并示出屈服强度(σY)、拉伸强度(σB)、断裂延伸率(E1)。
而且，从板宽的1/4W或3/4W位置切取成φ30mm的试片的从最表层直到0.05mm左右的深度进行三山加工的磨削，接着通过化学研磨或电解研磨除去应变而制成。按照「新版カリテイX射线衍射要论」(1986年发行，松村源太郎译，株式会社アグネ)274-296页中记载的方法进行X射线衍射强度的测定。
在此，所谓{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线无规强度比的平均值，是由基于{110}极点图采用向量法计算的3维结构、或{110}、{100}、{211}、{310}极点图之中使用多个极点图(优选为3个以上)用级数展开法计算的3维结构，求出该取向群所含的主要的取向、{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>以及{223}<110>的X射线衍射强度。
例如，后者的方法的上述各结晶取向的X射线无规强度比，其原样不变地使用3维结构的Φ2＝45°断面的(001)[1-10]、(116)[1-10]、(114)[1-10]、(113)[1-10]、(112)[1-10]、(335)[1-10]、(223)[1-10]的强度即可。但所谓{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线无规强度比的平均值，是上述的各取向的相加平均值。
在不能得到上述全部的取向的强度的场合，也可以用{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>的各取向的相加平均值代替。
其次，所谓{554}<225>、{111}<112>以及{111}<110>3个取向的X射线无规强度比的平均值，由和上述的方法同样地计算的3维结构求出即可。
在表2中，X射线无规强度比之中，所谓“强度比1”是{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线无规强度比的平均值，所谓“强度比2”是{554}<225>、{111}<112>以及{111}<110>3个取向的X射线无规强度比的平均值。
其次，为了调查上述钢板的缺口疲劳强度，从板宽的1/4W或3/4W位置按轧制方向为长边的方式割取图1(b)所示的形状的疲劳试验片，供疲劳试验用。其中，对疲劳试验片从最表层到0.05mm左右的深度实施了三山加工的磨削。疲劳试验使用电油压伺服型疲劳试验机，试验方法依据JIS Z 2273-1978和JIS Z 2275-1978。表2一并示出缺口疲劳极限(σWk)、缺口疲劳限度比(σWk/σB)。
遵循本发明的是钢A、E、F-1、F-2、F-5、G、H、I、J、K、L这11种钢，可得到缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板，该钢板的特征是：含有规定量的钢成分，沿厚度方向从最表面直到0.5mm的任意深度的板面的{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线无规强度比的平均值为2以上，且{554}<225>、{111}<112>以及{111}<110>3个取向的X射线无规强度比的平均值为4以下，板厚为0.5mm以上12mm以下。从而，采用本发明记载的方法评价的以往钢的疲劳限度比超出0.2-0.3。
上述以外的钢因以下的理由而在本发明的范围外。
即，钢B的C含量在本发明的范围外，因此得不到足够的强度(σB)。钢C的P含量在本发明的范围外，因此得不到足够的缺口疲劳强度(σWk/σB)。钢D的S含量在本发明的范围外，因此得不到足够的延伸率(E1)。钢F-3的在Ar3相变点温度+100℃以下的温度区的总压下率在本发明的范围外，因此得不到作为本发明目的的结构，得不到足够的缺口疲劳强度(σWk/σB)。
钢F-4的精轧终了温度(FT)在本发明的范围外，且卷绕温度也在本发明的范围外，因此得不到作为本发明目的的结构，得不到足够的缺口疲劳强度(σWk/σB)。钢F-6的冷轧率在本发明的范围外，因此得不到本发明的结构，得不到足够的缺口疲劳强度(σWk/σB)。钢F-7的退火温度在本发明的范围外，因此得不到作为本发明的目的的结构，得不到足够的缺口疲劳强度(σWk/σB)。钢F-8的退火时间在本发明的范围外，因此得不到本发明的结构，得不到足够的缺口疲劳强度(σWk/σB)。
(实施例2)
将具有表1所示的化学成分的G、H二种钢在表3所示的加热温度下再加热，在粗轧后，紧接着通过精轧达到1.2-5.5mm的板厚后，卷绕。另外，如表3所示那样，关于几个钢在粗轧后在冲击压2.7MPa、流量0.001升/cm2的条件下实施除氧化皮。
表3示出制造条件的详细情况。在此，“SRT”表示板坯加热温度；“FT”表示最终轧制道次精轧温度，所谓“轧制率”表示在Ar3相变点温度+100℃以下的温度区的压下率的总量。其中，后面在冷轧工序中进行轧制的场合，没有这样的限制的限度，所以记为“-”。另外，“润滑”表示有无在Ar3相变点温度+100℃以下的温度区的润滑。而且，所谓“CT”，表示卷绕温度。但是，冷轧钢板的场合，作为制造条件不需要特别限定，因此记为“-”。其次，对于一部分，热轧后进行酸洗、冷轧、热处理。板厚为0.7-2.3mm。所谓“冷轧率”为总冷轧率；所谓“ST”为热处理温度；“时间”为热处理时间。再者，对于上述钢板中的几个，实施镀锌。
这样得到的热轧板和冷轧板的拉伸试验采用与上述同样的方法实施。
表4示出屈服强度(σY)、拉伸强度(σB)、断裂延伸率(E1)和屈服比(YR、强度-延展性平衡(σB×E1))。另一方面，关于去毛刺加工性(孔扩展性)，按照日本钢铁联盟规格JFST1001-1996记载的孔扩展试验方法评价。表4示出孔扩展率(λ)。
而且，关于显微组织也示于表4。在此，所谓其他，是指珠光体、和/或表4个别地示出的铁素体、贝氏体、残余奥氏体、马氏体以外的组织。在钢板的显微组织中，所谓铁素体、贝氏体、残余奥氏体、珠光体、马氏体的体积分率，用下述的面积分率定义：将从钢板板宽的1/4W或3/4W位置切取的试料在轧制方向断面上研磨，使用硝酸乙醇试剂和/或特开平5-163590号公报公开的试剂蚀刻，使用光学显微镜在200-500倍的倍率下观察的板厚的1/4t的显微组织的面积分率。
另一方面，奥氏体由于与铁素体晶体结构不同，所以在晶体学上可容易地识别。所以，残余奥氏体的体积分率采用X射线衍射法也能实验性地求出。即，采用经由Mo的Kα射线，从奥氏体与铁素体的反射面强度的不同使用下式简便地求出其体积分率的方法。
Vγ＝(2/3){100/(0.7×α(211)/γ(220)+1)}+(1/3){100/(0.78×α(211)/γ(311)+1)}
其中，α(211)、γ(220)和γ(311)分别是铁素体(α)奥氏体(γ)的X射线反射面强度。残余奥氏体的体积分率即使使用光学显微镜观察和X射线衍射法的任何方法都得到大体一致的值，因此也可以使用任一测定值。
而且，按照与上述一样的方法进行X射线衍射强度的测定、疲劳试验。
另外，疲劳试验按照与上述一样的方法进行。表4示出了缺口疲劳极限(σWk)、缺口疲劳限度比(σWk/σB)。
遵循本发明的是钢g-1、g-2、g-3、g-5、g-6、g-7、h-1、h-2、h-3这9种钢，可得到缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板，该钢板的特征是：含有规定量的钢成分，沿厚度方向从最表面直到0.5mm的任意深度的板面的{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线无规强度比的平均值为2以上，且{554}<225>、{111}<112>以及{111}<110>3个取向的X射线无规强度比的平均值为4以下，且板厚为0.5mm以上12mm以下，并且，是体积分率最大的相为贝氏体、或者为铁素体和贝氏体的复合组织，或者含有体积分率5％以上25％以下的残余奥氏体、剩余部分主要由铁素体、贝氏体构成的复合组织，或者体积分率最大的相为铁素体、第二相为马氏体的复合组织。所以，相对于采用本发明的方法评价的过去钢的疲劳限度比20-30％，可看到有意的差别。
上述以外的钢因以下的理由而在本发明的范围外。
即，钢g-4的精轧终了温度(FT)以及在Ar3相变点温度+100℃以下的温度区的总压下率在本发明的范围外，因此得不到作为本发明目的的结构，得不到足够的缺口疲劳强度(σWk/σB)。钢g-8的冷轧率在本发明的范围外，因此得不到作为本发明目的的结构，得不到足够的缺口疲劳强度(σWk/σB)。钢h-4的精轧终了温度(FT)以及在Ar3相变点温度+100℃以下的温度区的总压下率在本发明的范围外，因此得不到作为本发明目的的结构，得不到足够的缺口疲劳强度(σWk/σB)。
                                         表1
                                                                             表2
                                      制造条件    X射线无规强度比     机械性质     疲劳特性
                      热轧工序     冷轧、退火工序
钢 区分 SRT(℃)   FT(℃) 轧制率(％)  润滑  卷绕   冷轧率(％)  退火 时间(s) 强度比1 强度比2   σY(MPa)   σB(MPa)   E1(％)   σWk(MPa)  σWk/σB(％) 备注
A 热轧 1250   880   42   无   ○     -    -   -   5.8   0.7   221   311   47   100     32 本发明
B 热轧 1250   890   30   有   ○     -    -   -   1.3   6.1   161   281   56   75     27 比较钢
C 热轧 1200   880   30   无   ○     -    -   -   0.8   1.3   220   369   42   90     24 比较钢
D 热轧 1200   880   30   无   ○     -    -   -   1.2   0.9   195   306   44   75     25 比较钢
E 热轧 1150   870   42   无   ○     -    -   -   8.1   1.8   422   637   29   230     36 本发明
F-1 热轧 1200   870   42   无   ○     -    -   -   7.2   2.1   438   668   28   230     34 本发明
F-2 热轧 1200   870   42   有   ○     -    -   -   8.3   1.4   423   655   29   240     37 本发明
F-3 热轧 1300   950   0   无   ○     -    -   -   1.8   1.5   431   660   28   150     23 比较钢
F-4 热轧 1300   970   0   无   ×     -    -   -   1.8   1.7   400   622   32   150     24 比较钢
F-5 冷轧 1200   860   -   有   -     65    ○   90   4.2   2.3   418   671   28   240     36 本发明
F-6 冷轧 1200   860   -   有   -     80    ○   90   2.8   4.2   433   667   28   150     22 比较钢
F-7 冷轧 1200   860   -   有   -     65    ×   90   1.7   2.6   552   721   20   150     21 比较钢
F-8 冷轧 1200   860   -   有   -     65    ○   2   1.8   2.2   570   710   21   150     21 比较钢
G 热轧 1150   870   71   无   ○     -    -   -   8.5   0.8   441   661   30   235     36 本发明
H 热轧 1250   870   30   有   ○     -    -   -   8.7   0.9   776   986   16   340     34 本发明
I 热轧 1200   870   42   无   ○     -    -   -   6.7   2.0   404   638   27   220     34 本发明
J 热轧 1200   870   71   无   ○     -    -   -   5.9   2.1   431   623   26   220     35 本发明
K 热轧 1200   870   71   无   ○     -    -   -   7.8   1.0   425   627   30   220     35 本发明
L 热轧 1150   790   71   无   ○     -    -   -   11.0   1.4   401   588   25   210     36 本发明
                                                                      表3
                                                    制造条件   X射线无规强度比
                      热轧工序     冷轧、热处理工序
  钢   区分    SRT(℃)    FT(℃)   Ar3+100(℃)   轧制率(％) 润滑   CT(℃)    T0(℃)   轧制率(％)  Ac1(℃)   ST(℃)  Ac3+100(℃)   时间1(s)  OA(℃)   时间2(s)    CR(℃/s)   强度比1   强度比2
  g-1   热轧   1150   870     916     71 有   50   782     -   -   -     -     -  -     -     -     8.2     1.1
  g-2   热轧   1150   870     916     71 有   400   782     -   -   -     -     -  -     -     -     8.0     1.0
  g-3   热轧   1150   890     916     42 有   600   782     -   -   -     -     -  -     -     -     8.4     0.9
  g-4   热轧   1250   930     916     0 无   600   782     -   -   -     -     -  -     -     -     1.8     1.5
  g-5   冷轧   1150   870     -     - 有   -   -     65   730   800     982     90  -     -     5     4.4     2.2
  g-6   冷轧   1150   870     -     - 有   -   -     65   730   800     982     -  400     180     30     4.6     2.4
  g-7   冷轧   1150   870     -     - 有   -   -     65   730   800     982     90  -     -     30     4.8     2.6
  g-8   冷轧   1150   870     -     - 无   -   -     80   730   800     982     90  -     -     5     2.6     4.3
  h-1   热轧   1230   860     879     30 有   50   727     -   -   -     -     -  -     -     -     8.6     1.2
  h-2   热轧   1230   860     879     30 有   400   727     -   -   -     -     -  -     -     -     8.5     0.9
  h-3   热轧   1230   860     879     30 有   600   727     -   -   -     -     -  -     -     -     8.4     1.3
  h-4   热轧   1230   930     879     0 无   730   727     -   -   -     -     -  -     -     -     1.8     2.1
                                                                   表4
                         显微组织     机械性质     疲劳特性
  铁素体(％)   贝氏体(％)   马氏体(％) 残余奥氏体(％) 其他(％)   σY(MPa)   σB(MPa)   E1(％)   λ(％)   σB×E1(MPa*％)   YR(％)   σWk(MPa)  σWk/σB(％)   备注
    85     0     13     2     0   470   772   26   52   20072   61   2g0     36   本发明
    80     8     0     12     0   512   646   37   67   23902   79   220     34   本发明
    67     30     0     0     3   478   576   27   130   15552   83   190     33   本发明
    65     35     0     0     0   502   588   28   141   16464   85   120     20   比较钢
    70     28     0     0     2   482   584   25   87   14600   83   190     33   本发明
    79     10     0     11     0   480   660   36   50   23760   73   230     35   本发明
    87     0     10     3     0   444   731   26   42   19006   61   270     37   本发明
    50     45     0     2     3   495   591   25   76   14775   84   135     23   比较钢
    67     5     21     4     3   613   991   21   18   20811   62   330     33   本发明
    63     15     3     17     2   694   902   27   26   24354   77   285     32   本发明
    35     55     3     4     3   670   823   18   76   14814   81   255     31   本发明
    30     63     0     3     4   673   796   20   70   15920   85   180     23   比较钢
如上面详述的那样，本发明涉及缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板及其制造方法，通过使用这些薄钢板，可期待来自落料加工部和焊接区等应力集中部分的疲劳裂纹的扩展成为问题的汽车行走部分部件等要求耐久性的构件的重要特性之一的缺口疲劳强度的大幅度的改善，因此，本发明是工业价值高的发明。

Claims (20)

1.一种缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板，该钢板以质量％计含有C：0.01-0.3％、Si：0.01-2％、Mn：0.05-3％、P：≤0.1％、S：≤0.01％、Al：0.005-1％、剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，其特征在于，沿厚度方向从最表面直到0.5mm的任意深度的板面的{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线无规强度比的平均值为2以上，且{554}<225>、{111}<112>以及{111}<110>3个取向的X射线无规强度比的平均值为4以下，板厚为0.5mm以上12mm以下。
2.根据权利要求1记载的缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板，其特征在于，以质量％计，还进一步含有Cu：0.2-2％、B：0.0002-0.002％、Ni：0.1-1％、Ca：0.0005-0.002％、REM：0.0005-0.02％、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％的1种或者2种以上。
3.根据权利要求1或2记载的缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板，其特征在于，上述钢板的显微组织是下述的任一种组织：1)体积分率最大的相为贝氏体、或者为铁素体和贝氏体的复合组织；2)含有体积分率为5％以上25％以下的残余奥氏体且剩余部分主要由铁素体、贝氏体构成的复合组织；和3)体积分率最大的相为铁素体、第二相为马氏体的复合组织。
4.一种缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板，其特征在于，是通过对权利要求1-3的任一项所记载的汽车用薄钢板进行镀锌而制得的。
5.一种制造权利要求1所述的缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，将由权利要求1所述的组分构成的钢片粗轧后、进行热轧时，在Ar3相变点温度+100℃以下的温度区进行钢板厚的总压下率为25％以上的精轧，沿厚度方向从该钢板的最表面直到0.5mm的任意深度的板面的{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线无规强度比的平均值为2以上，且{554}<225>、{111}<112>以及{111}<110>3个取向的X射线无规强度比的平均值为4以下，板厚为0.5mm以上12mm以下。
6.根据权利要求5记载的制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，上述精轧后，以20℃/s以上的冷却速度冷却，在450℃以上的卷绕温度下卷绕。
7.根据权利要求5记载的制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，上述精轧后，在Ar1相变点温度以上、Ar3相变点温度以下的温度区停留1-20秒钟，其后再以20℃/s以上的冷却速度冷却，在大于350℃且不超过450℃的温度区的卷绕温度下卷绕。
8.根据权利要求5记载的制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，上述冷却后，在350℃以下的卷绕温度下卷绕。
9.根据权利要求5-8的任一项所记载的制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，在上述热轧时，进行润滑轧制。
10.根据权利要求5-8的任一项所记载的制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，在上述热轧时，粗轧终了后进行氧化皮清除。
11.一种制造权利要求1所述的缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，将由权利要求1所述的钢片粗轧后，在Ar3相变点温度+100℃以下的温度区进行钢板厚的总压下率为25％以上的精轧，接着酸洗，再在钢板厚压下率不到80％的冷轧后，进行在回复温度以上、Ac3相变点温度+100℃以下的温度区保持5-150秒钟、冷却的工序的回复或再结晶退火，沿厚度方向从该钢板的最表面直到0.5mm的任意深度的板面的{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线无规强度比的平均值为2以上，且{554}<225>、{111}<112>以及{111}<110>3个取向的X射线无规强度比的平均值为4以下，板厚为0.5mm以上12mm以下。
12.根据权利要求11记载的制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，上述冷轧后，进行在Ac1相变点温度以上、Ac3相变点温度+100℃以下的温度区保持5-150秒钟，其后进行冷却的工序的热处理。
13.根据权利要求11记载的制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，在上述温度区保持5-150秒钟后，进行以20℃/s以上的冷却速度冷却到大于350℃且小于450℃的温度区，其后，再在该温度区保持5-600秒钟、以5℃/s以上的冷却速度冷却到200℃以下的温度区的工序的热处理。
14.根据权利要求11记载的制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，在上述温度区保持5-150秒钟后，进行以20℃/s以上的冷却速度冷却到350℃以下的温度区的工序的热处理。
15.一种制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，在权利要求5或11所记载的钢板中以质量％计还进一步含有Cu：0.2-2％、B：0.0002-0.002％、Ni：0.1-1％、Ca：0.0005-0.002％、REM：0.0005-0.02％、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％的1种或者2种以上。
16.根据权利要求6或12记载的制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，上述钢板的显微组织是体积分率最大的相为贝氏体、或者为铁素体和贝氏体的复合组织。
17.根据权利要求7或13记载的制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，上述钢板的显微组织是含有体积分率为5％以上25％以下的残余奥氏体且剩余部分主要由铁素体、贝氏体构成的复合组织。
18.根据权利要求8或14记载的制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，上述钢板的显微组织是体积分率最大的相为铁素体、第二相为马氏体的复合组织。
19.一种制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，在制造权利要求5或11所记载的热轧钢板或回复或再结晶退火板后，再在镀锌浴中浸渍该钢板，对钢板表面实施镀锌。
20.根据权利要求19记载的制造缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板的方法，其特征在于，上述镀锌后，再进行合金化处理。
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