JP2016160474A - Hot rolled steel sheet and method for producing the same - Google Patents

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Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a hot rolled steel sheet excellent in low temperature toughness and bendability, and a method for producing the hot rolled steel sheet.SOLUTION: Provided is a hot rolled steel sheet containing C, Si, Mn and Al and having a sheet thickness TO of 6 to 25 mm. An average grain size GC of ferritic grains at the inside of the sheet thickness is 5 to 15 μm. The hot rolled steel sheet further has an ordinary fine-grained layer formed from the surface to the sheet thickness direction. The ordinary fine-grained layer includes a specified fine-grained layer. The ordinary fine-grained layer includes a specified fine-grained layer in which the average grain size of ferritic grains is 0.1 to 0.4 times the average grain size GC. Provided that the thickness of the specified fine-grained layer is defined as TFO and the thickness of extra-fine-grained layer in which the average grain size of the ferritic grains reaches below 0.01 time the average grain size GC is defined as TF1 in the fine-grained layer, the formula (1) to (3) are satisfied, and the average grain size of the ferritic grains in the specified fine-grained layer and the extra-fine-grained layer reaches 0.1 to 0.4 time the average grain size GC: 2≤(TF0+TF1)/T0×100≤12(1), 0<TF0/T0×100≤12(2) and 0≤TF1/T0×100≤2(3).SELECTED DRAWING: None

Description

本発明は、熱延鋼板に関する。   The present invention relates to a hot-rolled steel sheet.

近年の構造物は大型化の傾向にある。たとえば、建築物は高層化され、橋梁は大スパン化されている。これらの構造物は、地震及び台風等により崩壊しないよう、安全性が求められる。構造物の安全性を確保するために、これらの構造物に利用される鋼材には、低温靭性の向上が求められる。低温靭性が優れていれば、地震及び台風等による急激な振動により構造物に亀裂が発生するのを抑制でき、構造物の局所的な崩壊を防ぐことができる。   Recent structures tend to be larger. For example, buildings are taller and bridges are longer spans. These structures are required to be safe so as not to collapse due to earthquakes and typhoons. In order to ensure the safety of structures, steel materials used in these structures are required to have improved low temperature toughness. If the low temperature toughness is excellent, it is possible to suppress the occurrence of cracks in the structure due to abrupt vibration caused by an earthquake or a typhoon, and to prevent local collapse of the structure.

構造物には、鋼材として、角形鋼管（コラム）が多用される。近年の構造物の大型化に伴い、構造物に利用されるコラムの重量の低減や、構造物内の空間をより広く取ることが要求されている。これらの要求に応えるために、コラム用鋼板の薄手化が進められている。   In the structure, a square steel pipe (column) is frequently used as a steel material. With the recent increase in size of structures, it is required to reduce the weight of the columns used for the structures and to make more space in the structures. In order to meet these demands, thinner steel plates for columns are being promoted.

以上のとおり、コラム用鋼板には、薄手化が求められるとともに、優れた低温靭性が求められる。ところで、従来のコラムは、鋼板を溶接することにより、Ｌ字又はＵ字形状を成形して製造されていた。しかしながら、最近では、コラムは主として、薄手のコラム用鋼板を曲げ加工することにより成形される。したがって、薄手のコラム用鋼板には、優れた低温靭性だけでなく、優れた曲げ加工性も求められる。   As described above, steel sheets for columns are required to be thin and have excellent low temperature toughness. By the way, the conventional column was manufactured by shape | molding L shape or U shape by welding a steel plate. However, recently, columns are mainly formed by bending thin steel plates for columns. Therefore, thin steel plates for columns are required to have not only excellent low temperature toughness but also excellent bending workability.

コラム用鋼板の低温靭性を高める技術が、特開平１０−１７９８１号公報（特許文献１）、特開平４−１４１５１７号公報（特許文献２）及び特開２００８−２４００９７号公報（特許文献３）に開示されている。   Techniques for increasing the low temperature toughness of column steel sheets are disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-17981 (Patent Document 1), Japanese Patent Application Laid-Open No. 4-141517 (Patent Document 2) and Japanese Patent Application Laid-Open No. 2008-240097 (Patent Document 3). It is disclosed.

特許文献１に開示された鋼材では、鋼材の表面のうち、少なくとも２つの外表面に関して、表層から全厚みの１０〜３３％の範囲内の平均フェライト粒径が３μｍ以下であり、マルテンサイトの割合が１０〜６０％である。上記鋼材の製造方法は次のとおりである。熱間圧延前又は圧延途中に２〜４０℃／秒の冷却速度で鋼材をＡr3点以下に冷却する。Ａr3点以下で、復熱が完了するまでの間に、２０〜９０％の累積圧下率で仕上げ圧延を完了する。鋼材をＡr3点まで復熱した後、０．２〜２０℃／秒の冷却速度で鋼材を冷却し、フェライト変態させる。この製造方法では、５０ｍｍ程度の板厚を有する厚板の表層をＡr3点以下まで冷やす。そして、圧延後、鋼板の保持熱量による復熱を利用して、表層をオーステナイトに逆変態させて微細化する。 In the steel material disclosed in Patent Document 1, the average ferrite particle size within a range of 10 to 33% of the total thickness from the surface layer is 3 μm or less with respect to at least two outer surfaces of the steel material, and the ratio of martensite Is 10 to 60%. The manufacturing method of the said steel materials is as follows. Before or during hot rolling, the steel is cooled to an Ar 3 point or less at a cooling rate of 2 to 40 ° C./second. Below A r3 point and before recuperation is complete, completing the finish rolling at a cumulative reduction rate of 20% to 90%. After the steel material is reheated to the Ar 3 point, the steel material is cooled at a cooling rate of 0.2 to 20 ° C./second to cause ferrite transformation. In this manufacturing method, the surface layer of a thick plate having a thickness of about 50 mm is cooled to an Ar 3 point or less. Then, after rolling, the surface layer is reverse transformed to austenite and refined using recuperation due to the retained heat of the steel sheet.

特許文献２に開示された鋼材は、鋼材厚の２〜３３％に対応する上下表層部において、５μｍ以下の結晶粒径のフェライトを面積率で５０％以上含有し、脆性亀裂伝播停止特性及び低温靭性に優れる。上記鋼材の製造方法は次のとおりである。鋼材を熱間圧延して、鋼材厚の２〜３３％に対応する上下表層部の領域を、Ａr3点以上の温度から２℃／秒以上の冷却速度で冷却する。鋼材をＡr3点以下に冷却した後冷却を停止して、鋼材を復熱させる。冷却後の復熱が完了する迄の間に仕上げ圧延を実施する。 The steel material disclosed in Patent Document 2 contains 50% or more of ferrite having a crystal grain size of 5 μm or less in the upper and lower surface layer portions corresponding to 2 to 33% of the steel material thickness, brittle crack propagation stopping characteristics, and low temperature Excellent toughness. The manufacturing method of the said steel materials is as follows. The steel material is hot-rolled, and the upper and lower surface layer regions corresponding to 2 to 33% of the steel material thickness are cooled at a cooling rate of 2 ° C./second or more from a temperature of Ar 3 or higher. After cooling the steel material to an Ar 3 point or less, the cooling is stopped and the steel material is reheated. Finish rolling is performed until reheating after cooling is completed.

特許文献３に開示された鋼板の製造方法は次のとおりである。粗圧延後、仕上げ圧延前に、シートバーに対して、表層部を５０℃／秒以上の冷却速度でＡr3点以下の温度に達するまで急冷する（加速冷却）。加速冷却を停止後、表層部の温度を、逆変態が完了するＡc3点以上の温度まで復熱させ、その後、仕上圧延を実施する。以上の製造方法により製造された鋼板は、表面品質と延性亀裂伝播特性に優れる。 The manufacturing method of the steel plate disclosed in Patent Document 3 is as follows. After the rough rolling and before the finish rolling, the surface portion of the sheet bar is rapidly cooled at a cooling rate of 50 ° C./second or more until reaching a temperature of Ar 3 point or less (accelerated cooling). After stopping the accelerated cooling, the surface layer temperature is reheated to a temperature not lower than the Ac3 point at which the reverse transformation is completed, and then finish rolling is performed. The steel sheet manufactured by the above manufacturing method is excellent in surface quality and ductile crack propagation characteristics.

特開平１０−１７９８１号公報JP-A-10-17981 特開平０４−１４１５１７号公報Japanese Patent Laid-Open No. 04-141517 特開２００８−２４００９７号公報JP 2008-240097 A

上述のとおり、最近では、コラムは、溶接に代えて、６〜２５ｍｍの薄手のコラム用鋼板に対して曲げ加工を実施して製造される。特許文献１及び２では、表面から板厚の３３％の深さ位置までの表層領域を微細化して、低温靭性に優れた鋼板を製造する。６〜２５ｍｍの板厚のコラム用鋼板に特許文献１及び２の技術を適用した場合、鋼板の表面から３３％の深さ位置まで微細組織が形成される。この場合、微細組織が鋼板内部にまで形成されるため、曲げ加工性が低い。   As described above, recently, a column is manufactured by bending a 6 to 25 mm thin steel plate for a column instead of welding. In Patent Documents 1 and 2, a surface layer region from the surface to a depth position of 33% of the plate thickness is refined to produce a steel plate excellent in low temperature toughness. When the techniques of Patent Documents 1 and 2 are applied to a column steel plate having a thickness of 6 to 25 mm, a microstructure is formed from the surface of the steel plate to a depth position of 33%. In this case, since the fine structure is formed even inside the steel plate, the bending workability is low.

特許文献３では、圧延後の表層部の温度をＡc3点に至るまで復熱し、その後、オーステナイト単相域で鋼材を圧延する。特許文献３の鋼材はＴｉを含有する。そのため、フェライト変態、及び、復熱時のオーステナイト逆変態は、Ｔｉのソリュートドラッグ効果により遅延する。その結果、変態時間が長くなり、板厚内部で粒成長が起り、低温靭性が低下する。 In Patent Document 3, the temperature of the surface layer portion after rolling is reheated to reach Ac3 point, and then the steel material is rolled in the austenite single phase region. The steel material of patent document 3 contains Ti. Therefore, the ferrite transformation and the austenite reverse transformation during recuperation are delayed by the Ti drag drag effect. As a result, the transformation time becomes long, grain growth occurs inside the plate thickness, and the low temperature toughness decreases.

本発明の目的は、低温靭性及び曲げ性に優れた熱延鋼板及び熱延鋼板の製造方法を提供することである。   The objective of this invention is providing the manufacturing method of the hot-rolled steel plate excellent in low-temperature toughness and bendability, and a hot-rolled steel plate.

本発明による熱延鋼板は、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜１．０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．００３０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｍｏ：０〜０．５％、及び、Ｃｒ：０〜１．０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成と、面積分率で７０％以上のフェライトと、パーライトからなる組織とを備え、６〜２５ｍｍの板厚Ｔ０を有する。板厚内部のフェライト粒の平均粒径ＧＣは５〜１５μｍである。熱延鋼板はさらに、表面から板厚方向に形成され、フェライト粒の平均粒径が平均粒径ＧＣの１．０倍未満である細粒層を含む。細粒層は、フェライト粒の平均粒径が平均粒径ＧＣの０．１〜０．４倍である特定細粒層を含む。特定細粒層の厚さをＴＦ０とし、細粒層のうちフェライト粒の平均粒径が平均粒径ＧＣの０．１倍未満である極細粒層の厚さをＴＦ１とした場合、式（１）〜式（３）を満たす。特定細粒層と極細粒層のフェライト粒の平均粒径は、平均粒径ＧＣの０．１〜０．４倍である。
２≦（ＴＦ０＋ＴＦ１）／Ｔ０×１００≦１２ （１）
０＜ＴＦ０／Ｔ０×１００≦１２ （２）
０≦ＴＦ１／Ｔ０×１００≦２ （３） The hot-rolled steel sheet according to the present invention has C: 0.01 to 0.20%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.5 to 2.5%, P: 0.1% or less, S : 0.01% or less, Al: 0.005 to 1.0%, N: 0.01% or less, Nb: 0 to 0.10%, B: 0 to 0.0030%, Ca: 0 to 0.0. 0050%, Mo: 0 to 0.5%, and Cr: 0 to 1.0%, the chemical composition consisting of Fe and impurities as the balance, ferrite with an area fraction of 70% or more, and pearlite And has a thickness T0 of 6 to 25 mm. The average grain size GC of the ferrite grains inside the plate thickness is 5 to 15 μm. The hot-rolled steel sheet further includes a fine grain layer formed in the thickness direction from the surface and having an average grain size of ferrite grains of less than 1.0 times the average grain size GC. The fine particle layer includes a specific fine particle layer in which the average particle size of the ferrite particles is 0.1 to 0.4 times the average particle size GC. When the thickness of the specific fine particle layer is TF0 and the thickness of the ultrafine particle layer in which the average particle size of the ferrite particles is less than 0.1 times the average particle size GC of the fine particle layer is TF1, the formula (1 ) To Equation (3) are satisfied. The average particle size of the ferrite particles of the specific fine layer and the ultrafine particle layer is 0.1 to 0.4 times the average particle size GC.
2 ≦ (TF0 + TF1) / T0 × 100 ≦ 12 (1)
0 <TF0 / T0 × 100 ≦ 12 (2)
0 ≦ TF1 / T0 × 100 ≦ 2 (3)

本発明による熱延鋼板は、低温靭性及び曲げ性に優れる。   The hot rolled steel sheet according to the present invention is excellent in low temperature toughness and bendability.

図１は、熱延鋼板の表層の細粒層（特定細粒層及び極細粒層）のフェライト粒の平均粒径の測定方法を説明するための模式図である。FIG. 1 is a schematic diagram for explaining a method for measuring the average grain size of ferrite grains in the fine layer (specific fine layer and ultrafine layer) on the surface layer of a hot-rolled steel sheet.

本発明者らは、６〜２５ｍｍの板厚を有する薄手の熱延鋼板の低温靭性及び曲げ性について、調査及び検討を行い、次の知見を得た。   The present inventors investigated and examined the low temperature toughness and bendability of a thin hot-rolled steel sheet having a thickness of 6 to 25 mm, and obtained the following knowledge.

（１）薄手の鋼板では、熱間圧延中の保持熱量が小さい。したがって、鋼板の表面を冷却しすぎれば、鋼板が冷えすぎて復熱しない。この場合、鋼板内部も硬質化して、曲げ性が低くなる。   (1) A thin steel plate has a small holding heat amount during hot rolling. Therefore, if the surface of the steel plate is cooled too much, the steel plate will be too cold to reheat. In this case, the inside of the steel plate is hardened and the bendability is lowered.

（２）薄手の鋼板に対して、板厚内部のフェライト粒の平均粒径ＧＣを５〜１５μｍにする。さらに、鋼板の表層を細粒化して細粒層を形成し、細粒層のフェライト粒を、その他の鋼板部分（板厚内部）のフェライト粒よりも細粒にする。ここで、細粒層とは、フェライト粒の平均粒径が板厚内部の平均粒径ＧＣの１．０倍未満の領域を意味する。細粒層の具体的な定義は後述する。細粒層は、フェライト粒の平均粒径が平均粒径ＧＣの０．１〜０．４倍となる領域の特定細粒層を含む。細粒層はさらに、フェライト粒の平均粒径が平均粒径ＧＣの０．１倍未満となる領域の極細粒層を含んでもよい。板厚内部のフェライト粒の平均粒径ＧＣが５〜１５μｍであり、さらに、特定細粒層の厚さＴＦ０及び極細粒層の厚さＴＦ１の合計が所定の厚さの範囲内であれば、優れた低温靭性及び曲げ性が得られる。しかしながら、極細粒層の厚さＴＦ１が厚すぎれば、曲げ性が低下する。   (2) For a thin steel plate, the average grain size GC of ferrite grains inside the plate thickness is set to 5 to 15 μm. Further, the surface layer of the steel sheet is refined to form a fine grain layer, and the ferrite grains of the fine grain layer are made finer than the ferrite grains of other steel plate portions (inside the plate thickness). Here, the fine grain layer means a region where the average grain size of ferrite grains is less than 1.0 times the average grain size GC inside the plate thickness. A specific definition of the fine grain layer will be described later. The fine-grained layer includes a specific fine-grained layer in a region where the average grain size of ferrite grains is 0.1 to 0.4 times the average grain size GC. The fine-grained layer may further include an ultrafine-grained layer in a region where the average grain size of the ferrite grains is less than 0.1 times the average grain size GC. If the average grain size GC of the ferrite grains inside the plate thickness is 5 to 15 μm, and the sum of the thickness TF0 of the specific fine grain layer and the thickness TF1 of the extra fine grain layer is within a predetermined thickness range, Excellent low temperature toughness and bendability are obtained. However, if the thickness TF1 of the ultrafine particle layer is too thick, the bendability is lowered.

熱延鋼板の板厚をＴ０と定義する。板厚Ｔ０と、特定細粒層の厚さＴＦ０と、極細粒層の厚さＴＦ１とが、式（１）〜式（３）を満たし、特定細粒層及び極細粒層のフェライト粒の平均粒径が平均粒径ＧＣの０．１〜０．４倍であれば、熱延鋼板は優れた低温靭性及び曲げ性を有する。
２≦（ＴＦ０＋ＴＦ１）／Ｔ０×１００≦１２ （１）
０＜ＴＦ０／Ｔ０×１００≦１２ （２）
０≦ＴＦ１／Ｔ０×１００≦２ （３）
つまり、板厚Ｔ０に対する特定細粒層の厚さＴＦ０及び極細粒層の厚さＴＦ１の合計の比（％）が２〜１２％であり（式（１））、板厚Ｔ０に対する厚さＴＦ０の比が０超〜１２％であり（式（２））、かつ、板厚Ｔ０に対する極細粒層の厚さＴＦ１の比（％）が０〜２％であって（式（３））、さらに、特定細粒層及び極細粒層のフェライト粒の平均粒径が平均粒径ＧＣの０．１〜０．４倍であれば、優れた低温靭性及び曲げ性が得られる。 The thickness of the hot-rolled steel sheet is defined as T0. The plate thickness T0, the thickness TF0 of the specific fine-grained layer, and the thickness TF1 of the ultrafine-grained layer satisfy the expressions (1) to (3), and the average of the ferrite grains of the specific fine-grained layer and the ultrafine-grained layer If the particle size is 0.1 to 0.4 times the average particle size GC, the hot-rolled steel sheet has excellent low temperature toughness and bendability.
2 ≦ (TF0 + TF1) / T0 × 100 ≦ 12 (1)
0 <TF0 / T0 × 100 ≦ 12 (2)
0 ≦ TF1 / T0 × 100 ≦ 2 (3)
That is, the ratio (%) of the total thickness TF0 of the specific fine particle layer and the thickness TF1 of the ultrafine particle layer to the plate thickness T0 is 2 to 12% (equation (1)), and the thickness TF0 with respect to the plate thickness T0. Is a ratio of more than 0 to 12% (formula (2)), and the ratio (%) of the thickness TF1 of the ultrafine-grained layer to the plate thickness T0 is 0 to 2% (formula (3)), Furthermore, if the average particle size of the ferrite particles of the specific fine layer and the ultrafine particle layer is 0.1 to 0.4 times the average particle size GC, excellent low temperature toughness and bendability can be obtained.

（３）上述の組織を有する薄手の熱延鋼板を製造するために、鋼板をＡr3点以下で仕上げ圧延を実施した後、鋼材の表層のみを速い冷却速度で短時間急冷する。たとえば、仕上げ圧延装置（フィニッシャー）の最終スタンドと、最終スタンドの１つ前のスタンド（以下、前段スタンドという）との間に冷却装置を設置して、前段スタンドを出た鋼板表面を、５０℃／秒以上でＡr3点以下になるまで冷却する（第１冷却工程）。このような速い冷却速度でフェライト域温度まで冷却すれば、鋼板の板厚方向の温度分布が大きくなる。さらに、変態時の冷却速度が速いため、冷却後に表層に形成されるフェライト粒が細粒となる。さらに、速い冷却速度での冷却により、鋼板の保持熱量が失われず、仕上げ圧延後の鋼板の表層がＡc3点以上に復熱する。復熱により鋼板表面の温度がＡc3点に到達した後、２．５秒以内に再び急冷する（第２冷却工程）。これにより、表層のみがいったん逆変態し、微細化される。その結果、特定細粒層の厚さＴＦ０及び極細粒層の厚さＴＦ１との合計を板厚Ｔ０の２〜１２％とすることができ、さらに、極細粒層の厚さＴＦ１を板厚Ｔ０の０〜２％に抑えることができる。さらに、板厚内部のフェライト粒の平均粒径を５〜１５μｍとすることができ、特定細粒層及び極細粒層のフェライト粒の平均粒径を平均粒径ＧＣの０．１〜０．４倍にすることができる。なお、上記製造方法により、特定細粒層の厚さＴＦ０及び極細粒層の厚さＴＦ１の合計を板厚Ｔ０の１２％以下に抑えることができるため、熱延鋼板の表面品位も維持される。 (3) In order to manufacture a thin hot-rolled steel sheet having the above-described structure, the steel sheet is subjected to finish rolling at an Ar3 point or less, and then only the surface layer of the steel material is rapidly cooled at a high cooling rate for a short time. For example, a cooling device is installed between the final stand of the finish rolling device (finisher) and the stand immediately preceding the final stand (hereinafter referred to as the pre-stage stand), and the surface of the steel plate from the pre-stage stand is placed at 50 ° C. / Second until cooling to Ar 3 point or less (first cooling step). When cooling to the ferrite region temperature at such a fast cooling rate, the temperature distribution in the plate thickness direction of the steel plate becomes large. Furthermore, since the cooling rate at the time of transformation is high, the ferrite grains formed on the surface layer after cooling become fine. Furthermore, by the cooling at a high cooling rate, the retained heat amount of the steel sheet is not lost, and the surface layer of the steel sheet after finish rolling is reheated to the Ac3 point or higher. After the temperature of the steel sheet surface reaches the Ac3 point by recuperation, it is rapidly cooled again within 2.5 seconds (second cooling step). As a result, only the surface layer is once reverse transformed and refined. As a result, the total of the thickness TF0 of the specific fine-grained layer and the thickness TF1 of the ultrafine-grained layer can be made 2 to 12% of the plate thickness T0, and the thickness TF1 of the ultrafine-grained layer is further changed to the plate thickness T0. Of 0 to 2%. Furthermore, the average particle diameter of the ferrite grains in the plate thickness can be 5 to 15 μm, and the average grain diameter of the ferrite grains of the specific fine layer and the ultrafine grain layer is 0.1 to 0.4 of the average grain size GC. Can be doubled. In addition, since the total of the thickness TF0 of the specific fine particle layer and the thickness TF1 of the ultrafine particle layer can be suppressed to 12% or less of the plate thickness T0 by the above manufacturing method, the surface quality of the hot-rolled steel plate is also maintained. .

（４）鋼材の表層を短時間急冷した後（第１冷却工程後）、復熱中であって表面温度がＡc3点以下の鋼板に対して、２０％以下の圧下率でさらに仕上げ圧延を実施してもよい。この場合、Ａc3点以下の鋼板の表層に多くのひずみが導入されるため、特定細粒層がさらに形成されやすい。 (4) After rapidly cooling the steel surface layer for a short time (after the first cooling step), finish rolling is further performed at a reduction rate of 20% or less on a steel plate that is undergoing recuperation and has a surface temperature of Ac3 or lower. May be. In this case, since a lot of strain is introduced into the surface layer of the steel sheet having an A c3 point or less, the specific fine grain layer is more easily formed.

以上の知見に基づいて完成した本実施形態による熱延鋼板は、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜１．０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．００３０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｍｏ：０〜０．５％、及び、Ｃｒ：０〜１．０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成と、面積分率で７０％以上のフェライトと、パーライトからなる組織とを備え、６〜２５ｍｍの板厚Ｔ０を有する。板厚内部のフェライト粒の平均粒径ＧＣは５〜１５μｍである。熱延鋼板はさらに、表面から板厚方向に形成され、フェライト粒の平均粒径が平均粒径ＧＣの１．０倍未満である細粒層を含む。細粒層は、フェライト粒の平均粒径が平均粒径ＧＣの０．１〜０．４倍である特定細粒層を含む。特定細粒層の厚さをＴＦ０とし、細粒層のうちフェライト粒の平均粒径が平均粒径ＧＣの０．１倍未満である極細粒層の厚さをＴＦ１とした場合、式（１）〜式（３）を満たす。特定細粒層及び極細粒層のフェライト粒の平均粒径は、平均粒径ＧＣの０．１〜０．４倍である。
２≦（ＴＦ０＋ＴＦ１）／Ｔ０×１００≦１２ （１）
０＜ＴＦ０／Ｔ０×１００≦１２ （２）
０≦ＴＦ１／Ｔ０×１００≦２ （３） The hot-rolled steel sheet according to the present embodiment completed based on the above knowledge is C: 0.01 to 0.20%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.5 to 2.5%, P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.005-1.0%, N: 0.01% or less, Nb: 0-0.10%, B: 0-0. 0030%, Ca: 0 to 0.0050%, Mo: 0 to 0.5%, and Cr: 0 to 1.0%, with the chemical composition consisting of Fe and impurities as the balance, and area fraction It has 70% or more of ferrite and a structure made of pearlite, and has a plate thickness T0 of 6 to 25 mm. The average grain size GC of the ferrite grains inside the plate thickness is 5 to 15 μm. The hot-rolled steel sheet further includes a fine grain layer formed in the thickness direction from the surface and having an average grain size of ferrite grains of less than 1.0 times the average grain size GC. The fine particle layer includes a specific fine particle layer in which the average particle size of the ferrite particles is 0.1 to 0.4 times the average particle size GC. When the thickness of the specific fine particle layer is TF0 and the thickness of the ultrafine particle layer in which the average particle size of the ferrite particles is less than 0.1 times the average particle size GC of the fine particle layer is TF1, the formula (1 ) To Equation (3) are satisfied. The average particle size of the ferrite particles of the specific fine layer and the ultrafine particle layer is 0.1 to 0.4 times the average particle size GC.
2 ≦ (TF0 + TF1) / T0 × 100 ≦ 12 (1)
0 <TF0 / T0 × 100 ≦ 12 (2)
0 ≦ TF1 / T0 × 100 ≦ 2 (3)

上記熱延鋼板の化学組成は、Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｏ：０．０２〜０．５％、及び、Ｃｒ：０．０２〜１．０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。   The chemical composition of the hot-rolled steel sheet is Nb: 0.001-0.10%, B: 0.0005-0.0030%, Ca: 0.0005-0.0050%, Mo: 0.02-0. You may contain 1 type, or 2 or more types selected from the group which consists of 5% and Cr: 0.02-1.0%.

本実施形態による熱延鋼板の製造方法は、上述の化学組成を有するスラブを１１００〜１３５０℃に加熱する工程と、加熱されたスラブに対して、Ａr3点以上で仕上げ圧延を実施して鋼板を製造する工程と、仕上げ圧延後の鋼板を５０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、鋼板の表面温度をＡr3〜Ａr3−２００℃にする第１冷却工程と、第１冷却工程後、鋼板を復熱させて鋼板の表面温度をＡc3点以上にする復熱工程と、鋼板の表面温度がＡc3点に到達してから２．５秒以内に、鋼板を３０℃／秒以上の冷却速度で冷却して鋼板の表面温度を７００〜４５０℃にする第２冷却工程と、第２冷却工程後、鋼板を巻取る工程とを含む。 Method of manufacturing a hot rolled steel sheet according to the present embodiment, heating the slab having the chemical composition described above to 1100 to 1350 ° C., the heating slabs, implemented the finish rolling at A r3 point than steel , A first cooling step in which the steel sheet after finish rolling is cooled at a cooling rate of 50 ° C./second or more to bring the surface temperature of the steel plate to Ar 3 to Ar 3 -200 ° C., and after the first cooling step , Reheating the steel plate to bring the surface temperature of the steel plate to the A c3 point or higher, and within 2.5 seconds after the surface temperature of the steel plate reaches the A c3 point, the steel plate is brought to 30 ° C./second or higher. A second cooling step in which the steel plate is cooled at a cooling rate of 700 to 450 ° C. and a step of winding the steel plate after the second cooling step.

この場合、上述の組織を有する熱延鋼板を製造できる。   In this case, a hot-rolled steel sheet having the above-described structure can be manufactured.

好ましくは、上記製造方法は、復熱工程中であって表面温度がＡｃ３点以下の鋼板に対して２０％以下（０％を含まない）の圧下率で仕上げ圧延をさらに実施する工程を含む。 Preferably, the manufacturing method includes a step of further performing finish rolling at a reduction rate of 20% or less (not including 0%) on a steel sheet having a surface temperature of Ac3 or lower during the recuperation step. .

この場合、製造された熱延鋼板の表層中のフェライト粒がさらに微細になりやすい。   In this case, the ferrite grains in the surface layer of the manufactured hot-rolled steel sheet are likely to become finer.

以下、本実施形態の熱延鋼板について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。   Hereinafter, the hot-rolled steel sheet of this embodiment will be described in detail. “%” Regarding an element means mass% unless otherwise specified.

［化学組成］
本実施形態の熱延鋼板の化学組成は、次の元素を含有する。 [Chemical composition]
The chemical composition of the hot-rolled steel sheet of this embodiment contains the following elements.

Ｃ：０．０１〜０．２０％
炭素（Ｃ）は鋼の強度を高める。Ｃ含有量は低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０１〜０．２０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．０６％である。Ｃ含有量の好ましい上限は。０．１６％であり、さらに好ましくは０．１２％である。 C: 0.01 to 0.20%
Carbon (C) increases the strength of the steel. If the C content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the C content is too high, the low temperature toughness of the steel decreases. Therefore, the C content is 0.01 to 0.20%. The minimum with preferable C content is 0.04%, More preferably, it is 0.06%. The upper limit with preferable C content. It is 0.16%, More preferably, it is 0.12%.

Ｓｉ：０．０１〜１．０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、フェライトに固溶して鋼の強度を高める。Ｓｉ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１〜１．０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．１％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．９％であり、さらに好ましくは０．５％である。 Si: 0.01 to 1.0%
Silicon (Si) deoxidizes steel. Si further dissolves in ferrite to increase the strength of the steel. If the Si content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Si content is too high, the low temperature toughness of the steel decreases. Therefore, the Si content is 0.01 to 1.0%. The minimum with preferable Si content is 0.03%, More preferably, it is 0.1%. The upper limit with preferable Si content is 0.9%, More preferably, it is 0.5%.

Ｍｎ：０．５〜２．５％
マンガン（Ｍｎ）は、フェライトに固溶して鋼の強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、スラブの割れ感受性が高まり、割れが発生しやすくなる。したがって、Ｍｎ含有量は、０．５〜２．５％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．６％であり、さらに好ましくは０．８％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．０％であり、さらに好ましくは１．８％である。 Mn: 0.5 to 2.5%
Manganese (Mn) is dissolved in ferrite to increase the strength of the steel. If the Mn content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content is too high, the cracking sensitivity of the slab increases and cracking is likely to occur. Therefore, the Mn content is 0.5 to 2.5%. The minimum with preferable Mn content is 0.6%, More preferably, it is 0.8%. The upper limit with preferable Mn content is 2.0%, More preferably, it is 1.8%.

Ｐ：０．１％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼の加工性及び溶接性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．１％以下である。低温靭性及び曲げ性をさらに高める場合、好ましいＰ含有量は０．０２％以下である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。 P: 0.1% or less Phosphorus (P) is an impurity. P decreases the workability and weldability of steel. Therefore, the P content is 0.1% or less. When further increasing the low temperature toughness and bendability, the P content is preferably 0.02% or less. The P content is preferably as low as possible.

Ｓ：０．０１％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。ＳはＭｎＳ等の粗大な介在物を生成し、鋼の成形性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下である。低温靭性及び曲げ性をさらに高める場合、好ましいＳ含有量は０．００５％以下である。 S: 0.01% or less Sulfur (S) is an impurity. S produces coarse inclusions such as MnS and lowers the formability of the steel. Therefore, the S content is 0.01% or less. When further increasing the low temperature toughness and bendability, the preferable S content is 0.005% or less.

Ａｌ：０．００５〜１．０％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、Ａ3変態点が高くなり、本実施形態のコラム用熱延鋼板に必要な圧延温度が確保しにくくなる。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜１．０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．６％であり、さらに好ましくは０．３％である。本実施形態でいうＡｌ含有量とは、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）を意味する。 Al: 0.005 to 1.0%
Aluminum (Al) deoxidizes steel. If the Al content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Al content is too high, the higher the A 3 transformation point, the rolling temperature is difficult to secure necessary hot-rolled steel sheet for a column of the present embodiment. Therefore, the Al content is 0.005 to 1.0%. The minimum with preferable Al content is 0.02%, More preferably, it is 0.03%. The upper limit with preferable Al content is 0.6%, More preferably, it is 0.3%. The Al content referred to in this embodiment means acid-soluble Al (sol. Al).

Ｎ：０．０１％以下
窒素（Ｎ）は不純物である。Ｎは鋼に固溶して、鋼の延性及び低温靭性を低下する。したがって、Ｎ含有量は、製造工程への負荷が許容できる範囲で、０．０１％以下である。好ましいＮ含有量は０．００６％以下である。Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。 N: 0.01% or less Nitrogen (N) is an impurity. N dissolves in the steel and lowers the ductility and low temperature toughness of the steel. Therefore, the N content is 0.01% or less as long as the load on the manufacturing process is acceptable. A preferable N content is 0.006% or less. The N content is preferably as low as possible.

本実施形態による熱延鋼板の化学組成の残部はＦｅ及び不純物からなる。本明細書において、不純物とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は、製造環境などから混入するものを意味する。   The balance of the chemical composition of the hot rolled steel sheet according to the present embodiment is composed of Fe and impurities. In this specification, an impurity means the thing mixed from the ore as a raw material, a scrap, or a manufacturing environment, etc., when manufacturing steel materials industrially.

本実施形態による熱延鋼板の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｏ、及び、Ｃｒからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。   The chemical composition of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may further include one or more selected from the group consisting of Nb, B, Ca, Mo, and Cr instead of a part of Fe. Good.

Ｎｂ：０〜０．１０％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｂは結晶粒を微細化する。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎればフェライト変態が遅延し、表層の逆変態を活用できない。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．１０％である上記効果をより有効に得るためのＮｂ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０５％である。 Nb: 0 to 0.10%
Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained. When contained, Nb refines crystal grains. However, if the Nb content is too high, the ferrite transformation is delayed and the reverse transformation of the surface layer cannot be utilized. Therefore, the preferable lower limit of the Nb content for more effectively obtaining the above effect of Nb content of 0 to 0.10% is 0.001%, and more preferably 0.005%. The upper limit with preferable Nb content is 0.05%.

Ｂ：０〜０．００３０％
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂは粒界の強度を高め、鋼の低温靭性を高める。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、その効果が飽和する。したがって、Ｂ含有量は０〜０．００３０％である。上記効果をより有効に得るためのＢ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００８％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００２０％である。 B: 0 to 0.0030%
Boron (B) is an optional element and may not be contained. When contained, B increases the strength of the grain boundary and increases the low temperature toughness of the steel. However, if the B content is too high, the effect is saturated. Therefore, the B content is 0 to 0.0030%. A preferable lower limit of the B content for more effectively obtaining the above effect is 0.0005%, and more preferably 0.0008%. The upper limit with preferable B content is 0.0020%.

Ｃａ：０〜０．００５０％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは溶鋼中に微細な酸化物を生成し、結晶粒を微細化する。Ｃａはさらに、鋼中のＳと結合して球形のＣａＳを生成し、ＭｎＳ等の延伸介在物の生成を抑制する。延伸介在物の生成が抑制されれば、鋼の曲げ性が高まる。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．００５０％である。上記効果をより有効に得るためのＣａ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４５％である。 Ca: 0 to 0.0050%
Calcium (Ca) is an optional element and may not be contained. When contained, Ca produces fine oxides in the molten steel and refines the crystal grains. Further, Ca combines with S in steel to generate spherical CaS, and suppresses the generation of stretched inclusions such as MnS. If the production | generation of an extending | stretching inclusion is suppressed, the bendability of steel will increase. Therefore, the Ca content is 0 to 0.0050%. The minimum with preferable Ca content for acquiring the said effect more effectively is 0.0005%, More preferably, it is 0.0010%. The upper limit with preferable Ca content is 0.0045%.

Ｍｏ：０〜０．５％
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは粒成長を抑制して結晶粒を微細化する。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、スラブの割れ感受性が高まる。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．５％である。上記効果をより有効に得るためのＭｏ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．４％である。 Mo: 0 to 0.5%
Molybdenum (Mo) is an optional element and may not be contained. When contained, Mo suppresses grain growth and refines crystal grains. However, if the Mo content is too high, the cracking sensitivity of the slab increases. Therefore, the Mo content is 0 to 0.5%. The minimum with preferable Mo content for acquiring the said effect more effectively is 0.02%, More preferably, it is 0.05%. The upper limit with preferable Mo content is 0.4%.

Ｃｒ：０〜１．０％
クロム（Ｃｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｒはパーライト変態を抑制し、表層の逆変態の製造範囲を拡げる。しかしながら、Ｃｒ含有量が高すぎれば、延性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０〜１．０％である。上記効果をより有効に得るためのＣｒ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０４％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．８％である。 Cr: 0 to 1.0%
Chromium (Cr) is an optional element and may not be contained. When contained, Cr suppresses pearlite transformation and expands the production range of surface reverse transformation. However, if the Cr content is too high, ductility decreases. Therefore, the Cr content is 0 to 1.0%. The minimum with preferable Cr content for acquiring the said effect more effectively is 0.02%, More preferably, it is 0.04%. The upper limit with preferable Cr content is 0.8%.

［ミクロ組織］
本実施形態による熱延鋼板の組織は、面積分率で７０％以上のフェライトと、パーライトとからなる。以降の説明では、組織中のフェライトの面積分率を「フェライト分率」と称し、パーライトの面積分率を「パーライト分率」と称する。フェライト分率が７０％未満であれば、鋼の曲げ性が低下する。フェライト分率が７０％以上であれば、優れた曲げ性が得られる。 [Microstructure]
The structure of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is composed of 70% or more of ferrite by area fraction and pearlite. In the following description, the area fraction of ferrite in the structure is referred to as “ferrite fraction”, and the area fraction of pearlite is referred to as “pearlite fraction”. If the ferrite fraction is less than 70%, the bendability of the steel decreases. If the ferrite fraction is 70% or more, excellent bendability can be obtained.

ミクロ組織観察及びフェライト分率は次の方法で測定される。熱延鋼板の板厚をＴ０（ｍｍ）と定義する。熱延鋼板の表面からＴ０／４深さ部分をナイタールでエッチングする。エッチングされた部分の任意の４視野（各視野は４００μｍ×４００μｍ）で、ミクロ組織観察を実施する。エッチングにより、フェライト、パーライト等の組織を識別できる。各視野のフェライト分率を求め、その平均をフェライト分率（％）と定義する。   Microstructure observation and ferrite fraction are measured by the following method. The thickness of the hot-rolled steel sheet is defined as T0 (mm). The T0 / 4 depth part is etched with nital from the surface of the hot-rolled steel sheet. Microstructure observation is performed in an arbitrary four fields (each field is 400 μm × 400 μm) of the etched portion. By etching, the structure of ferrite, pearlite, etc. can be identified. The ferrite fraction of each visual field is obtained, and the average is defined as the ferrite fraction (%).

［板厚Ｔ０］
本実施形態による熱延鋼板は、曲げ加工により成形されるコラムに特に好適に用いられる。そのため、本実施形態で対象とする熱延鋼板の板厚Ｔ０は、６〜２５ｍｍである。板厚Ｔ０が６ｍｍ未満である場合、後述の第１冷却工程後の復熱能力が低いため、表層が微細化されない。一方、板厚Ｔ０が２５ｍｍを超えれば、曲げ加工の対象とならない。さらに、板厚Ｔ０が２５ｍｍを超える場合、仕上げ圧延でのスタンド間の冷却において、熱延鋼板の表面から板厚Ｔ０の１２％深さまでの領域（表層）をＡr3点以下まで冷却するのが熱伝導の観点から困難である。そのため、生産性が低下する。したがって、本実施形態の熱延鋼板の板厚Ｔ０は６〜２５ｍｍである。 [Thickness T0]
The hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is particularly preferably used for a column formed by bending. Therefore, the plate thickness T0 of the hot-rolled steel plate targeted in this embodiment is 6 to 25 mm. When the plate thickness T0 is less than 6 mm, the surface layer is not refined because the recuperation capacity after the first cooling step described later is low. On the other hand, if the plate thickness T0 exceeds 25 mm, it is not a target for bending. Furthermore, when the plate thickness T0 exceeds 25 mm, in the cooling between stands in finish rolling, the region (surface layer) from the surface of the hot-rolled steel plate to 12% depth of the plate thickness T0 may be cooled to Ar3 point or less. It is difficult from the viewpoint of heat conduction. Therefore, productivity is reduced. Therefore, the thickness T0 of the hot-rolled steel sheet of this embodiment is 6 to 25 mm.

［板厚内部のフェライト粒の平均粒径ＧＣ］
本実施形態の熱延鋼板の板厚内部のフェライト粒の平均粒径ＧＣは５〜１５μｍである。 [Average grain size GC of ferrite grains inside the plate thickness]
The average grain size GC of ferrite grains inside the thickness of the hot-rolled steel sheet of this embodiment is 5 to 15 μm.

ここで、平均粒径ＧＣは次の方法で測定される。熱延鋼板の圧延方向と垂直な断面（横断面という）において、表面から板厚Ｔ０の１／４〜３／４の深さ範囲を板厚内部と定義する。横断面に対して上述のミクロ組織観察を実施して、板厚内部のフェライト粒を特定する。特定されたフェライト粒の平均粒径を、ＪＩＳ Ｇ０５５１（２０１３）に準拠した交点の数に基づいて求める。   Here, the average particle size GC is measured by the following method. In a cross section (referred to as a cross section) perpendicular to the rolling direction of the hot-rolled steel sheet, a depth range of 1/4 to 3/4 of the sheet thickness T0 from the surface is defined as the sheet thickness inside. The above-described microstructure observation is performed on the cross section to identify the ferrite grains inside the plate thickness. The average grain size of the identified ferrite grains is determined based on the number of intersection points based on JIS G0551 (2013).

板厚内部のフェライト粒の平均粒径ＧＣが５〜１５μｍであれば、６〜２５ｍｍの板厚Ｔ０を有する熱延鋼板において、後述の細粒層を備えることを条件に、優れた曲げ性が及び優れた低温靭性が得られる。平均粒径ＧＣが５μｍ未満であれば、板厚内部のフェライト粒が微細過ぎる。この場合、板厚内部が硬質化して、曲げ性が低下する。一方、平均粒径ＧＣが１５μｍを超えれば、熱延鋼板の低温靭性が低下する。   If the average grain size GC of the ferrite grains inside the plate thickness is 5 to 15 μm, the hot rolled steel sheet having a plate thickness T0 of 6 to 25 mm has excellent bendability on the condition that it has a fine grain layer described later. And excellent low temperature toughness. If the average particle size GC is less than 5 μm, the ferrite grains inside the plate thickness are too fine. In this case, the inside of the plate thickness is hardened and the bendability is lowered. On the other hand, if the average particle size GC exceeds 15 μm, the low temperature toughness of the hot-rolled steel sheet decreases.

［細粒層、特定細粒層及び極細粒層］
本実施形態の熱延鋼板はさらに、表面に細粒層を備える。細粒層は、熱延鋼板の表面から内部に向かって板厚方向に形成される。熱延鋼板の表面を含む表層において、フェライト粒の平均粒径が平均粒径ＧＣの１．０倍未満となる領域を、「細粒層」と定義する。 [Fine grain layer, specific fine grain layer, and extra fine grain layer]
The hot-rolled steel sheet of the present embodiment further includes a fine grain layer on the surface. The fine grain layer is formed in the thickness direction from the surface of the hot rolled steel sheet toward the inside. In the surface layer including the surface of the hot-rolled steel sheet, a region where the average grain size of the ferrite grains is less than 1.0 times the average grain size GC is defined as “fine grain layer”.

細粒層のうち、フェライト粒の平均粒径が平均粒径ＧＣの０．１〜０．４倍となる領域を「特定細粒層」と定義する。さらに、細粒層のうち、フェライト粒の平均粒径が平均粒径ＧＣの０．１倍未満となる領域を「極細粒層」と定義する。特定細粒層の厚さをＴＦ０とし、極細粒層の厚さをＴＦ１とした場合、板厚Ｔ０に対する厚さＴＦ０及び厚さＴＦ１の合計の比は２〜１２％であり、板厚Ｔ０に対する厚さＴＦ０の比は０超〜１２％であり、板厚Ｔ０に対する厚さＴＦ１の比は０〜２％である。換言すれば、板厚Ｔ０と、厚さＴＦ０及びＴＦ１とは、次の式（１）〜式（３）を満たす。
２≦（ＴＦ０＋ＴＦ１）／Ｔ０×１００≦１２ （１）
０＜ＴＦ０／Ｔ０×１００≦１２ （２）
０≦ＴＦ１／Ｔ０×１００≦２ （３） Of the fine particle layer, a region where the average particle size of the ferrite particles is 0.1 to 0.4 times the average particle size GC is defined as a “specific fine particle layer”. Furthermore, a region in which the average grain size of ferrite grains is less than 0.1 times the average grain size GC in the fine grain layer is defined as an “ultrafine grain layer”. When the thickness of the specific fine-grained layer is TF0 and the thickness of the ultrafine-grained layer is TF1, the total ratio of the thickness TF0 and the thickness TF1 to the plate thickness T0 is 2 to 12%, and the thickness to the plate thickness T0. The ratio of the thickness TF0 is more than 0 to 12%, and the ratio of the thickness TF1 to the plate thickness T0 is 0 to 2%. In other words, the plate thickness T0 and the thicknesses TF0 and TF1 satisfy the following expressions (1) to (3).
2 ≦ (TF0 + TF1) / T0 × 100 ≦ 12 (1)
0 <TF0 / T0 × 100 ≦ 12 (2)
0 ≦ TF1 / T0 × 100 ≦ 2 (3)

特定細粒層の厚さＴＦ０及び極細粒層の厚さＴＦ１の合計（以下、特定細粒層等厚さという）は、熱延鋼板の板厚Ｔ０の２％〜１２％である。特定細粒層等厚さが板厚の２％未満であれば、特定細粒層等厚さが薄すぎる。この場合、熱延鋼板の低温靭性が低下する。一方、特定細粒層等厚さが板厚の１２％を超えれば、特定細粒層等厚さが厚すぎる。この場合、熱延鋼板の板厚内部に至る部分にまで細粒層が形成され、板厚内部が硬質化する。そのため、熱延鋼板の曲げ性が低下する。特定細粒層等厚さ（ＴＦ０＋ＴＦ１）が板厚Ｔ０の２〜１２％であれば、優れた低温靭性及び曲げ性が得られる。   The sum of the thickness TF0 of the specific fine grain layer and the thickness TF1 of the ultrafine grain layer (hereinafter referred to as the specific fine grain layer thickness) is 2% to 12% of the plate thickness T0 of the hot-rolled steel sheet. If the specific fine particle layer thickness is less than 2% of the plate thickness, the specific fine particle layer thickness is too thin. In this case, the low temperature toughness of the hot rolled steel sheet is lowered. On the other hand, if the thickness of the specific fine grain layer exceeds 12% of the plate thickness, the specific fine grain layer thickness is too thick. In this case, a fine-grained layer is formed even in the part reaching the inside of the thickness of the hot-rolled steel sheet, and the inside of the thickness is hardened. Therefore, the bendability of the hot rolled steel sheet is reduced. If the specific fine particle layer thickness (TF0 + TF1) is 2 to 12% of the plate thickness T0, excellent low temperature toughness and bendability can be obtained.

極細粒層は細粒層内に存在してもよいし、存在しなくてもよい。しかしながら、極細粒層が存在する場合、極細粒層の厚さＴＦ１が厚すぎれば、熱延鋼板が硬質化して熱延鋼板の曲げ性が低下する。したがって、極細粒層の厚さＴＦ１は、熱延鋼板の板厚Ｔ０の０〜２％である。なお、特定細粒層は必ず存在するため、板厚Ｔ０に対する特定細粒層ＴＦ１の比は０超〜１２％である。   The ultrafine particle layer may or may not exist in the fine particle layer. However, when the ultrafine-grained layer is present and the thickness TF1 of the ultrafine-grained layer is too thick, the hot-rolled steel sheet is hardened and the bendability of the hot-rolled steel sheet is lowered. Therefore, the thickness TF1 of the ultrafine-grained layer is 0 to 2% of the plate thickness T0 of the hot-rolled steel sheet. In addition, since the specific fine grain layer always exists, the ratio of the specific fine grain layer TF1 to the plate thickness T0 is more than 0 to 12%.

なお、表層の細粒層が特定細粒層を含まない場合、つまり、細粒層の平均粒径が平均粒径ＧＣの０．４倍よりも高く１．０倍未満である場合、熱延鋼板の低温靭性が低下する。   When the fine layer of the surface layer does not include the specific fine particle layer, that is, when the average particle size of the fine particle layer is higher than 0.4 times the average particle size GC and less than 1.0 times, The low temperature toughness of the steel sheet decreases.

［特定細粒層及び極細粒層のフェライト粒の平均粒径］
本実施形態では、特定細粒層及び極細粒層のフェライト粒の平均粒径（極細粒層が存在しない場合は、特定細粒層のフェライト粒の平均粒径）は、平均粒径ＧＣの０．１〜０．４倍である。特定細粒層及び極細粒層のフェライト粒の平均粒径が０．１倍未満であれば、熱延鋼板の曲げ性が低下し、０．４倍を超えれば、熱延鋼板の低温靭性が低下する。平均粒径が平均粒径ＧＣの０．１〜０．４倍であれば、熱延鋼板は優れた低温靭性及び優れた曲げ性を有する。 [Average grain size of ferrite grains in specific fine layer and extra fine layer]
In the present embodiment, the average particle diameter of the ferrite particles of the specific fine layer and the ultrafine particle layer (the average particle size of the ferrite particles of the specific fine layer when no ultrafine particle layer is present) is 0 of the average particle size GC. .1 to 0.4 times. If the average grain size of the ferrite grains of the specific fine layer and the ultrafine grain layer is less than 0.1 times, the bendability of the hot-rolled steel sheet is lowered, and if it exceeds 0.4 times, the low-temperature toughness of the hot-rolled steel sheet is low. descend. If the average particle size is 0.1 to 0.4 times the average particle size GC, the hot-rolled steel sheet has excellent low temperature toughness and excellent bendability.

［細粒層中の特定細粒層の厚さＴＦ０及び極細粒層の厚さＴＦ１の測定方法］
特定細粒層の厚さＴＦ０、極細粒層の厚さＴＦ１は、次のとおり測定される。熱延鋼板の横断面（圧延方向に垂直な断面、４００μｍ×４００μｍ）のうち、表面から板厚の３５％深さまでの領域（以下、対象領域という）において、上述のミクロ組織観察を実施してフェライト粒を特定する。特定された各フェライト粒の粒径をＪＩＳ Ｇ０５５１（２０１３）に準拠した交点の数に基づいて求める。続いて、フェライト粒の平均粒径を、板厚Ｔ０の１％単位で測定する。具体的には、図１に示すとおり、上記横断面１を、板厚方向に、板厚Ｔ０の１％ピッチで区画する。区画された各領域１０は、幅４００μｍであり、厚さは板厚Ｔ０の１％である。各領域１０ごとに、フェライト粒の平均粒径を求める。 [Method of measuring the thickness TF0 of the specific fine particle layer and the thickness TF1 of the ultrafine particle layer in the fine particle layer]
The thickness TF0 of the specific fine particle layer and the thickness TF1 of the ultrafine particle layer are measured as follows. In the cross section of the hot-rolled steel sheet (cross section perpendicular to the rolling direction, 400 μm × 400 μm), in the region from the surface to the depth of 35% of the plate thickness (hereinafter referred to as the target region) Identify ferrite grains. The particle diameter of each identified ferrite grain is determined based on the number of intersection points according to JIS G0551 (2013). Subsequently, the average grain size of the ferrite grains is measured in units of 1% of the plate thickness T0. Specifically, as shown in FIG. 1, the cross section 1 is partitioned in the thickness direction at a 1% pitch of the thickness T0. Each partitioned region 10 has a width of 400 μm and a thickness of 1% of the plate thickness T0. For each region 10, the average grain size of the ferrite grains is obtained.

得られたフェライト粒の平均粒径に応じて、各領域１０を、次のカテゴリに分類する。
細粒層Ａ（特定細粒層）：フェライト粒の平均粒径が、平均粒径ＧＣの０．１〜０．４倍
細粒層Ｂ（極細粒層）：フェライト粒の平均粒径が、平均粒径ＧＣの０．１倍未満
細粒層Ｃ：フェライト粒の平均粒径が、平均粒径ＧＣの０．４倍超〜１．０倍未満
一般層Ｄ：フェライト粒の平均粒径が平均粒径ＧＣの１．０倍以上
上記カテゴリに区分された各領域１０のうち、細粒層Ａに区分された領域１０の厚さの合計を、特定細粒層の厚さＴＦ０と定義する。同様に、細粒層Ｂに区分された領域１０の厚さの合計を、極細粒層の厚さＴＦ１と定義する。 Each region 10 is classified into the following categories according to the average grain size of the obtained ferrite grains.
Fine grain layer A (specific fine grain layer): The average grain diameter of ferrite grains is 0.1 to 0.4 times the mean grain diameter GC Fine grain layer B (very fine grain layer): The mean grain diameter of ferrite grains is Less than 0.1 times the average particle size GC Fine-grained layer C: The average particle size of the ferrite particles is more than 0.4 to less than 1.0 times the average particle size GC General layer D: The average particle size of the ferrite particles 1.0 times or more of the average particle size GC The total thickness of the regions 10 divided into the fine-grained layers A among the regions 10 divided into the above categories is defined as the specific fine-grained layer thickness TF0. . Similarly, the total thickness of the regions 10 divided into the fine-grained layers B is defined as the thickness TF1 of the ultrafine-grained layer.

熱延鋼板の表層は、表面から鋼板中央に向かって、例えば、次のとおり層が配列され得る。
パターン１：表面→細粒層Ａ→細粒層Ｃ→一般層Ｄ
パターン２：表面→細粒層Ｂ→細粒層Ａ→細粒層Ｃ→一般層Ｄ
パターン３：表面→細粒層Ｂ→細粒層Ａ→一般層Ｄ
パターン４：表面→細粒層Ａ→細粒層Ｂ→細粒層Ａ→細粒層Ｃ→一般層Ｄ
パターン５：表面→細粒層Ａ→細粒層Ｂ→細粒層Ａ→一般層Ｄ
パターン６：表面→細粒層Ａ→一般層Ｄ
パターン７：表面→細粒層Ｂ→一般層Ｄ
パターン８：表面→細粒層Ｂ→細粒層Ｃ→細粒層Ｄ
パターン９：表面→細粒層Ｃ→一般層Ｄ
パターン１０：表面→一般層Ｄ
本実施形態の熱延鋼板は、パターン１〜パターン６のいずれかである。 For example, the surface layer of the hot-rolled steel sheet may be arranged as follows from the surface toward the center of the steel sheet.
Pattern 1: surface → fine-grained layer A → fine-grained layer C → general layer D
Pattern 2: surface → fine grain layer B → fine grain layer A → fine grain layer C → general layer D
Pattern 3: surface → fine grain layer B → fine grain layer A → general layer D
Pattern 4: Surface → Fine Grain Layer A → Fine Grain Layer B → Fine Grain Layer A → Fine Grain Layer C → General Layer D
Pattern 5: surface → fine grain layer A → fine grain layer B → fine grain layer A → general layer D
Pattern 6: surface → fine-grained layer A → general layer D
Pattern 7: surface → fine-grained layer B → general layer D
Pattern 8: surface → fine grain layer B → fine grain layer C → fine grain layer D
Pattern 9: surface → fine-grained layer C → general layer D
Pattern 10: Surface → General layer D
The hot-rolled steel sheet of this embodiment is any one of Pattern 1 to Pattern 6.

なお、本実施形態のコラム用熱延鋼板の引張強度は４００ＭＰａ以上である。   In addition, the tensile strength of the hot-rolled steel sheet for columns of this embodiment is 400 MPa or more.

［製造方法］
本実施形態のコラム用熱延鋼板の製造方法の一例を説明する。本製造方法は、スラブを加熱する工程（加熱工程）と、加熱されたスラブを圧延して鋼板を製造する工程（圧延工程）と、仕上げ圧延後に鋼板の表層を冷却する工程（第１冷却工程）と、第１冷却工程後、表層を復熱させる工程（復熱工程）と、復熱工程後、鋼板を急冷する工程（第２冷却工程）と、第２冷却工程後の熱延鋼板を巻取る工程（巻取り工程）とを含む。以下、各工程について説明する。 [Production method]
An example of the manufacturing method of the hot-rolled steel sheet for columns of this embodiment is demonstrated. This manufacturing method includes a step of heating a slab (heating step), a step of rolling the heated slab to manufacture a steel plate (rolling step), and a step of cooling the surface layer of the steel plate after finish rolling (first cooling step). ), A step of reheating the surface layer after the first cooling step (recuperation step), a step of rapidly cooling the steel plate after the recuperation step (second cooling step), and a hot-rolled steel plate after the second cooling step A winding process (winding process). Hereinafter, each step will be described.

［加熱工程］
はじめに、上記化学組成を有するスラブを１１００〜１３５０℃に加熱する。スラブは、連続鋳造により製造される。スラブの加熱温度が１１００℃未満であれば、スラブの均質化が不十分となり、加工性が低下する。一方、スラブの加熱温度が１３５０℃を超えれば、スラブ内でオーステナイト粒が粗大になるため、熱延鋼板のフェライト粒の平均粒径を細かくすることができない。したがって、スラブを１１００〜１３５０℃に加熱する。 [Heating process]
First, a slab having the above chemical composition is heated to 1100 to 1350 ° C. The slab is manufactured by continuous casting. If the heating temperature of the slab is less than 1100 ° C., the homogenization of the slab becomes insufficient, and the workability decreases. On the other hand, if the heating temperature of the slab exceeds 1350 ° C., the austenite grains become coarse in the slab, so that the average grain diameter of the ferrite grains of the hot-rolled steel sheet cannot be reduced. Therefore, the slab is heated to 1100-1350 ° C.

［圧延工程］
圧延工程では、加熱されたスラブに対して粗圧延を実施し、さらに、仕上げ圧延を実施して鋼板を製造する。粗圧延及び第１冷却工程前の仕上げ圧延における圧延温度は、組織の均一性及び鋼板形状を確保するため、Ａr3点以上である。 [Rolling process]
In the rolling process, rough rolling is performed on the heated slab, and further, finish rolling is performed to manufacture a steel plate. The rolling temperature in rough rolling and finish rolling before the first cooling step is Ar 3 or higher in order to ensure the uniformity of the structure and the steel plate shape.

［第１冷却工程］
上記仕上げ圧延後の鋼板を、５０℃／秒以上の冷却速度ＣＲ１で、鋼板表面がＡr3点〜Ａr3点−２００℃となるまで冷却する（第１冷却）。第１冷却における冷却速度ＣＲ１が５０℃／秒未満である場合、鋼板の表層だけでなく、板厚内部まで冷却されてしまう。この場合、表層のみを微細化することができない。したがって、冷却速度ＣＲ１は５０℃／秒以上である。冷却速度ＣＲ１の好ましい下限は２００℃／秒である。この場合、細粒層がより均一に微細化される。冷却速度ＣＲ１の上限は特に制限されない。しかしながら、製造設備上、冷却速度ＣＲ１の好ましい上限は１０００℃／秒である。冷却速度ＣＲ１はたとえば、仕上げ圧延時の圧延速度を調整することにより、調整できる。冷却装置の冷却能力（冷却流体等を用いる場合は、その流量）を調整することにより、冷却速度ＣＲ１を調整してもよい。 [First cooling step]
The steel sheet after the finish rolling is cooled at a cooling rate CR1 of 50 ° C./second or more until the steel plate surface reaches Ar 3 point to Ar 3 point−200 ° C. (first cooling). When the cooling rate CR1 in the first cooling is less than 50 ° C./second, not only the surface layer of the steel plate but also the inside of the plate thickness is cooled. In this case, only the surface layer cannot be miniaturized. Therefore, the cooling rate CR1 is 50 ° C./second or more. A preferable lower limit of the cooling rate CR1 is 200 ° C./second. In this case, the fine-grained layer is refined more uniformly. The upper limit of the cooling rate CR1 is not particularly limited. However, the preferable upper limit of the cooling rate CR1 is 1000 ° C./second in terms of manufacturing equipment. The cooling rate CR1 can be adjusted, for example, by adjusting the rolling rate during finish rolling. The cooling rate CR1 may be adjusted by adjusting the cooling capacity of the cooling device (if the cooling fluid is used, the flow rate thereof).

第１冷却では、鋼板の表面温度がＡr3点〜Ａr3点−２００℃になるまで冷却する。第１冷却後の表面温度がＡr3点を超える場合、表層がフェライト変態しないため、微細化しない。一方、表面温度がＡr3−２００℃未満となれば、鋼板が冷えすぎて復熱しにくい。さらに、鋼板内部まで冷却されて、細粒層の厚さが板厚の１２％を超える。したがって、第１冷却では、鋼板の表面温度がＡr3点〜Ａr3点−２００℃になるまで冷却する。第１冷却はたとえば、仕上げ圧延機（フィニッシャー）の最終スタンドと、その１つ前の前段スタンドとの間に冷却装置を設置して、その冷却装置を用いて冷却する。 In the first cooling, the steel sheet is cooled until the surface temperature of the steel sheet reaches Ar 3 points to Ar 3 points −200 ° C. When the surface temperature after the first cooling exceeds the Ar3 point, the surface layer does not undergo ferrite transformation, and thus it is not refined. On the other hand, if the surface temperature is less than Ar 3 −200 ° C., the steel sheet is too cold to be reheated. Furthermore, it cools to the inside of a steel plate, and the thickness of a fine grain layer exceeds 12% of a plate thickness. Thus, in the first cooling, the surface temperature of the steel sheet is cooled to A r3 point to A r3 point -200 ° C.. In the first cooling, for example, a cooling device is installed between the final stand of the finish rolling mill (finisher) and the preceding stand of the preceding one, and the cooling device is used for cooling.

［復熱工程］
第１冷却により冷却された鋼板をＡc3点まで復熱させる。鋼板の表面温度がＡc3点まで復熱されれば、表層がオーステナイトに逆変態する。そのため、表層のフェライト粒を微細化できる。上述の第１冷却工程を実施した鋼板を放置しておけば、復熱により表面温度がＡc3点に到達する。 [Recuperation process]
Thereby recuperator steel plate cooled by the first cooling to A c3 point. When the surface temperature of the steel sheet is reheated to the point A c3 , the surface layer reversely transforms to austenite. Therefore, the ferrite grains on the surface layer can be miniaturized. If the steel plate that has been subjected to the first cooling step described above is allowed to stand, the surface temperature reaches the point Ac3 due to recuperation.

好ましくは、第１冷却工程後、復熱中であって、表面温度がＡc3点以下である鋼板に対して、２０％以下（０％を含まない）の圧下率でさらに仕上げ圧延を実施する。この場合、フェライトにさらに多くのひずみが導入される。ひずみが多く導入されれば、復熱によりＡc3点に到達した表層の組織がオーステナイトに逆変態しやすくなり、表層のフェライト粒の平均粒径がさらに微細になる。圧下率が高いほど、その効果は大きい。しかしながら、圧下率が２０％を超えると、フェライトでの圧延集合組織が形成され、異方性が生じる。この場合、熱延鋼板の曲げ性が低下する。したがって、第１冷却後にさらなる仕上げ圧延を実施する場合、圧下率は２０％以下である。 Preferably, after the first cooling step, finish rolling is further performed at a rolling reduction of 20% or less (excluding 0%) on a steel plate that is in recuperation and has a surface temperature of Ac3 point or less. In this case, more strain is introduced into the ferrite. If a large amount of strain is introduced, the structure of the surface layer that has reached the Ac3 point due to recuperation tends to reversely transform to austenite, and the average grain size of the ferrite grains on the surface layer becomes finer. The higher the rolling reduction, the greater the effect. However, when the rolling reduction exceeds 20%, a rolling texture is formed with ferrite, and anisotropy occurs. In this case, the bendability of the hot rolled steel sheet is reduced. Accordingly, when further finish rolling is performed after the first cooling, the rolling reduction is 20% or less.

［第２冷却工程］
復熱により鋼板の表面温度がＡc3点まで到達した後、２．５秒以内に、鋼板に対して３０℃／秒以上の冷却速度ＣＲ２で急冷（強制冷却）を実施する（第２冷却）。第２冷却はたとえば、ランアウトテーブル（ＲＯＴ）の冷却装置（冷却バンク）を用いる。 [Second cooling step]
After the surface temperature of the steel sheet reaches the Ac3 point by reheating , the steel sheet is rapidly cooled (forced cooling) at a cooling rate CR2 of 30 ° C./second or more (second cooling) within 2.5 seconds (second cooling). . The second cooling uses, for example, a runout table (ROT) cooling device (cooling bank).

Ａc3点に到達した後第２冷却を実施するまでの時間が２．５秒を超えれば、逆変態により微細化されたオーステナイトの粒成長が促進され、粗大化してしまう。この場合、上述の厚さの細粒層が得られない。したがって、Ａc3点到達後、なるべく早く第２冷却を開始した方が好ましい。好ましくは、Ａc3点到達後、２．０秒以内に第２冷却を開始する。 If the time until the second cooling is performed after reaching the Ac3 point exceeds 2.5 seconds, the grain growth of austenite refined by reverse transformation is promoted and coarsened. In this case, a fine-grained layer with the above thickness cannot be obtained. Therefore, it is preferable to start the second cooling as soon as possible after reaching the A c3 point. Preferably, the second cooling is started within 2.0 seconds after reaching the A c3 point.

第２冷却は、３０℃／秒以上の冷却速度ＣＲ２で、鋼板温度が４５０〜７００℃になるまで実施する。冷却速度ＣＲ２の上限は特に制限されない。しかしながら、製造設備上、冷却速度ＣＲ２の好ましい上限は２００℃／秒である。   The second cooling is performed at a cooling rate CR2 of 30 ° C./second or more until the steel plate temperature reaches 450 to 700 ° C. The upper limit of the cooling rate CR2 is not particularly limited. However, the preferable upper limit of the cooling rate CR2 is 200 ° C./second in terms of manufacturing equipment.

［巻取り工程］
鋼板温度が４５０〜７００℃になった後、巻取りを実施する。つまり、巻取り温度ＣＴは４５０〜７００℃である。巻取り温度ＣＴが４５０℃未満であれば、熱延鋼板の組織がベイニティックフェライトとなる。この場合、鋼板内部のフェライト粒も微細になる。さらに、組織中に硬質なベイナイト及びマルテンサイトが生成しやすくなる。そのため、熱延鋼板の曲げ性が低下する。一方巻取り温度ＣＴが７００℃を超えれば、表層のフェライト粒が粗大化し、表層のフェライト粒の粒径と内部のフェライト粒の粒径との差が小さくなる。この場合、熱延鋼板の低温靭性が低下する。したがって、巻取り温度ＣＴは４５０〜７００℃である。 [Winding process]
Winding is performed after the steel plate temperature reaches 450 to 700 ° C. That is, the winding temperature CT is 450 to 700 ° C. If coiling temperature CT is less than 450 degreeC, the structure | tissue of a hot rolled sheet steel will become bainitic ferrite. In this case, the ferrite grains inside the steel plate also become fine. Furthermore, hard bainite and martensite are easily generated in the structure. Therefore, the bendability of the hot rolled steel sheet is reduced. On the other hand, if the coiling temperature CT exceeds 700 ° C., the ferrite grains in the surface layer become coarse, and the difference between the grain diameter of the ferrite grains in the surface layer and the grain diameter of the internal ferrite grains becomes small. In this case, the low temperature toughness of the hot rolled steel sheet is lowered. Therefore, the winding temperature CT is 450 to 700 ° C.

［製造方法］
表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｉのスラブを連続鋳造により製造した。 [Production method]
Slabs of steels A to I having chemical compositions shown in Table 1 were produced by continuous casting.

Figure 2016160474
Figure 2016160474

各鋼Ａ〜Ｉのスラブの厚さは２３０ｍｍであった。各スラブを用いて、表２に示す製造条件により、コラム用熱延鋼板を製造した。   The slab thickness of each steel A to I was 230 mm. Using each slab, a hot-rolled steel sheet for a column was manufactured under the manufacturing conditions shown in Table 2.

Figure 2016160474
Figure 2016160474

各試験番号のスラブを１２００〜１２５０℃に加熱した。加熱されたスラブに対して粗圧延を実施して、鋼板を製造した。さらに、鋼板に対して仕上げ圧延を実施した。仕上げ圧延は、６スタンドの仕上げ圧延機（フィニッシャー）を用いた。各試験番号では、フィニッシャーの第５スタンドＦＴ５で仕上げ圧延を実施した。第５スタンドＦＴ５での圧延後の鋼板の表面温度は、表２の「ＦＴ５」（℃）に示すとおりであった。第５スタンドＦＴ５で圧延後、第５スタンドと第６スタンドとの間に配置された水冷装置により、表２に示す「冷却速度ＣＲ１」（℃／秒）で鋼板の表層の冷却を実施した（第１冷却工程）。第１冷却工程後の鋼板の表面温度は、表２中の「ｓｔｄ間温度」（℃）に示すとおりであった。その後、鋼板を復熱させた（復熱工程）。復熱工程において、第２冷却開始直前の鋼板温度を表２中の「復熱温度」（℃）に示す。   The slab of each test number was heated to 1200 to 1250 ° C. Rough rolling was performed on the heated slab to produce a steel plate. Further, finish rolling was performed on the steel sheet. For the finish rolling, a 6-stand finish rolling mill (finisher) was used. In each test number, finish rolling was performed at the fifth stand FT5 of the finisher. The surface temperature of the steel sheet after rolling in the fifth stand FT5 was as shown in “FT5” (° C.) in Table 2. After rolling at the fifth stand FT5, the surface layer of the steel sheet was cooled at a “cooling rate CR1” (° C./sec) shown in Table 2 by a water cooling device arranged between the fifth stand and the sixth stand ( First cooling step). The surface temperature of the steel sheet after the first cooling step was as shown in “temperature between std” (° C.) in Table 2. Then, the steel plate was reheated (recuperation process). In the recuperation step, the steel plate temperature immediately before the start of the second cooling is shown as “recuperation temperature” (° C.) in Table 2.

なお、試験番号２〜１６，２１〜２８及び３０では、復熱工程中において、フィニッシャーの第６スタンドＦＴ６を用いて、さらなる仕上げ圧延を実施した。第６スタンドＦＴ６での仕上げ圧延後の鋼板の表面温度を表２中の「ＦＴ６」（℃）に示し、第６スタンドＦＴ６での圧下率を「ＦＴ６圧下率」（％）に示す。第６スタンドＦＴ６での仕上げ圧延後、復熱工程を継続した。   In Test Nos. 2 to 16, 21 to 28, and 30, further finish rolling was performed using the finisher sixth stand FT6 during the recuperation step. The surface temperature of the steel sheet after the finish rolling at the sixth stand FT6 is indicated by “FT6” (° C.) in Table 2, and the reduction rate at the sixth stand FT6 is indicated by “FT6 reduction rate” (%). After the finish rolling at the sixth stand FT6, the recuperation process was continued.

復熱により鋼板の表面温度がＡc3点に到達した後、表２に示す「冷却開始」（秒）後に、ランアウトテーブル（ＲＯＴ）による強制冷却を、表２の「冷却速度ＣＲ２」（℃／秒）に示す冷却速度で実施した（第２冷却工程）。第２冷却後、表２に示す巻取り温度ＣＴ（℃）で熱延鋼板を巻取った。巻取り後の熱延鋼板の板厚は、表２の「板厚」（ｍｍ）に示すとおりであった。 After the surface temperature of the steel sheet reaches the Ac3 point due to recuperation, forced cooling by the run-out table (ROT) is performed after “cooling start” (seconds) shown in Table 2, and “cooling rate CR2” (° C. / (Second cooling step). After the second cooling, the hot rolled steel sheet was wound at a winding temperature CT (° C.) shown in Table 2. The thickness of the hot-rolled steel sheet after winding was as shown in “plate thickness” (mm) in Table 2.

［評価試験］
製造された各試験番号の熱延鋼板に対して、次の評価試験を実施した。 [Evaluation test]
The following evaluation test was implemented with respect to the manufactured hot-rolled steel plate of each test number.

Figure 2016160474
Figure 2016160474

［ミクロ組織観察試験］
上述の方法で各試験番号のミクロ組織観察を実施した。その結果、いずれの試験番号の熱延鋼板も、フェライト及びパーライトからなる組織であった。上述の方法により、フェライト分率（％）及びパーライト分率（％）を求めた。得られたフェライト分率及びパーライト分率を表３に示す。 [Microstructure observation test]
The microstructure of each test number was observed by the method described above. As a result, the hot-rolled steel sheet of any test number was a structure composed of ferrite and pearlite. The ferrite fraction (%) and pearlite fraction (%) were determined by the above-described method. The obtained ferrite fraction and pearlite fraction are shown in Table 3.

［板厚内部の平均粒径ＧＣ］
各試験番号の平均粒径ＧＣ（μｍ）を、上述の測定方法により求めた。得られた平均粒径ＧＣを表３に示す。 [Average particle size GC inside the plate thickness]
The average particle size GC (μm) of each test number was determined by the measurement method described above. The obtained average particle size GC is shown in Table 3.

［細粒層のフェライト粒の粒径比及び厚さ］
次の方法により、各試験番号の層の粒径比及び厚さを求めた。上述の細粒層中の特定細粒層の厚さＴＦ０及び極細粒層の厚さＴＦ１の測定方法に沿って、表面から板厚の３５％深さまでの領域の各フェライト粒の粒径を測定した。具体的には、各試験番号の熱延鋼板の横断面（４００μｍ×４００μｍ）のうち、表面から板厚の３５％深さまでの領域（以下、対象領域という）において、上述のミクロ組織観察を実施してフェライト粒を特定した。特定された各フェライト粒の粒径をＪＩＳ Ｇ０５５１（２０１３）に準拠した交点の数に基づいて求めた。続いて、フェライト粒の平均粒径を、板厚Ｔ０の１％単位で測定した。具体的には、図１に示すとおり、横断面１を、板厚方向に、板厚Ｔ０の１％ピッチで複数の領域１０に区画した。各領域１０ごとに、フェライト粒の平均粒径を求めた。さらに、各領域ごとに、次の式に基づいて領域ごとの粒径比を求めた。
領域ごとの粒径比＝その領域の平均粒径／平均粒径ＧＣ [Size ratio and thickness of ferrite grains in fine grain layer]
The particle size ratio and thickness of each test number layer were determined by the following method. Measure the grain size of each ferrite grain in the region from the surface to a depth of 35% of the plate thickness in accordance with the measurement method of the thickness TF0 of the specific fine grain layer and the thickness TF1 of the extra fine grain layer in the fine grain layer described above. did. Specifically, in the cross section (400 μm × 400 μm) of the hot-rolled steel sheet of each test number, the above microstructure observation was performed in a region (hereinafter referred to as a target region) from the surface to a depth of 35% of the plate thickness. The ferrite grains were identified. The particle size of each identified ferrite grain was determined based on the number of intersection points according to JIS G0551 (2013). Subsequently, the average grain size of the ferrite grains was measured in units of 1% of the plate thickness T0. Specifically, as shown in FIG. 1, the cross section 1 was partitioned into a plurality of regions 10 at a 1% pitch of the plate thickness T0 in the plate thickness direction. For each region 10, the average grain size of ferrite grains was determined. Furthermore, the particle size ratio for each region was determined for each region based on the following formula.
Particle size ratio for each region = average particle size of the region / average particle size GC

粒径比に応じて、各領域１０を、細粒層Ａ〜Ｃ、一般層Ｄに分類した。分類結果を表３中の「層種類」欄に示す。表３中の「層種類」が「Ａ」である場合、細粒層（つまり、熱延鋼板の表面から板厚方向に形成され、フェライト粒の平均粒径が平均粒径ＧＣの１．０倍未満の層）は、特定細粒層である細粒層Ａ（フェライト粒の平均粒径が平均粒径ＧＣの０．１〜０．４倍の層）を含み、かつ、極細粒層である細粒層Ｂを含まなかったことを意味する。表３中の「層種類」が「Ｂ」である場合、細粒層が極細粒層である細粒層Ｂ（フェライトの平均粒径が平均粒径ＧＣの０．１倍未満）を含み、かつ、特定細粒層である細粒層Ａを含まなかったことを意味する。表３中の「層種類」が「Ａ＋Ｂ」である場合、熱延鋼板の表面からの順序に関係なく細粒層が細粒層Ａ及び細粒層Ｂのいずれも含むことを意味する。「層種類」が「Ｃ」である場合、熱延鋼板の表層から板厚方向に形成される細粒層が細粒層Ｃのみである、又は、表面よりも深い位置に細粒層Ａ及び／又は細粒層Ｂが存在するか否かにかかわらず、表面に存在する細粒層が細粒層Ｃであることを意味する。「層種類」が「Ｄ」である場合、細粒層が存在しなかった、つまり、表層は一般層Ｄのみからなることを意味する。   Each region 10 was classified into fine-grained layers A to C and a general layer D according to the particle size ratio. The classification results are shown in the “Layer Type” column in Table 3. When the “layer type” in Table 3 is “A”, a fine-grained layer (that is, formed in the thickness direction from the surface of the hot-rolled steel sheet, and the average grain size of the ferrite grains is 1.0 of the average grain size GC). The layer less than double) includes a fine-grained layer A (a layer in which the average grain size of ferrite grains is 0.1 to 0.4 times the average grain size GC), which is a specific fine-grained layer, and is an ultrafine-grained layer. It means that a certain fine grain layer B was not included. When the “layer type” in Table 3 is “B”, the fine-grained layer B is a fine-grained layer B (the average grain diameter of ferrite is less than 0.1 times the average grain diameter GC), And it means that the fine particle layer A which is a specific fine particle layer was not included. When the “layer type” in Table 3 is “A + B”, it means that the fine-grained layer includes both the fine-grained layer A and the fine-grained layer B regardless of the order from the surface of the hot-rolled steel sheet. When the “layer type” is “C”, the fine particle layer formed in the thickness direction from the surface layer of the hot-rolled steel sheet is only the fine particle layer C, or the fine particle layer A and the deep layer at a position deeper than the surface. It means that the fine particle layer existing on the surface is the fine particle layer C regardless of whether or not the fine particle layer B exists. When the “layer type” is “D”, it means that there is no fine-grained layer, that is, the surface layer is composed of only the general layer D.

各試験番号の表３中の表層平均粒径は、次の方法で算出した。層種類が「Ａ」である場合、細粒層Ａを示す領域１０のフェライト粒径の総平均を算出した。層種類が「Ａ＋Ｂ」である場合、細粒層Ａを示す領域１０のフェライト粒径と細粒層Ｂを示す領域１０のフェライト粒径との総平均を算出した。層種類が「Ｃ」である場合、細粒層Ｃを示す領域１０のフェライト粒径の総平均を算出した。層種類が「Ｄ」である場合、表面から板厚Ｔ０の１２％深さまでの領域のフェライト粒径の平均を算出した。フェライト粒径は、上述のＪＩＳ Ｇ０５５１（２０１３）に準拠した交点の数に基づいて求めた。   The surface layer average particle diameter in Table 3 of each test number was calculated by the following method. When the layer type was “A”, the total average of the ferrite grain sizes in the region 10 showing the fine-grained layer A was calculated. When the layer type was “A + B”, the total average of the ferrite particle size of the region 10 showing the fine-grained layer A and the ferrite particle size of the region 10 showing the fine-grained layer B was calculated. When the layer type is “C”, the total average of the ferrite grain sizes in the region 10 indicating the fine-grained layer C was calculated. When the layer type was “D”, the average ferrite grain size in the region from the surface to a depth of 12% of the plate thickness T0 was calculated. The ferrite particle size was determined based on the number of intersection points based on the above-mentioned JIS G0551 (2013).

各試験番号の表３中の「粒径比」は、次の式で算出した。
粒径比＝表層平均粒径／平均粒径ＧＣ The “particle size ratio” in Table 3 for each test number was calculated by the following formula.
Particle size ratio = surface layer average particle size / average particle size GC

各試験番号において、表層が細粒層Ａ、Ｂ、Ａ＋Ｂ、Ｃのいずれかに分類された場合、板厚Ｔ０に対する、分類された細粒層の厚さの比（％）を求めた。求めた結果を表３中の「細粒層の厚さ（％）」に示す。   In each test number, when the surface layer was classified into any of the fine-grained layers A, B, A + B, and C, the ratio (%) of the thickness of the classified fine-grained layer to the plate thickness T0 was obtained. The obtained results are shown in “Thickness of fine-grained layer (%)” in Table 3.

［引張試験］
各試験番号の熱延鋼板の圧延幅方向（Ｃ方向）に、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に規定されたＪＩＳ５号試験片を採取した。ＪＩＳ５号試験片を用いて、引張試験を実施して、降伏強度ＹＰ（ＭＰａ）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を求めた。得られた降伏強度ＹＰ（ＭＰａ）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を表３に示す。 [Tensile test]
A JIS No. 5 test piece defined in JIS Z2241 (2011) was taken in the rolling width direction (C direction) of the hot-rolled steel sheet of each test number. Using a JIS No. 5 test piece, a tensile test was performed to determine yield strength YP (MPa) and tensile strength TS (MPa). The obtained yield strength YP (MPa) and tensile strength TS (MPa) are shown in Table 3.

［曲げ試験］
各試験番号熱延鋼板のＣ方向に、ＪＩＳ Ｚ２２４８（２００６）に規定されたＪＩＳ１号試験片を採取した。ＪＩＳ１号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４８（２００６）に準拠した曲げ試験を実施した。試験片を１８０°曲げ加工しても割れが発生しなかった場合、曲げ性に優れると判断した。表３中の「曲げ性」欄の「○」印は、１８０°曲げ加工しても割れが発生しなかったことを示す。「×」印は、曲げ試験中に割れが発生したことを示す。 [Bending test]
Each test number A JIS No. 1 test piece defined in JIS Z2248 (2006) was collected in the C direction of the hot-rolled steel sheet. A bending test in accordance with JIS Z2248 (2006) was performed using a JIS No. 1 test piece. When no crack was generated even when the test piece was bent by 180 °, it was judged that the test piece was excellent in bendability. “◯” mark in the “Bendability” column in Table 3 indicates that no cracking occurred even when bending by 180 °. The “x” mark indicates that a crack occurred during the bending test.

［シャルピー衝撃試験］
各試験番号の熱延鋼板から、ＪＩＳ Ｚ２２４２（２００５）に規定されたシャルピー衝撃試験片を採取した。試験片のノッチはＶノッチであり、ノッチの延在方向は圧延方向であった。 [Charpy impact test]
Charpy impact test pieces defined in JIS Z2242 (2005) were collected from the hot-rolled steel sheets with the respective test numbers. The notch of the test piece was a V-notch, and the extending direction of the notch was the rolling direction.

試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４２（２００５）に準拠して、試験温度−６０℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギーを求めた。得られた吸収エネルギーを表３に示す。   Using the test piece, a Charpy impact test was performed at a test temperature of −60 ° C. in accordance with JIS Z2242 (2005) to determine the absorbed energy. The obtained absorbed energy is shown in Table 3.

［試験結果］
表３を参照して、試験番号１，６，７，９，１１，１３〜１５，１８，１９，２１，２２，２５及び２７〜３０では、化学組成が適切であり、かつ、製造方法も適切であった。そのため、これらの試験番号の熱延鋼板では、フェライト分率が７０％以上であり、板厚内部の平均粒径ＧＣが５〜１５μｍであった。さらに、細粒層は特定細粒層（細粒層Ａ）を含み、極細粒層（細粒層Ｂ）を含まなかった。そのため、板厚Ｔ０に対する極細粒層の厚さＴＦ１の比は０％であり（式（３））、板厚Ｔ０に対する特定細粒層の厚さＴＦ０の比は表３中の「細粒層の厚さ」に相当するため、式（１）及び式（２）を満たした。そのため、引張強度ＴＳはいずれも４００ＭＰａ以上であり、さらに、曲げ性に優れた。また、吸収エネルギーは１００Ｊ以上であり、優れた低温靭性を示した。 [Test results]
Referring to Table 3, in test numbers 1, 6, 7, 9, 11, 13-15, 18, 19, 21, 22, 25, and 27-30, the chemical composition is appropriate, and the production method is also It was appropriate. Therefore, in the hot-rolled steel sheets with these test numbers, the ferrite fraction was 70% or more, and the average particle size GC inside the plate thickness was 5 to 15 μm. Furthermore, the fine-grained layer included a specific fine-grained layer (fine-grained layer A) and did not contain an ultrafine-grained layer (fine-grained layer B). Therefore, the ratio of the thickness TF1 of the ultrafine-grained layer to the plate thickness T0 is 0% (equation (3)), and the ratio of the thickness TF0 of the specific fine-grained layer to the plate thickness T0 is “fine-grained layer” in Table 3. In order to correspond to the “thickness of”, the expressions (1) and (2) were satisfied. For this reason, the tensile strength TS is 400 MPa or more, and the bendability is excellent. Further, the absorbed energy was 100 J or more, and excellent low temperature toughness was exhibited.

試験番号３，４，１０，２３及び２６では、化学組成が適切であり、かつ、製造方法も適切であった。そのため、これらの試験番号の熱延鋼板では、フェライト分率が７０％以上であり、板厚内部の平均粒径ＧＣが５〜１５μｍであった。さらに、細粒層は特定細粒層（細粒層Ａ）と極細粒層（細粒層Ｂ）とを含んだ。測定の結果、板厚Ｔ０に対する極細粒層の厚さＴＦ１の比は２％以下であり、式（３）を満たした。さらに、板厚Ｔ０に対する特定細粒層の厚さＴＦ０及び極細粒層の厚さＴＦ１の比は、表３中の「細粒層の厚さ」に相当するため、式（１）及び式（２）を満たした。そのため、引張強度ＴＳはいずれも４００ＭＰａ以上であり、さらに、曲げ性に優れた。また、吸収エネルギーは１００Ｊ以上であり、優れた低温靭性を示した。   In test numbers 3, 4, 10, 23 and 26, the chemical composition was appropriate and the production method was also appropriate. Therefore, in the hot-rolled steel sheets with these test numbers, the ferrite fraction was 70% or more, and the average particle size GC inside the plate thickness was 5 to 15 μm. Further, the fine-grained layer included a specific fine-grained layer (fine-grained layer A) and an ultrafine-grained layer (fine-grained layer B). As a result of the measurement, the ratio of the thickness TF1 of the ultrafine-grained layer to the plate thickness T0 was 2% or less, which satisfied Expression (3). Furthermore, since the ratio of the thickness TF0 of the specific fine-grained layer and the thickness TF1 of the ultrafine-grained layer to the plate thickness T0 corresponds to the “thickness of the fine-grained layer” in Table 3, the expressions (1) and ( 2) was satisfied. For this reason, the tensile strength TS is 400 MPa or more, and the bendability is excellent. Further, the absorbed energy was 100 J or more, and excellent low temperature toughness was exhibited.

一方、試験番号２では、化学組成は適切であったものの、復熱後の第２冷却の開始が遅すぎた。そのため、表層に形成されたのは細粒層Ｃであり、特定細粒層（細粒層Ａ）が形成されなかった。その結果、吸収エネルギーが１００Ｊ未満であった。復熱後の第２冷却の開始が遅すぎたため、製造中の熱延鋼板の板厚方向の温度分布が均一になり、その結果、表層のフェライト粒が粗大化したためと考えられる。   On the other hand, in test number 2, although the chemical composition was appropriate, the start of the second cooling after recuperation was too late. Therefore, the fine grain layer C was formed on the surface layer, and the specific fine grain layer (fine grain layer A) was not formed. As a result, the absorbed energy was less than 100J. Since the start of the second cooling after recuperation was too late, the temperature distribution in the thickness direction of the hot-rolled steel sheet being manufactured became uniform, and as a result, the ferrite grains in the surface layer became coarse.

試験番号５では、化学組成は適切であったものの、スタンドＦＴ６での圧下率が２０％を超えた。そのため、表層に極細粒層（細粒層Ｂ）が板厚Ｔ０の８％厚さで形成されたものの、特定細粒層（細粒層Ａ）が形成されなかった。その結果、曲げ性が低かった。圧下率が高すぎたため、表層のフェライト粒が微細になりすぎ、熱延鋼板が硬質化したためと考えられる。   In test number 5, the chemical composition was appropriate, but the rolling reduction at stand FT6 exceeded 20%. Therefore, although the ultrafine-grained layer (fine-grained layer B) was formed on the surface layer with a thickness of 8% of the plate thickness T0, the specific fine-grained layer (fine-grained layer A) was not formed. As a result, the bendability was low. It is considered that because the rolling reduction was too high, the ferrite grains in the surface layer became too fine and the hot-rolled steel sheet was hardened.

試験番号８では、化学組成は適切であったものの、第１冷却工程後の鋼板の表面温度がＡr3点を超えた。そのため、細粒層が形成されず（一般層Ｄのみが形成）、吸収エネルギーが１００Ｊ未満であった。第１冷却工程で鋼板がフェライト変態しなかったため、細粒層が形成されなかったと考えられる。 In Test No. 8, the chemical composition was appropriate, but the surface temperature of the steel sheet after the first cooling step exceeded the Ar3 point. Therefore, a fine particle layer was not formed (only the general layer D was formed), and the absorbed energy was less than 100 J. It is considered that the fine grain layer was not formed because the steel sheet did not undergo ferrite transformation in the first cooling step.

試験番号１２では、化学組成は適切であったものの、第１冷却工程での冷却速度ＣＲ１が低すぎた。そのため、表層に特定細粒層が形成されず、細粒層Ｃのみが形成された。さらに、細粒層Ｃの厚さが板厚の１２％を超えた。その結果、曲げ性が低かった。冷却速度が低すぎたため、特定細粒層が形成されないものの、板厚の内部まで冷却されて硬質化されたためと考えられる。   In test number 12, although the chemical composition was appropriate, the cooling rate CR1 in the first cooling step was too low. Therefore, the specific fine particle layer was not formed on the surface layer, and only the fine particle layer C was formed. Furthermore, the thickness of the fine-grained layer C exceeded 12% of the plate thickness. As a result, the bendability was low. This is probably because although the specific fine-grained layer was not formed because the cooling rate was too low, it was cooled to the inside of the plate thickness and hardened.

試験番号１６では、化学組成は適切であったものの、鋼板がＡc3点まで復熱しなかった。そのため、細粒層が形成されず（一般層Ｄのみが形成）、吸収エネルギーが１００Ｊ未満であった。鋼板がＡc3点まで復熱しなかったため、表層のフェライト粒が粗大化したためと考えられる。 In test number 16, although the chemical composition was appropriate, the steel sheet did not reheat to the A c3 point. Therefore, a fine particle layer was not formed (only the general layer D was formed), and the absorbed energy was less than 100 J. This is probably because the ferrite grains in the surface layer were coarsened because the steel sheet did not reheat to the A c3 point.

試験番号１７では、化学組成は適切であったものの、鋼板の板厚が６ｍｍ未満であった。そのため、細粒層が形成されなかった（一般層Ｄのみが形成）。そのため、吸収エネルギーが１００Ｊ未満であった。鋼板が薄すぎたため、圧延時の保持熱量が少なすぎ、復熱しなかったためと考えられる。   In test number 17, although the chemical composition was appropriate, the plate thickness of the steel sheet was less than 6 mm. Therefore, a fine grain layer was not formed (only general layer D was formed). Therefore, the absorbed energy was less than 100J. It is thought that because the steel plate was too thin, the amount of heat retained during rolling was too small and reheating was not performed.

試験番号２０では、化学組成は適切であったものの、第２冷却での冷却速度ＣＲ２が遅すぎた。そのため、表層に特定細粒層が形成されず、細粒層Ｃのみが形成された。そのため、吸収エネルギーが１００Ｊ未満であった。   In test number 20, although the chemical composition was appropriate, the cooling rate CR2 in the second cooling was too slow. Therefore, the specific fine particle layer was not formed on the surface layer, and only the fine particle layer C was formed. Therefore, the absorbed energy was less than 100J.

試験番号２４では、化学組成は適切であったものの、巻取り温度ＣＴが高すぎた。そのため、表層に特定細粒層が形成されず、細粒層Ｃのみが形成された。その結果、吸収エネルギーが１００Ｊ未満であった。巻取り温度ＣＴが高すぎたため、巻取り中に表層において粒成長が起こったと考えられる。   In test number 24, the chemical composition was appropriate, but the coiling temperature CT was too high. Therefore, the specific fine particle layer was not formed on the surface layer, and only the fine particle layer C was formed. As a result, the absorbed energy was less than 100J. It is considered that grain growth occurred in the surface layer during winding because the winding temperature CT was too high.

試験番号２６では、化学組成は適切であったものの、巻取り温度ＣＴが低すぎた。そのため、フェライト率が７０％未満となり、板厚内部の組織がベイニティックフェライトとなった。そのため、板厚内部の平均粒径ＧＣが５μｍ未満となり、曲げ性が低かった。   In test number 26, the chemical composition was appropriate, but the coiling temperature CT was too low. Therefore, the ferrite rate was less than 70%, and the structure inside the plate thickness became bainitic ferrite. Therefore, the average particle size GC inside the plate thickness was less than 5 μm, and the bendability was low.

試験番号２９では、化学組成は適切であったものの、第１冷却工程後の鋼板温度がＡr3−２００℃未満であった。そのため、特定細粒層の厚さＴＦ０が板厚Ｔの１２％を超え、曲げ性が低下した。 In Test No. 29, the chemical composition was appropriate, but the steel plate temperature after the first cooling step was less than Ar 3 −200 ° C. Therefore, the thickness TF0 of the specific fine grain layer exceeded 12% of the plate thickness T, and the bendability deteriorated.

試験番号３０では、製造条件は適切であったものの、Ｓｉ含有量が高すぎた。そのため、吸収エネルギーが１００Ｊ未満であった。Ｓｉが固溶することによりフェライトが硬質化したためと考えられる。   In test number 30, although the production conditions were appropriate, the Si content was too high. Therefore, the absorbed energy was less than 100J. This is probably because the ferrite hardened by the solid solution of Si.

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。   The embodiment of the present invention has been described above. However, the above-described embodiment is merely an example for carrying out the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and can be implemented by appropriately changing the above-described embodiment without departing from the spirit thereof.

１ 横断面
１０ 領域 1 cross section 10 area

Claims (4)

熱延鋼板であって、
Ｃ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００５〜１．０％、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｎｂ：０〜０．１０％、
Ｂ：０〜０．００３０％、
Ｃａ：０〜０．００５０％、
Ｍｏ：０〜０．５％、及び、
Ｃｒ：０〜１．０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成と、
面積分率で７０％以上のフェライトと、パーライトとからなる組織とを備え、
６〜２５ｍｍの板厚Ｔ０を有し、
板厚内部のフェライト粒の平均粒径ＧＣは５〜１５μｍであり、
前記熱延鋼板は、表面から板厚方向に形成され、フェライト粒の平均粒径が前記平均粒径ＧＣの１．０倍未満である細粒層を備え、
前記細粒層は、前記フェライト粒の平均粒径が前記平均粒径ＧＣの０．１〜０．４倍の特定細粒層を含み、
前記特定細粒層の厚さをＴＦ０とし、前記細粒層のうち、前記フェライト粒の平均粒径が前記平均粒径ＧＣの０．１倍未満となる極細粒層の厚さをＴＦ１とした場合、式（１）〜式（３）を満たし、
前記特定細粒層及び前記極細粒層の前記フェライト粒の平均粒径が前記平均粒径ＧＣの０．１〜０．４倍である、熱延鋼板。
２≦（ＴＦ０＋ＴＦ１）／Ｔ０×１００≦１２ （１）
０＜ＴＦ０／Ｔ０×１００≦１２ （２）
０≦ＴＦ１／Ｔ０×１００≦２ （３） A hot-rolled steel sheet,
C: 0.01-0.20%
Si: 0.01 to 1.0%,
Mn: 0.5 to 2.5%
P: 0.1% or less,
S: 0.01% or less,
Al: 0.005 to 1.0%,
N: 0.01% or less,
Nb: 0 to 0.10%,
B: 0 to 0.0030%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Mo: 0 to 0.5%, and
A chemical composition containing Cr: 0 to 1.0%, the balance being Fe and impurities;
It has a structure composed of ferrite with an area fraction of 70% or more and pearlite,
Having a plate thickness T0 of 6 to 25 mm,
The average grain size GC of the ferrite grains inside the plate thickness is 5 to 15 μm,
The hot-rolled steel sheet includes a fine-grained layer that is formed in the thickness direction from the surface and has an average grain size of ferrite grains that is less than 1.0 times the average grain size GC.
The fine particle layer includes a specific fine particle layer having an average particle size of the ferrite particles of 0.1 to 0.4 times the average particle size GC,
The thickness of the specific fine particle layer is TF0, and the thickness of the ultrafine particle layer in which the average particle size of the ferrite particles is less than 0.1 times the average particle size GC of the fine particle layer is TF1. In the case, the formula (1) to the formula (3) are satisfied,
A hot-rolled steel sheet, wherein an average particle size of the ferrite particles of the specific fine particle layer and the ultrafine particle layer is 0.1 to 0.4 times the average particle size GC.
2 ≦ (TF0 + TF1) / T0 × 100 ≦ 12 (1)
0 <TF0 / T0 × 100 ≦ 12 (2)
0 ≦ TF1 / T0 × 100 ≦ 2 (3) 請求項１に記載の熱延鋼板であって、
前記化学組成は、
Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｍｏ：０．０２〜０．５％、及び、
Ｃｒ：０．０２〜１．０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、熱延鋼板。 The hot-rolled steel sheet according to claim 1,
The chemical composition is
Nb: 0.001 to 0.10%,
B: 0.0005 to 0.0030%,
Ca: 0.0005 to 0.0050%,
Mo: 0.02 to 0.5% and
Cr: A hot-rolled steel sheet containing one or more selected from the group consisting of 0.02 to 1.0%. 請求項１又は請求項２に記載の化学組成を有するスラブを１１００〜１３５０℃に加熱する工程と、
加熱された前記スラブに対して、Ａr3点以上で仕上げ圧延を実施して鋼板を製造する工程と、
仕上げ圧延後の前記鋼板に対して５０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、前記鋼板の表面温度をＡr3〜Ａr3−２００℃にする第１冷却工程と、
前記第１冷却工程後、前記鋼板を復熱して前記表面温度をＡc3点以上にする復熱工程と、
前記表面温度がＡc3点に到達してから２．５秒以内に、前記鋼板に対して３０℃／秒以上の冷却速度で冷却して前記表面温度を７００〜４５０℃にする第２冷却工程と、
前記第２冷却工程後、前記鋼板を巻取る工程とを備える、熱延鋼板の製造方法。 Heating the slab having the chemical composition according to claim 1 or 2 to 1100 to 1350 ° C;
A step of producing a steel sheet by performing finish rolling on the heated slab at Ar 3 points or more;
A first cooling step of cooling the steel sheet after the finish rolling at a cooling rate of 50 ° C./second or more to set the surface temperature of the steel sheet to A r3 to A r3 −200 ° C .;
After the first cooling step, recuperating the steel sheet to bring the surface temperature to the Ac3 point or higher;
Second cooling step in which the surface temperature is set to 700 to 450 ° C. by cooling the steel plate at a cooling rate of 30 ° C./second or more within 2.5 seconds after the surface temperature reaches the Ac 3 point. When,
The manufacturing method of a hot-rolled steel sheet provided with the process of winding up the said steel plate after a said 2nd cooling process. 請求項３に記載の熱延鋼板の製造方法であってさらに、
前記復熱工程中であって前記表面温度がＡc3点以下の前記鋼板に対してさらに、２０％以下（０％を含まない）の圧下率で仕上げ圧延を実施する工程を備える、熱延鋼板の製造方法。 The method for producing a hot-rolled steel sheet according to claim 3, further comprising:
A hot-rolled steel sheet comprising a step of performing finish rolling at a reduction rate of 20% or less (not including 0%) on the steel sheet having the surface temperature of Ac3 or lower during the reheating step. Manufacturing method.
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