JP6123551B2 - 耐疲労性およびスリット加工後の形状凍結性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
特許文献1には、フェライトまたはベイナイトを面積率で最大相とし、1/2板厚における板面の{001}<110>〜{223}<110>方位群のX 線ランダム強度比の平均値を規定し、更に化合物粒子のサイズと個数を規定することで、高強度鋼板の形状凍結性を高める技術が公開されている。
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、600MPa以上の降伏強さを有し、耐疲労性およびスリット加工後の形状凍結性にも優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
[1] 質量%で、C:0.06%以上0.13%以下、Si:0.5%超1.5%以下、Mn:1.0%以上1.8%以下、P:0.03%以下、S:0.006%以下、Al:0.08%以下、N:0.0080%以下、Ti:0.09%以上0.16%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、フェライト相および粒状セメンタイト、或いは更にパーライトからなり、前記フェライト相の面積率が85%以上97%以下、前記粒状セメンタイトのうち前記フェライト相の粒界上に析出した粒状セメンタイトの下記式(1)で求められる円相当直径を粒子径として平均粒子径が0.5μm以下、前記粒界上に析出した粒状セメンタイトのうち前記粒子径が0.5μm以下である粒状セメンタイトの単位面積当たりの個数が1.5×105個/mm2以上であり、前記フェライト相の結晶粒内に析出したTiを含む炭化物の平均粒子径が10nm以下であり、固溶Ti量が質量%で0.03%以下である組織を有し、降伏強さが600MPa以上、疲労限度が350MPa以上、スリット加工後の板面内の曲がり量が4.5mm以下であることを特徴とする耐疲労性およびスリット加工後の形状凍結性に優れた高強度熱延鋼板。
記
(円相当直径)=(4×(粒状セメンタイトの長辺)×(粒状セメンタイトの短辺)/π) 1/2
・・・(1)
記
(円相当直径)=(4×(粒状セメンタイトの長辺)×(粒状セメンタイトの短辺)/π) 1/2
・・・(1)
まず、本発明熱延鋼板の組織の限定理由について説明する。
本発明の熱延鋼板は、フェライト相および粒状セメンタイトからなる組織を有する。また、本発明の熱延鋼板は、フェライト相および粒状セメンタイトを含み、残部がパーライトからなる組織としてもよい。
熱延鋼板の組織を、マルテンサイト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相を含む組織とするためには、熱延鋼板の製造工程において、オーステナイト単相域で熱間圧延を終了したのち冷却して巻取る際、巻取り温度を低く設定する必要がある。ここで、巻取り温度が低温化するにつれて、巻取り時に板幅方向端部と板幅方向中央部の温度差が増大する傾向にある。これは、巻取り温度を低温とするには、仕上げ圧延後の強制水冷(強制冷却)における冷却水の水量を増量させる必要があるが、水量を増量すると、冷却水の横流れによるエッジ冷却効果が大きくなるためである。そして、板幅方向端部と板幅方向中央部の間で大きな温度差が生じた熱延コイルを室温まで冷却すると、熱収縮量が板幅方向で大きくばらつき、熱延コイルに発生する残留応力が大きくなる。
また、本発明では、フェライト相の粒界上に粒状セメンタイトを析出させることにより、熱延鋼板の耐疲労性向上を図る。更に、本発明では、フェライト相の結晶粒内に微細な炭化物(Tiを含む炭化物)を析出させることにより、熱延鋼板の高強度化を図る。
フェライト相の面積率が85%を下回ると、フェライト以外の相が15%を超える。フェライト以外の相がベイナイト、マルテンサイトなどの低温変態相である場合には、前述のように、スリット加工後の板面内に発生する曲がり量が大きくなる。また、フェライト以外の相がパーライトである場合にはパーライト量が過大となり、特にフェライト三重点に生成するパーライトが粗大となる。粗大なパーライトは疲労亀裂の発生起点となるため、疲労強度が低下する。一方、フェライト相の面積率が97%を上回ると、フェライト相の粒界上に析出する粒状セメンタイトが不足し、熱延鋼板の耐疲労性が低下する。したがって、フェライト相の面積率は85%以上97%以下とする。好ましくは90%以上95%以下である。なお、本発明において、フェライト相の面積率が85%以上となる組織を得るには、主にC、SiおよびTiの含有量を調整したうえで、粗圧延および仕上げ圧延条件の最適化を図る必要がある。
一方、本発明において、熱延鋼板の組織をフェライト相、粒界セメンタイトおよびパーライトからなる組織とする場合には、フェライト相の面積率を85%以上95%以下とし、パーライトの面積率を7%以下とすることが好ましい。また、フェライト相の面積率を87%以上96%以下とし、パーライトの面積率を3%以下とすることがより好ましい。
本発明鋼で粒状セメンタイトが析出する場所は、主にフェライト相の粒界上である。フェライト相の粒界上に析出する粒状セメンタイトが微細であると、疲労時の亀裂伝播の進行を抑制する効果を発現する。一方、フェライト相の粒界上に析出する粒状セメンタイトの粒子径が大きくなると、疲労時に亀裂の起点となる応力集中部になり易くなるため、熱延鋼板の耐疲労性ならびに降伏強さが低下してしまう。したがって、フェライト相の粒界上に析出する粒状セメンタイトの平均粒子径を0.5μmとする。好ましくは0.3μm以下である。
(円相当直径)=(4×(粒状セメンタイトの長辺)×(粒状セメンタイトの短辺)/π)1/2 … (1)
上記の如く微細な粒状セメンタイトにより疲労時の亀裂伝播を抑制するためには、微細な粒状セメンタイトの析出量を十分に確保する必要がある。そこで、本発明では、フェライト相の粒界上に析出する粒状セメンタイトのうち粒子径が0.5μm以下である粒状セメンタイトの個数を1.5×105個/mm2以上とすることで、熱延鋼板の耐疲労性の向上を図る。好ましくは2.0×105個/mm2以上4.0×105個/mm2以下である。
本発明においては、Ti含む微細な炭化物によって熱延鋼板の高強度化を達成している。降伏強さ600MPa以上の高強度熱延鋼板を得るには、フェライト相の結晶粒内に析出する炭化物(Tiを含む炭化物)の平均粒子径を10nm以下とする必要がある。好ましくは、6nm以下である。本発明において、上記平均粒子径の下限は特に設けないが、実質的に得られる平均粒子径の下限は0.8nm程度である。
微細な炭化物を分散させることにより得られる粒子分散強化量は、炭化物の大きさだけでなくその析出量にも依存する。熱延鋼板に含まれるTiのうち、析出していないTi量、すなわち固溶Ti量が質量%で0.03%以下であれば、所望の熱延鋼板強度(降伏強さ:600MPa以上)が得られる。したがって、固溶Ti量は質量%で0.03%以下とする。好ましくは0.02%以下である。
Cは、Tiと結合して微細な炭化物を形成するため、熱延鋼板の高強度化に寄与する元素である。更に、Tiとの結合に関与しなかったCは、主に粒界に微細なセメンタイトとして析出し、熱延鋼板の耐疲労性を向上させる。熱延鋼板の降伏強さを600MPa以上にするとともに、所望のセメンタイトを析出させて耐疲労性の向上化を図るためには、C含有量を0.06%以上とする必要がある。好ましくは0.07%以上である。一方、C含有量が過剰に高くなると、フェライト粒界の三重点にパーライトが多く形成されるようになり、0.13%を超えると熱延鋼板の疲労強度低下が顕在化する。したがって、C含有量は0.13%以下とする。好ましくは0.12%以下である。
Siは、固溶強化元素であり、熱延鋼板の高強度化に有効な元素である。また、Siは、セメンタイトを微細化する効果があるため、熱延鋼板の耐疲労性を向上させるのに有効な元素でもある。所望の降伏強さと耐疲労性を備えた熱延鋼板を得るには、Si含有量を0.5%超とする必要がある。好ましくは0.6%以上であり、より好ましくは0.65%以上である。一方、Siは、鋼板表面に濃化し易く、鋼板表面にファイヤライト(Fe2SiO4)を形成する。このファイヤライトはノッチ状に形成されるため、Si含有量が過剰に高くなると、熱延鋼板の耐疲労性を低下させることとなる。このような問題を回避すべく、Si含有量は1.5%以下とする。好ましくは1.2%以下である。
Mnは、固溶強化元素であり、熱延鋼板の高強度化に有効な元素である。また、Mnは、Ar3点を下げる効果があり、フェライト相の結晶粒内にTiを含む微細炭化物を分散させるために必要な元素である。フェライト相の結晶粒内に析出する炭化物(Tiを含む炭化物)は、鋼素材をγ域に加熱して熱間圧延を施した後の冷却・巻取り工程でγ→α変態に伴い析出するが、Ar3点が高いと高温域でγ→α変態が生じる、すなわち高温域で炭化物が析出する結果、炭化物が粗大化してしまい、熱延鋼板の強度が低下する。ゆえに、フェライト相の結晶粒内に析出する炭化物(Tiを含む炭化物)を微細化するためには、Ar3点を低くすることが必要となる。
Pは、粒界に偏析して粒界割れの原因となる。また、Pは、熱延鋼板の加工性や溶接性を低下させるうえ、疲労時の亀裂感受性を高める有害な元素であるため、その含有量を極力低減することが好ましい。本発明では、0.03%までは許容できるため、P含有量を0.03%以下とする。好ましくは0.02%以下である。なお、P含有量は不純物レベルまで低減してもよい。
Sは、鋼中でMnSやTi4C2S2などの介在物として存在する。特にMnSは、熱延鋼板製造時、熱間圧延により伸展した形状となるため、疲労時の亀裂の起点となる。したがって、本発明ではS含有量を極力低減することが好ましく、0.006%以下とする。好ましくは0.003%以下である。なお、S含有量は不純物レベルまで低減してもよい。
Alは、硬質な酸化物を形成する。この硬質な酸化物は粗大であるため、応力集中部となり易く、熱延鋼板の耐疲労性を低下させる。そのため、本発明では、耐疲労性の低下を抑制する目的で、Al含有量を0.08%以下とする。好ましくは0.06%以下である。但し、Alは、脱酸元素としての効果があるため、その含有量を0.001%以上とすることが好ましい。
Nは、製鋼、連続鋳造の段階でTiと結合して粗大なTiNを形成する。この粗大なTiNは、熱延鋼板の高強度化に寄与しないため、強度低下や強度安定性の低下の原因となる。更に、TiNは粗大な介在物であるため、Alと同様、熱延鋼板の耐疲労性を低下させる。以上の理由により、本発明ではN含有量を抑制し、その上限を0.0080%とする。好ましくは0.0060%以下である。N含有量は、可能な限り低減することが望ましく、N含有量は0%としてもよい。
Tiは、Cと結合して微細な炭化物を形成し、熱延鋼板を高強度化させるのに有効な元素である。降伏強さ600MPa以上の熱延鋼板を得るためには、Ti含有量を0.09%以上とする必要がある。また、Tiはフェライト変態を促進させる元素であり、Ti含有量が0.09%を下回るとベイナイト相といった低温変態相が生成する。一方、Tiを過剰に添加した場合には、粗大なTi炭化物が析出し、セメンタイトとして析出するCが減じるため、熱延鋼板の耐疲労性が低下する。以上の理由により、Ti含有量は0.09%以上0.16%以下とする。好ましくは0.10%以上0.14%以下である。
ここで、(2)式において、[%C]、[%Ti]、[%N]、[%S]はそれぞれ、C、Ti、N、Sの含有量(質量%)である。
Vは、Tiと同様、Cと結合して微細炭化物として析出し、熱延鋼板の更なる高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るには、V含有量を0.001%以上とすることが好ましい。また、降伏強さが700MPa以上の熱延鋼板を得るためには、V含有量を0.01%以上とすることが好ましい。一方、本発明者らによる検討の結果、Vは炭化物の熱安定性を低下させる元素であることが判明した。炭化物の熱安定性が低下すると、熱延鋼板の強度安定性に悪影響を及ぼす場合がある。したがって、V含有量は0.10%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.08%以下である。
本発明は、上記した組成の鋼素材を加熱し、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延を施した後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とする。この際、前記加熱の加熱温度を1180℃以上1350℃以下とし、前記粗圧延で5回以上のひずみを与え、前記仕上げ圧延前の板厚を30mm以上とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延終了温度を820℃以上920℃以下とし、前記冷却を仕上げ圧延終了後3s以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を10℃/s以上120℃/s以下とし、前記冷却の停止温度および前記巻き取りの巻取り温度を580℃以上680℃以下とすることを特徴とする。
上記の如く得られた鋼素材に熱間圧延を施すが、本発明においては、熱間圧延に先立ち鋼素材を加熱して実質的に均質なオーステナイト単相とし、粗大な炭化物(Tiを含む炭化物)を溶解する必要がある。鋼素材の加熱温度が1180℃を下回ると、粗大な炭化物が溶解しないため、熱間圧延終了後の冷却・巻取り工程で微細分散する炭化物の量が減じることとなり、最終的に得られる熱延鋼板の強度が著しく低下する。一方、上記加熱温度が1350℃を上回ると、スケールが噛み込み、鋼板表面性状を悪化させる。
所望の組織、すなわちフェライト相の粒界に微細な粒状セメンタイトが析出した組織を有する熱延鋼板を得るためには、粗圧延で5回以上ひずみを与える必要がある。先述のとおり、本発明においては、熱間圧延に先立ち鋼素材を加熱して実質的に均質なオーステナイト単相組織とするが、鋼素材の加熱温度は1180℃以上と高温であるため、熱間圧延前の鋼素材はオーステナイトが著しく粗大化した状態となっている。ここで、フェライト相の粒界上に粒状セメンタイトが微細分散した組織を有する熱延鋼板とするには、熱間圧延終了時の鋼板組織を微細な加工オーステナイトとする必要がある。オーステナイト粒界やオーステナイト中の転位はフェライトの核生成サイトになる。ゆえに、熱間圧延終了時の鋼板組織が微細な加工オーステナイトであると、熱間圧延終了後の冷却・巻取り工程で微細結晶粒のフェライト相が得られる結果、粒状セメンタイトをフェライト相の粒界上に微細分散させることが可能となる。
本発明においては、フェライト相の粒界上に析出する粒状セメンタイトの微細化をより一層促進するに、仕上げ圧延で導入するひずみ量を一定量以上とする。例えば、熱延鋼板の板厚(仕上げ圧延終了時の板厚)を10mm以下とする場合には、仕上げ圧延開始前の板厚を30mm以上とすることが必要となる。このように板厚を規定すると、オーステナイトの粒界面積が増大し、粒状セメンタイトの微細化がより一層促進する。なお、熱延鋼板の板厚(仕上げ圧延終了時の板厚)を10mm以上20mm以下とする場合には、仕上げ圧延開始前の板厚を45mm以上とすることが望ましい。なお、板厚20mmを超える熱延鋼板は、本発明の対象としない。
仕上げ圧延終了温度が820℃を下回ると、オーステナイト粒内にTiを含む炭化物が析出するようになる。このように、Tiを含む炭化物がオーステナイト粒内で析出した場合、この炭化物が著しく粗大化してしまうため、熱延鋼板の強度および耐疲労性が低下する。一方、仕上げ圧延終了温度が920℃を超えると、加工オーステナイトが再結晶化して、オーステナイトに導入された転位が消滅してしまう。その結果、仕上げ圧延終了後にセメンタイトを微細分散させることができず、熱延鋼板の耐疲労性が低下する。したがって、仕上げ圧延終了温度を820℃以上920℃以下とする。好ましくは840℃以上910℃以下である。
仕上げ圧延終了後の鋼板を、高温状態に長時間保持すると、仕上げ圧延により調整した加工オーステナイトが再結晶化してしまい、粒状セメンタイトが微細分散した組織が得られなくなる。また、Tiを含む炭化物が高温で析出を開始するため、Tiを含む炭化物が粗大化して、析出強化量が低下する。そのため、熱延鋼板の耐疲労性向上を図る観点、および、強度確保の観点から、熱間圧延終了後速やかに強制冷却を開始する必要があり、仕上げ圧延終了後、少なくとも3秒以内に強制冷却を開始する。好ましくは1.5秒以内である。
上記のとおり、仕上げ圧延終了後の鋼板を高温状態に長時間保持することは好ましくない。そこで、本発明においては、所定の冷却速度で冷却することで、仕上げ圧延終了後の鋼板を速やかに冷却する。仕上げ圧延終了後の鋼板を冷却する際の平均冷却速度が10℃/sを下回ると、仕上げ圧延により調整した加工オーステナイトが再結晶化してしまい、粒状セメンタイトが微細分散した組織が得られなくなる。
冷却停止温度(強制冷却を停止する温度)および巻取り温度が580℃を下回ると、低温変態相が形成されるため、スリット加工後の形状凍結性に優れた熱延鋼板が得られない。一方、冷却停止温度および巻取り温度が680℃を上回ると、フェライト相の粒界上に析出する粒状セメンタイトやフェライト相の結晶粒内に析出する炭化物(Tiを含む炭化物)が粗大化するため、熱延鋼板の耐疲労性と強度が低下する。したがって、冷却停止温度および巻取り温度は580℃以上680℃以下とする。好ましくは600℃以上660℃以下である。
得られた熱延鋼板について組織観察を行い、フェライト相の面積率、フェライト相以外の組織の面積率、フェライト相の粒界上に析出した粒状セメンタイトの平均粒子径、フェライト相の粒界上に析出した粒状セメンタイトのうち粒子径が0.5μm以下である粒状セメンタイトの単位面積あたりの個数、フェライト相の結晶粒内に析出した炭化物(Tiを含む炭化物)の平均粒子径を求めた。
得られた熱延鋼板の、圧延方向に平行な断面の板厚中心部について、5%ナイタールによる腐食現出組織を走査型光学顕微鏡で1000倍に拡大して10視野分撮影した。フェライト相は粒内に腐食痕やセメンタイトが観察されない形態を有する組織である。また、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、アシキュラーフェライトおよびグラニュラーフェライトをフェライトとして面積率を求めた。フェライト相の面積率は、画像解析によりフェライト相とベイナイト相やパーライト等のフェライト相以外を分離し、観察視野に対するフェライト相の面積率によって求めた。セメンタイトとフェライト相とがラミナー構造を形成している領域は、パーライトとしてその面積率を求めた。線状の形態として観察される粒界はフェライト相の一部として計上した。
上記撮影写真を用い、フェライト相の粒界上に析出したセメンタイトの粒子径(前記(1)式で算出される円相当直径)を測定し、その平均を平均粒子径とした。セメンタイトの粒子径を測定するうえで、パーライトを構成するセメンタイトは測定対象外とした。フェライト相の粒界上に析出した粒状セメンタイトのうち粒子径が0.5μm以下である粒状セメンタイトの単位面積あたりの個数は、平均粒子径を測定したセメンタイトを対象に、0.5μm以下の粒子径を有するセメンタイトの個数を求め、この個数を測定視野面積で除することにより算出した。なお、粒子径が0.5μm以下である粒状セメンタイトには、長辺の長さが1.0μm以下であり且つ前記(1)式で計算される円相当直径が0.5μm以下であるセメンタイトも含まれる。また、1000倍の観察写真から観察可能なセメンタイトの粒子径下限は0.1μm程度である。
得られた熱延鋼板の板厚中央部から薄膜法によって薄膜サンプルを作製し、透過型電子顕微鏡(倍率:135000倍)の暗視野で観察し、観察される炭化物のうちTiを含む炭化物100点以上について粒子径(円相当直径)を測定し、これらの平均値を算出することによって求めた。炭化物の同定には、透過型電子顕微鏡に付帯するEDXを用い、炭化物にTiが含まれていることを確認した。この炭化物の平均粒子径を算出するうえで、粒子径が1.0μm以上の粗大なセメンタイトや窒化物は含まないものとした。
得られた熱延鋼板の表裏面について、板厚に対し1/4に相当する厚さを除去し、残りの板厚の中央となる位置からサンプルを採取し、以下の手法により抽出残渣分析を行い、固溶Ti量を求めた。
10%AA系電解液(10vol%アセチルアセトン−1mass%塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール)中で、サンプルの約0.2gを電流密度20mA/cm2で定電流電解し、電解液中の残渣を分離したのち、電解液中に含まれるTi量をICP発光分析装置により定量した。電解したサンプル重量と電解液に含まれるTi量から固溶Ti量(質量比)を求めた。
得られた熱延鋼板から、引張方向が圧延方向と垂直方向(C方向)となるJIS5号引張試験片を作製し、JIS Z 2241(2011)の規定に準拠した引張試験を行い、降伏強さ(YS)、引張強さ(TS)、全伸び(El)を求めた。降伏強さは、下降伏点または0.2%耐力とした。
得られた熱延鋼板から、試験片長手方向が圧延方向と垂直方向となるJIS1号試験片を作製し、JIS Z 2275(1978)に準拠した平面曲げ疲れ試験(片振り応力、周波数25Hz)を行い、繰り返し数107回までの疲労限度(疲れ強さ)を求めた。
得られた熱延鋼板(板幅:1220mmの熱延コイル)に対し、コイルの両端各10mmをトリムするとともに、長手方向にスリット加工(条取り)を施して3条のフープ(幅:400mm)とした。次いで、各フープにせん断加工を施して、フープ長手方向中央部から長さ5m×幅400mmの短冊状試料を切り出し、短冊状試料の板面内の曲がり量を測定した。図1に、短冊状試料の形状(短冊状試料の板面の法線と平行な方向から観察される短冊状試料形状の概略図)を示す。短冊状試料の板面内の曲がり量は、図1に示すように、短冊状試料の長手方向両端部(図1中のA点およびB点)を線分で結び、その線分と短冊状試料の長手方向中心部(図1中のC点)との距離(絶対値)を測定することにより求めた。そして、3条のフープから切り出した短冊状試料について測定された曲がり量の平均値を、フープ板面内の曲がり量とした。
Claims (4)
- 質量%で、
C :0.06%以上0.13%以下、 Si:0.5%超1.5%以下、
Mn:1.0%以上1.8%以下、 P :0.03%以下、
S :0.006%以下、 Al:0.08%以下、
N :0.0080%以下、 Ti:0.09%以上0.16%以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、フェライト相および粒状セメンタイト、或いは更にパーライトからなり、前記フェライト相の面積率が85%以上97%以下、前記粒状セメンタイトのうち前記フェライト相の粒界上に析出した粒状セメンタイトの下記式(1)で求められる円相当直径を粒子径として平均粒子径が0.5μm以下、前記粒界上に析出した粒状セメンタイトのうち前記粒子径が0.5μm以下である粒状セメンタイトの単位面積当たりの個数が1.5×105個/mm2以上であり、前記フェライト相の結晶粒内に析出したTiを含む炭化物の平均粒子径が10nm以下であり、固溶Ti量が質量%で0.03%以下である組織を有し、降伏強さが600MPa以上、疲労限度が350MPa以上、スリット加工後の板面内の曲がり量が4.5mm以下であることを特徴とする耐疲労性およびスリット加工後の形状凍結性に優れた高強度熱延鋼板。
記
(円相当直径)=(4×(粒状セメンタイトの長辺)×(粒状セメンタイトの短辺)/π) 1/2
・・・(1) - 前記組成に加えて更に、質量%でV:0.001%以上0.10%以下を含有することを特徴とする請求項1に記載の耐疲労性およびスリット加工後の形状凍結性に優れた高強度熱延鋼板。
- 鋼素材を加熱し、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延を施した後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、質量%で、
C :0.06%以上0.13%以下、 Si:0.5%超1.5%以下、
Mn:1.0%以上1.8%以下、 P :0.03%以下、
S :0.006%以下、 Al:0.08%以下、
N :0.0080%以下、 Ti:0.09%以上0.16%以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記加熱の加熱温度を1180℃以上1350℃以下とし、前記粗圧延で5回以上のひずみを与え、前記仕上げ圧延前の板厚を30mm以上とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延終了温度を820℃以上920℃以下とし、前記冷却を仕上げ圧延終了後3s以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を10℃/s以上120℃/s以下とし、前記冷却の停止温度および前記巻き取りの巻取り温度を580℃以上680℃以下とし、フェライト相および粒状セメンタイト、或いは更にパーライトからなり、前記フェライト相の面積率が85%以上97%以下、前記粒状セメンタイトのうち前記フェライト相の粒界上に析出した粒状セメンタイトの下記式(1)で求められる円相当直径を粒子径として平均粒子径が0.5μm以下、前記粒界上に析出した粒状セメンタイトのうち前記粒子径が0.5μm以下である粒状セメンタイトの単位面積当たりの個数が1.5×105個/mm2以上であり、前記フェライト相の結晶粒内に析出したTiを含む炭化物の平均粒子径が10nm以下であり、固溶Ti量が質量%で0.03%以下である組織を有し、降伏強さが600MPa以上、疲労限度が350MPa以上、スリット加工後の板面内の曲がり量が4.5mm以下である板厚10mm以下の熱延鋼板とすることを特徴とする耐疲労性およびスリット加工後の形状凍結性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
記
(円相当直径)=(4×(粒状セメンタイトの長辺)×(粒状セメンタイトの短辺)/π) 1/2
・・・(1) - 前記組成に加えて更に、質量%でV:0.001%以上0.10%以下を含有することを特徴とする請求項3に記載の耐疲労性およびスリット加工後の形状凍結性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
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