JP2002322533A - 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 - Google Patents
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Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板及び
その製造方法の提供。 【解決手段】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Ｆ
ｅ及び不可避的不純物からなる鋼であって、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｛１
００｝＜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｝＜２
２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛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０．５〜１２mm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。及び上記成分
の鋼を、Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域で合
計圧下率２５％以上の圧延をすることを特徴とする上記
鋼板の製造方法。
その製造方法の提供。 【解決手段】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Ｆ
ｅ及び不可避的不純物からなる鋼であって、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｛１
００｝＜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｝＜２
２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛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０．５〜１２mm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。及び上記成分
の鋼を、Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域で合
計圧下率２５％以上の圧延をすることを特徴とする上記
鋼板の製造方法。
Description
【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。
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。
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。
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。
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。
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５９０〜７８
０ＭＰａ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。
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５９０〜７８
０ＭＰａ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。
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、Ｔ
ｉ，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。
−５１６９５号公報には、Ｓｉの添加量を少なくし、Ｔ
ｉ，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。
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１０−１
４７８４６号公報には、Ｘ線で測定した板厚方向の（２
００）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。
−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１０−１
４７８４６号公報には、Ｘ線で測定した板厚方向の（２
００）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８−３０
２４４６号、同９−１７００４８号および同９−２０２
９４０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。
５−１７９３４６号、同８−１３０３３号、同８−３０
２４４６号、同９−１７００４８号および同９−２０２
９４０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。
−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。
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０．５
ｍｍ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。
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０．５
ｍｍ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） 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１２
ｍｍ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） 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
ることを特徴とする、前記（１）〜（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、Ｃｕ：０．２〜２
％を含有することを特徴とする、前記（５）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、Ｂ：０．０００２
〜０．００２％を含有することを特徴とする、前記
（５）または（６）に記載の切り欠き疲労強度に優れる
自動車用薄鋼板。 （８） 鋼成分が、さらに質量％で、Ｎｉ：０．１〜１
％を含有することを特徴とする、前記（５）ないし
（７）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。 （９） 鋼成分が、さらに質量％で、Ｃａ：０．０００
５〜０．００２％、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
（５）ないし（８）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。 （１０） 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（５）ないし（９）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。 （１１） 前記（１）ないし（１０）のいずれか１項に
記載の自動車用薄鋼板に亜鉛めっきが施されていること
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。
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１２
ｍｍ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） 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
ることを特徴とする、前記（１）〜（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、Ｃｕ：０．２〜２
％を含有することを特徴とする、前記（５）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、Ｂ：０．０００２
〜０．００２％を含有することを特徴とする、前記
（５）または（６）に記載の切り欠き疲労強度に優れる
自動車用薄鋼板。 （８） 鋼成分が、さらに質量％で、Ｎｉ：０．１〜１
％を含有することを特徴とする、前記（５）ないし
（７）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。 （９） 鋼成分が、さらに質量％で、Ｃａ：０．０００
５〜０．００２％、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
（５）ないし（８）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。 （１０） 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（５）ないし（９）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。 （１１） 前記（１）ないし（１０）のいずれか１項に
記載の自動車用薄鋼板に亜鉛めっきが施されていること
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。
【００１６】（１２） 前記（５）ないし（１０）のい
ずれか１項に記載の成分を有する薄鋼板を得るための熱
間圧延する際に、該成分を有する鋼片を粗圧延後にＡｒ
3 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薄鋼板の製造方法。 （１３） 前記（５）ないし（１０）のいずれか１項に
記載の成分を有する薄鋼板を得るため熱間圧延する際
に、該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
上の仕上圧延をし、その後、２０℃／ｓ以上の冷却速度
で冷却して、４５０℃以上の巻取温度で巻き取ることを
特徴とする、切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板
の製造方法。 （１４） 前記（５）ないし（１０）のいずれか１項に
記載の成分を有する薄鋼板を得るため熱間圧延する際
に、該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
上の仕上圧延をし、その後Ａｒ1 変態点温度以上Ａｒ3
変態点温度以下の温度域で１〜２０秒間滞留し、その後
さらに、２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却して、３５０
℃超４５０℃未満の温度域の巻取温度で巻き取ることを
特徴とする、切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板
の製造方法。 （１５） 前記（５）ないし（１０）のいずれか１項に
記載の成分を有する薄鋼板を得るため熱間圧延する際
に、該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
上の仕上圧延をし、その後Ａｒ1 変態点温度以上Ａｒ3
変態点温度以下の温度域で１〜２０秒間滞留し、その後
さらに、２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却して、３５０
℃以下の巻取温度で巻き取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の製造方法。 （１６） 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（１２）ない
し（１５）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の製造方法。 （１７） 前記（１２）または（１６）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薄鋼板
の製造方法。
ずれか１項に記載の成分を有する薄鋼板を得るための熱
間圧延する際に、該成分を有する鋼片を粗圧延後にＡｒ
3 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薄鋼板の製造方法。 （１３） 前記（５）ないし（１０）のいずれか１項に
記載の成分を有する薄鋼板を得るため熱間圧延する際
に、該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
上の仕上圧延をし、その後、２０℃／ｓ以上の冷却速度
で冷却して、４５０℃以上の巻取温度で巻き取ることを
特徴とする、切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板
の製造方法。 （１４） 前記（５）ないし（１０）のいずれか１項に
記載の成分を有する薄鋼板を得るため熱間圧延する際
に、該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
上の仕上圧延をし、その後Ａｒ1 変態点温度以上Ａｒ3
変態点温度以下の温度域で１〜２０秒間滞留し、その後
さらに、２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却して、３５０
℃超４５０℃未満の温度域の巻取温度で巻き取ることを
特徴とする、切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板
の製造方法。 （１５） 前記（５）ないし（１０）のいずれか１項に
記載の成分を有する薄鋼板を得るため熱間圧延する際
に、該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
上の仕上圧延をし、その後Ａｒ1 変態点温度以上Ａｒ3
変態点温度以下の温度域で１〜２０秒間滞留し、その後
さらに、２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却して、３５０
℃以下の巻取温度で巻き取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の製造方法。 （１６） 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（１２）ない
し（１５）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の製造方法。 （１７） 前記（１２）または（１６）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薄鋼板
の製造方法。
【００１７】（１８） 前記（５）ないし（１０）のい
ずれか１項に記載の成分を有する薄鋼板を得るため熱間
圧延する際に、該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５〜１
５０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
動車用薄鋼板の製造方法。 （１９） 前記（５）ないし（１０）のいずれか１項に
記載の成分を有する薄鋼板を得るための熱間圧延する際
に、該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５〜１５
０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薄
鋼板の製造方法。 （２０） 前記（５）ないし（１０）のいずれか１項に
記載の成分を有する薄鋼板を得るための熱間圧延する際
に、該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５〜１５
０秒間保持し、２０℃／ｓ以上の冷却速度で３５０℃超
４５０℃未満の温度域まで冷却し、その後さらにその温
度域で５〜６００秒間保持し、５℃／ｓ以上の冷却速度
で２００℃以下の温度域まで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
用薄鋼板の製造方法。 （２１） 前記（５）ないし（１０）のいずれか１項に
記載の成分を有する薄鋼板を得るための熱間圧延する際
に、該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５〜１５
０秒間保持し、２０℃／ｓ以上の冷却速度で３５０℃以
下の温度域まで冷却する工程の熱処理をすることを特徴
とする、切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板の製
造方法。 （２２） 前記（１２）ないし（１７）のいずれか１項
に記載の製造方法において、熱間圧延後に亜鉛めっき浴
中に浸漬させて鋼板表面を亜鉛めっきすることを特徴と
する、切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板の製造
方法。 （２３） 前記（１８）ないし（２１）のいずれか１項
に記載の製造方法において、回復または再結晶焼鈍終了
後、亜鉛めっき浴中に浸漬させて鋼板表面を亜鉛めっき
することを特徴とする、切り欠き疲労強度に優れる自動
車用薄鋼板の製造方法。 （２４） 亜鉛めっき浴中に浸漬して亜鉛めっき後、合
金化処理することを特徴とする、前記（２２）または
（２３）に記載の切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄
鋼板の製造方法。
ずれか１項に記載の成分を有する薄鋼板を得るため熱間
圧延する際に、該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５〜１
５０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
動車用薄鋼板の製造方法。 （１９） 前記（５）ないし（１０）のいずれか１項に
記載の成分を有する薄鋼板を得るための熱間圧延する際
に、該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５〜１５
０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薄
鋼板の製造方法。 （２０） 前記（５）ないし（１０）のいずれか１項に
記載の成分を有する薄鋼板を得るための熱間圧延する際
に、該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５〜１５
０秒間保持し、２０℃／ｓ以上の冷却速度で３５０℃超
４５０℃未満の温度域まで冷却し、その後さらにその温
度域で５〜６００秒間保持し、５℃／ｓ以上の冷却速度
で２００℃以下の温度域まで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
用薄鋼板の製造方法。 （２１） 前記（５）ないし（１０）のいずれか１項に
記載の成分を有する薄鋼板を得るための熱間圧延する際
に、該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５〜１５
０秒間保持し、２０℃／ｓ以上の冷却速度で３５０℃以
下の温度域まで冷却する工程の熱処理をすることを特徴
とする、切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板の製
造方法。 （２２） 前記（１２）ないし（１７）のいずれか１項
に記載の製造方法において、熱間圧延後に亜鉛めっき浴
中に浸漬させて鋼板表面を亜鉛めっきすることを特徴と
する、切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板の製造
方法。 （２３） 前記（１８）ないし（２１）のいずれか１項
に記載の製造方法において、回復または再結晶焼鈍終了
後、亜鉛めっき浴中に浸漬させて鋼板表面を亜鉛めっき
することを特徴とする、切り欠き疲労強度に優れる自動
車用薄鋼板の製造方法。 （２４） 亜鉛めっき浴中に浸漬して亜鉛めっき後、合
金化処理することを特徴とする、前記（２２）または
（２３）に記載の切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄
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。
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｛１
００｝＜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。
方向に０．５ｍｍまでの任意深さにおける、板面の｛１
００｝＜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｝＜２２
５＞、｛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３０ｍｍ
φ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。
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｝＜２２
５＞、｛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３０ｍｍ
φ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。
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＞〜｛２２
３｝＜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｝＜０１
１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、
｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３
５｝＜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｝、｛１０
０｝、｛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。
３｝＜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｝＜０１
１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、
｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３
５｝＜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｝、｛１０
０｝、｛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＝４
５゜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＞〜｛２２
３｝＜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。
位のＸ線ランダム強度比は、３次元集合組織のφ２＝４
５゜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＞〜｛２２
３｝＜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｝＜１１
０＞、｛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。
い場合には、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１
０＞、｛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。
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｝＜０
１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強
度比の平均値および、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１
１｝＜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。
１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強
度比の平均値および、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１
１｝＜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｝＜１１
０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値および、｛５
５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１
１｝＜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。
０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値および、｛５
５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１
１｝＜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｝＜１
１０＞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。
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｝＜１
１０＞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、｛１０
０｝＜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｝＜２２
５＞、｛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。
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、｛１０
０｝＜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｝＜２２
５＞、｛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。
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、８
ｍｍ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。
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、８
ｍｍ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。
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。
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／（０．７
８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝ ただし、α（２１１）、γ（２２０）およびγ（３１
１）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。
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／（０．７
８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝ ただし、α（２１１）、γ（２２０）およびγ（３１
１）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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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０．０００２〜０．０
０２％とする。
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０．０００２〜０．０
０２％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。
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０．０００
５％未満添加してもその効果がなく、Ｃａならば０．０
０２％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。
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０．０００
５％未満添加してもその効果がなく、Ｃａならば０．０
０２％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，Ｎ
ｂ，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％、０．０
２％、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。
ｂ，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％、０．０
２％、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，Ｃ
ｏ，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。
ｏ，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。
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。
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１００
０℃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（ＭＰ
ａ）×流量Ｌ（リットル／ｃｍ2 ）≧０．００２５の条
件を満たすことが望ましい。
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１００
０℃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（ＭＰ
ａ）×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
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。
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Ｒ
ｙが１５μｍ（１５μｍＲｙ，ｌ２．５ｍｍ，ｌｎ１
２．５ｍｍ）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。
ｙが１５μｍ（１５μｍＲｙ，ｌ２．５ｍｍ，ｌｎ１
２．５ｍｍ）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、その仕上げ圧延後半に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
する場合においては、その仕上げ圧延後半に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、Ａｒ
3 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。
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、Ａｒ
3 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Ａｒ
3 変態点温度以上が望ましい。ただし、この温度がＡｒ
3 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、Ａｒ
3 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。
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Ａｒ
3 変態点温度以上が望ましい。ただし、この温度がＡｒ
3 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、Ａｒ
3 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｛１
１０｝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。
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｛１
１０｝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｛１
１０｝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＋１０
０℃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。
摩擦係数の上限は特に限定しないが、０．２超では｛１
１０｝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＋１０
０℃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（Ｆ
Ｔ）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。
ては特に限定しないが、仕上げ圧延の最終パス温度（Ｆ
Ｔ）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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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
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。 Ｍｎｅｑ＝％Ｍｎ＋０．２４×％Ｎｉ＋０．１３×％Ｓ
ｉ＋０．３８×％Ｍｏ＋０．５５×％Ｃｒ＋０．１６％
Ｃｕ−０．５０×％Ａｌ−０．４５×％Ｃｏ＋０．９０
×％Ｖ 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。
より決定される。 Ｍｎｅｑ＝％Ｍｎ＋０．２４×％Ｎｉ＋０．１３×％Ｓ
ｉ＋０．３８×％Ｍｏ＋０．５５×％Ｃｒ＋０．１６％
Ｃｕ−０．５０×％Ａｌ−０．４５×％Ｃｏ＋０．９０
×％Ｖ 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。
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。
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、５
０℃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。
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、５
０℃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。
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。
％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Ａ
ｃ3 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。
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Ａ
ｃ3 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。
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Ｔ 0 以下が望ましい。
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Ｔ 0 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、２
０℃／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。
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、２
０℃／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Ａ
ｃ3 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。
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Ａ
ｃ3 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。
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。
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、２０
０℃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。
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、２０
０℃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Ａｃ
3 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。
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Ａｃ
3 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。
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。
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、「Ｔｉｍ
ｅ」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０．０
０１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 Ｚ２２０１
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。
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、「Ｔｉｍ
ｅ」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０．０
０１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 Ｚ２２０１
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｝、｛３
１０｝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。
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｝、｛３
１０｝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＝４
５゜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＞〜｛２２
３｝＜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｝＜０１
１＞、｛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。
位のＸ線ランダム強度比は、３次元集合組織のφ２＝４
５゜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＞〜｛２２
３｝＜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｝＜０１
１＞、｛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｝＜１１
２＞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。
「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｝＜１１
２＞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 ２２７３−１９７
８およびＪＩＳ Ｚ２２７５−１９７８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。
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 ２２７３−１９７
８およびＪＩＳ Ｚ２２７５−１９７８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。
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／σ
B ）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。
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／σ
B ）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。
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０．００
１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＋１
００℃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。
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０．００
１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＋１
００℃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（Ｅ
ｌ）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。
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（Ｅ
ｌ）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／（０．７
８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝ ただし、α（２１１）、γ（２２０）およびγ（３１
１）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。
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／（０．７
８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝ ただし、α（２１１）、γ（２２０）およびγ（３１
１）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、｛５５
４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１
１｝＜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。
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、｛５５
４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１
１｝＜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。
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】
【０１０４】
【表２】
【０１０５】
【表３】
【０１０６】
【表４】
【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。
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。
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＞、｛１１
１｝＜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（１０
7 回での時間強度：疲労限）の関係において示す図であ
る。
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＞、｛１１
１｝＜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（１０
7 回での時間強度：疲労限）の関係において示す図であ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 (72)発明者 吉永 直樹 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内 (72)発明者 土橋 浩一 大分市大字西ノ洲１番地 新日本製鐵株式 会社大分製鐵所内 (72)発明者 中本 武広 大分市大字西ノ洲１番地 新日本製鐵株式 会社大分製鐵所内 Ｆターム(参考） 4E002 AD04 BC05 4K032 AA01 AA02 AA04 AA05 AA08 AA11 AA14 AA15 AA16 AA17 AA19 AA22 AA23 AA27 AA29 AA31 AA32 AA35 AA36 AA39 BA01 CA02 CA03 CB01 CB02 CD02 CD03 CD05 CG01 CG02 CJ02 CJ03 4K037 EA01 EA02 EA05 EA06 EA09 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EA32 EA35 EA36 EB06 EB07 EB08 EB09 EC01 FA02 FA03 FB01 FC04 FE03 FH01 FJ05 FJ06 FK02 FK03 HA02
Claims (24)
- 【請求項１】 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＞〜｛２２
３｝＜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｝＜１１
２＞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】 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
ることを特徴とする、請求項１ないし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、 Ｃｕ：０．２〜２％ を含有することを特徴とする、請求項５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、 Ｂ ：０．０００２〜０．００２％ を含有することを特徴とする、請求項５または６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】 鋼成分が、さらに質量％で、 Ｎｉ：０．１〜１％ を含有することを特徴とする、請求項５ないし７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９】 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
５ないし８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１０】 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５ないし９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１１】 請求項１ないし１０のいずれか１項に
記載の自動車用薄鋼板に亜鉛めっきが施されていること
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１２】 請求項５ないし１０のいずれか１項に
記載の成分を有する薄鋼板を得るため熱間圧延する際
に、該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
に優れる自動車用薄鋼板の製造方法。 - 【請求項１３】 請求項５ないし１０のいずれか１項に
記載の成分を有する薄鋼板を得るため熱間圧延する際
に、該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
上の仕上圧延をし、その後、２０℃／ｓ以上の冷却速度
で冷却して、４５０℃以上の巻取温度で巻き取ることを
特徴とする、切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板
の製造方法。 - 【請求項１４】 請求項５ないし１０のいずれか１項に
記載の成分を有する薄鋼板を得るため熱間圧延する際
に、該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
上の仕上圧延をし、その後Ａｒ1 変態点温度以上Ａｒ3
変態点温度以下の温度域で１〜２０秒間滞留し、その後
さらに、２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却して、３５０
℃超４５０℃未満の温度域の巻取温度で巻き取ることを
特徴とする、切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板
の製造方法。 - 【請求項１５】 請求項５ないし１０のいずれか１項に
記載の成分を有する薄鋼板を得るため熱間圧延する際
に、該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
上の仕上圧延をし、その後Ａｒ1 変態点温度以上Ａｒ3
変態点温度以下の温度域で１〜２０秒間滞留し、その後
さらに２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却して、３５０℃
以下の巻取温度で巻き取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の製造方法。 - 【請求項１６】 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１２
ないし１５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の製造方法。 - 【請求項１７】 請求項１２または１６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薄鋼板
の製造方法。 - 【請求項１８】 請求項５ないし１０のいずれか１項に
記載の成分を有する薄鋼板を得るための熱間圧延する際
に、該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薄鋼
板の製造方法。 - 【請求項１９】 請求項５ないし１０のいずれか１項に
記載の成分を有する薄鋼板を得るための熱間圧延する際
に、該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５〜１５
０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薄
鋼板の製造方法。 - 【請求項２０】 請求項５ないし１０のいずれか１項に
記載の成分を有する薄鋼板を得るための熱間圧延する際
に、該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５〜１５
０秒間保持し、２０℃／ｓ以上の冷却速度で３５０℃超
４５０℃未満の温度域まで冷却し、その後さらにその温
度域で５〜６００秒間保持し、５℃／ｓ以上の冷却速度
で２００℃以下の温度域まで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
用薄鋼板の製造方法。 - 【請求項２１】 請求項５ないし１０のいずれか１項に
記載の成分を有する薄鋼板を得るための熱間圧延する際
に、該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５〜１５
０秒間保持し、２０℃／ｓ以上の冷却速度で３５０℃以
下の温度域まで冷却する工程の熱処理をすることを特徴
とする、切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板の製
造方法。 - 【請求項２２】 請求項１２ないし１７のいずれか１項
に記載の製造方法において、熱間圧延後に亜鉛めっき浴
中に浸漬させて鋼板表面を亜鉛めっきすることを特徴と
する、切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板の製造
方法。 - 【請求項２３】 請求項１８ないし２１のいずれか１項
に記載の製造方法において、回復または再結晶焼鈍終了
後、亜鉛めっき浴中に浸漬させて鋼板表面を亜鉛めっき
することを特徴とする、切り欠き疲労強度に優れる自動
車用薄鋼板の製造方法。 - 【請求項２４】 亜鉛めっき浴中に浸漬して亜鉛めっき
後、合金化処理することを特徴とする、請求項２２また
は２３に記載の切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼
板の製造方法。
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Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005005670A1 (en) * | 2003-06-26 | 2005-01-20 | Nippon Steel Corporation | High-strength hot-rolled steel sheet excellent in shape fixability and method of producing the same |
| JP2005330584A (ja) * | 2004-04-22 | 2005-12-02 | Kobe Steel Ltd | 成形性に優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板 |
| JP2007262553A (ja) * | 2006-03-30 | 2007-10-11 | Jfe Steel Kk | 溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| CN100374586C (zh) * | 2003-06-26 | 2008-03-12 | 新日本制铁株式会社 | 具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板及其生产方法 |
| JP2009256724A (ja) * | 2008-04-16 | 2009-11-05 | Nippon Steel Corp | 鋼板 |
| CN113528947A (zh) * | 2021-06-21 | 2021-10-22 | 武汉钢铁有限公司 | 一种用CSP生产抗拉强度为1500MPa级高塑韧性汽车结构件用钢及生产方法 |
Families Citing this family (32)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE60224557T4 (de) * | 2001-10-04 | 2015-06-25 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Ziehbares hochfestes dünnes Stahlblech mit hervorragender Formfixierungseigenschaft und Herstellungsverfahren dafür |
| KR100907115B1 (ko) * | 2004-07-27 | 2009-07-09 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 고영율 강판, 이를 이용한 용융 아연 도금 강판, 합금화용융 아연 도금 강판 및 고영율 강관 및 이들의 제조 방법 |
| JP4445365B2 (ja) * | 2004-10-06 | 2010-04-07 | 新日本製鐵株式会社 | 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法 |
| US7588837B2 (en) * | 2005-04-29 | 2009-09-15 | The Timken Company | Welding together low and high carbon steels |
| DE502006003830D1 (de) * | 2006-10-30 | 2009-07-09 | Thyssenkrupp Steel Ag | Verfahren zum Herstellen von Stahl-Flachprodukten aus einem ein Komplexphasen-Gefüge bildenden Stahl |
| PL1918405T3 (pl) * | 2006-10-30 | 2009-10-30 | Thyssenkrupp Steel Ag | Sposób wytwarzania płaskich produktów stalowych z wielofazowej stali stopowej z krzemem |
| DE102006051545A1 (de) * | 2006-11-02 | 2008-05-08 | Schaeffler Kg | Tiefgezogenes Maschinenbauteil mit wenigstens einer gehärteten Lauf- oder Führungsfläche, insbesondere Motorenelement |
| KR20080061855A (ko) * | 2006-12-28 | 2008-07-03 | 주식회사 포스코 | 딥드로잉성이 우수한 복합조직강판 |
| EP2503014B1 (en) * | 2009-11-18 | 2019-01-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High strength hot-rolled steel plate exhibiting excellent acid pickling property, chemical conversion processability, fatigue property, stretch flangeability, and resistance to surface deterioration during molding, and having isotropic strength and ductility, and method for producing said high strength hot-rolled steel plate |
| WO2012014926A1 (ja) | 2010-07-28 | 2012-02-02 | 新日本製鐵株式会社 | 熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法 |
| KR101329893B1 (ko) * | 2010-08-02 | 2013-11-15 | 주식회사 포스코 | 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연 강판 및 그 제조방법 |
| KR101360535B1 (ko) * | 2010-09-28 | 2014-02-21 | 주식회사 포스코 | 냉간압연을 이용한 고강도 극박 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR101329917B1 (ko) * | 2010-09-28 | 2013-11-14 | 주식회사 포스코 | 우수한 성형성을 갖는 고강도 극박 냉연 강판 및 그 제조방법 |
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| KR101329922B1 (ko) * | 2010-09-29 | 2013-11-14 | 주식회사 포스코 | 고강도 고성형 극박 냉연강판 및 그 제조 방법 |
| RU2455088C2 (ru) * | 2010-10-07 | 2012-07-10 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Способ производства рулонов горячекатаной низколегированной стали |
| CN101974722A (zh) * | 2010-10-29 | 2011-02-16 | 河北钢铁股份有限公司唐山分公司 | 一种用于制造混凝土搅拌车罐体的钢板及生产方法 |
| PL2692893T3 (pl) * | 2011-03-28 | 2018-05-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco i sposób jej wytwarzania |
| CN103534379B (zh) | 2011-04-13 | 2016-01-20 | 新日铁住金株式会社 | 气体氮碳共渗用热轧钢板及其制造方法 |
| EP2698444B1 (en) * | 2011-04-13 | 2017-05-31 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof |
| KR101542676B1 (ko) | 2011-04-13 | 2015-08-06 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판과 그 제조 방법 |
| KR101632778B1 (ko) | 2011-05-25 | 2016-06-22 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 냉연 강판 및 그 제조 방법 |
| US9523139B2 (en) * | 2011-07-06 | 2016-12-20 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Cold-rolled steel sheet |
| US9512508B2 (en) * | 2011-07-27 | 2016-12-06 | Nippon Steel and Sumitomo Metal Corporation | High-strength cold-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability and precision punchability and manufacturing method thereof |
| KR101382908B1 (ko) * | 2014-03-05 | 2014-04-08 | 주식회사 포스코 | 초고강도 박강판 및 그 제조방법 |
| KR101896852B1 (ko) * | 2014-07-14 | 2018-09-07 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 열연 강판 |
| CN106661690B (zh) * | 2014-07-14 | 2018-09-07 | 新日铁住金株式会社 | 热轧钢板 |
| CN105177425B (zh) * | 2015-09-26 | 2017-06-20 | 哈尔滨工程大学 | 一种含铜纳米相强化低合金钢及其制备方法 |
| CN107557673B (zh) * | 2016-06-30 | 2019-03-22 | 鞍钢股份有限公司 | 一种高延伸率高强热轧酸洗钢板及其制造方法 |
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| CN112326551B (zh) * | 2020-11-13 | 2023-07-18 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种复合钢板性能的测试方法 |
Family Cites Families (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59100214A (ja) * | 1982-11-29 | 1984-06-09 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 厚肉高張力鋼の製造方法 |
| JP2952624B2 (ja) * | 1991-05-30 | 1999-09-27 | 新日本製鐵株式会社 | 成形性とスポット溶接性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板とその製造方法および成形性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板とその製造方法 |
| JP3219820B2 (ja) * | 1991-12-27 | 2001-10-15 | 川崎製鉄株式会社 | 低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| KR940702231A (ko) * | 1992-06-22 | 1994-07-28 | 미노루 다나까 | 우수한 소부 경화성, 비시효 특성 및 성형성을 가진 냉간압연 강판 및 열침지 피복 냉간압연 강판, 및 그의 제조방법(cold rolled steel sheet and hot dip ainc-coated cold rolled steel sheet having excellent bake hardenability, non-aging properties and formability, and process for producing same) |
| US5470529A (en) * | 1994-03-08 | 1995-11-28 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High tensile strength steel sheet having improved formability |
| JP3039842B2 (ja) * | 1994-12-26 | 2000-05-08 | 川崎製鉄株式会社 | 耐衝撃性に優れる自動車用熱延鋼板および冷延鋼板ならびにそれらの製造方法 |
| BE1010142A6 (fr) * | 1996-04-16 | 1998-01-06 | Centre Rech Metallurgique | Procede pour la fabrication d'une bande laminee a chaud en acier a haute resistance. |
| JPH1060527A (ja) * | 1996-08-21 | 1998-03-03 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高ヤング率鋼材の製造方法 |
| EP0969112B2 (en) * | 1997-03-17 | 2017-03-08 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | A method of producing dual-phase high-strength steel sheets having high impact energy absorption properties |
| JP4157279B2 (ja) * | 1998-07-27 | 2008-10-01 | 新日本製鐵株式会社 | 形状凍結性に優れたフェライト系薄鋼板 |
| JP3417878B2 (ja) * | 1999-07-02 | 2003-06-16 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸びフランジ性および疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製法 |
| JP4060997B2 (ja) * | 1999-08-27 | 2008-03-12 | 新日本製鐵株式会社 | 曲げ性と深絞り性に優れた高強度冷延鋼板と高強度亜鉛めっき冷延鋼板およびその製造方法 |
| EP1201780B1 (en) * | 2000-04-21 | 2005-03-23 | Nippon Steel Corporation | Steel plate having excellent burring workability together with high fatigue strength, and method for producing the same |
| EP1225242B1 (en) * | 2001-01-18 | 2004-04-07 | JFE Steel Corporation | Ferritic stainless steel sheet with excellent workability and method for making the same |
-
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Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005005670A1 (en) * | 2003-06-26 | 2005-01-20 | Nippon Steel Corporation | High-strength hot-rolled steel sheet excellent in shape fixability and method of producing the same |
| KR100754035B1 (ko) * | 2003-06-26 | 2007-09-04 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법 |
| CN100374586C (zh) * | 2003-06-26 | 2008-03-12 | 新日本制铁株式会社 | 具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板及其生产方法 |
| US7485195B2 (en) | 2003-06-26 | 2009-02-03 | Nippon Steel Corporation | High-strength hot-rolled steel sheet excellent in shape fixability and method of producing the same |
| JP2005330584A (ja) * | 2004-04-22 | 2005-12-02 | Kobe Steel Ltd | 成形性に優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板 |
| JP4506971B2 (ja) * | 2004-04-22 | 2010-07-21 | 株式会社神戸製鋼所 | 成形性に優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板 |
| JP2007262553A (ja) * | 2006-03-30 | 2007-10-11 | Jfe Steel Kk | 溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| JP2009256724A (ja) * | 2008-04-16 | 2009-11-05 | Nippon Steel Corp | 鋼板 |
| CN113528947A (zh) * | 2021-06-21 | 2021-10-22 | 武汉钢铁有限公司 | 一种用CSP生产抗拉强度为1500MPa级高塑韧性汽车结构件用钢及生产方法 |
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