JP5892147B2

JP5892147B2 - High strength hot rolled steel sheet and method for producing the same

Info

Publication number: JP5892147B2
Application number: JP2013237741A
Authority: JP
Inventors: 典晃 ▲高▼坂; 船川　義正; 義正船川
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2013-03-29
Filing date: 2013-11-18
Publication date: 2016-03-23
Anticipated expiration: 2033-11-18
Also published as: JP2014208876A

Description

本発明は、自動車用部材の使途に有用な、引張強さ（TS）：980MPa以上の高強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。 The present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength (TS) of 980 MPa or more and a method for producing the same, which are useful for the use of automobile members.

近年地球環境保全の観点から、CO₂排出量削減のため自動車業界全体で自動車の燃費改善が指向されている。自動車の燃費改善には、使用部材の薄肉化による自動車車体の軽量化が最も有効である。一方で、使用部材の薄肉化は自動車車体の強度を低下させるため、耐衝撃性を低下させることとなる。したがって、自動車車体の耐衝撃性と軽量化を両立させるためには、使用部材を高強度化することが必須となる。このような観点から、自動車用部材として、引張強さが980MPa以上であるような高強度熱延鋼板が使用されるようになり、その使用量は年々増加しつつある。 In recent years, from the viewpoint of global environmental conservation, the automobile industry as a whole has been directed to improving automobile fuel efficiency in order to reduce CO ₂ emissions. The most effective way to improve the fuel efficiency of automobiles is to reduce the weight of automobile bodies by reducing the thickness of the parts used. On the other hand, the reduction in the thickness of the member used reduces the strength of the automobile body, thus reducing the impact resistance. Therefore, in order to achieve both impact resistance and weight reduction of the automobile body, it is essential to increase the strength of the member used. From such a viewpoint, high strength hot-rolled steel sheets having a tensile strength of 980 MPa or more have come to be used as automobile members, and the amount of use is increasing year by year.

高強度鋼板を製造する技術に関しては、合金元素を多量に添加し、固溶強化や転位強化等に着目してこれらの強化機構を最大限活用しようとする技術が数多く提案されている。
例えば、特許文献１には、転位強化機構を活用した技術であって、鋼板組成を質量％でC：0.12％以上0.5％以下、Si：2.0％以下、Mn：1.0％以上5.0％以下を含有する組成とし、鋼板組織を大きさ5nm以上500nm以下の鉄系炭化物（主としてFe₃C）が析出したマルテンサイトとフェライトを含む複合組織とすることで、引張強さ980MPa以上の高強度鋼板とする技術が提案されている。 With regard to the technology for producing high-strength steel sheets, many technologies have been proposed in which a large amount of alloying elements are added and these strengthening mechanisms are maximally utilized by focusing on solid solution strengthening and dislocation strengthening.
For example, Patent Document 1 is a technology that utilizes a dislocation strengthening mechanism, and the steel sheet composition contains C: 0.12% to 0.5%, Si: 2.0% or less, Mn: 1.0% to 5.0% in mass%. By making the steel sheet structure a composite structure containing martensite and ferrite in which iron carbide (mainly Fe ₃ C) having a size of 5 nm to 500 nm is precipitated, a high strength steel sheet with a tensile strength of 980 MPa or more is obtained. Technology has been proposed.

また、炭化物を分散させることで高強度化する粒子分散強化機構を活用した技術では、炭化物構成元素のなかでも特に炭化物形成能の高いTiが積極的に用いられている。
例えば特許文献２には、鋼板組成を質量％で、C：0.02〜0.15％、Mo：0.05〜0.7％、Ti：0.03〜0.35％を含有する組成、或いは更にNb：0.06％以下、V：0.15％以下のうちの１種以上を含む組成とし、鋼板組織を実質的にフェライト単相組織であり且つTiおよびMoを含む10nm未満の析出物、具体的にはTiとMoを含む複合炭化物が分散した組織とすることで、引張強さ780MPa以上の高強度熱延鋼板とする技術が提案されている。 In addition, in a technique using a particle dispersion strengthening mechanism that increases strength by dispersing carbide, Ti having a high carbide forming ability is actively used among the carbide constituent elements.
For example, Patent Document 2 discloses that the composition of the steel sheet is mass%, C: 0.02 to 0.15%, Mo: 0.05 to 0.7%, Ti: 0.03 to 0.35%, or Nb: 0.06% or less, V: 0.15. %, The steel sheet structure is essentially a ferrite single-phase structure, and precipitates of less than 10 nm containing Ti and Mo, specifically, composite carbide containing Ti and Mo are dispersed. By adopting such a structure, a technique for producing a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more has been proposed.

一方、鋼板を素材とする自動車部材の多くは、せん断加工や打抜加工によって部品へと成形される。ここで、せん断端面や打抜端面に割れや荒れ等の異常部が生成されると、成形時の割れの原因になったり、耐疲労性が低下するなど、様々な問題を引き起こす。特に、引張強さが980MPa以上の高強度熱延鋼板にはせん断端面や、打抜端面に異常部が生成され易く、優れた打抜性を要求される場合がある。 On the other hand, many automobile members made of steel plates are formed into parts by shearing or punching. Here, when an abnormal portion such as a crack or a rough surface is generated on the shear end face or the punched end face, various problems such as a crack at the time of molding and a decrease in fatigue resistance are caused. In particular, a high strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more tends to generate abnormal portions on the shear end face or the punch end face, and may require excellent punchability.

したがって、鋼板の強度とプレス成形性（打抜性等）を共に高めようとする技術も提案されている。
例えば特許文献３には、鋼板組成を質量％で、C：0.010〜0.200％、Si：0.01〜1.50％、Mn：0.25〜3.00％、B：0.0002〜0.0030％をそれぞれ含有し、P：0.05％以下に制限し、更に、Ti：0.03〜0.20％、Nb：0.01〜0.20％、V：0.01〜0.20％、Mo：0.01〜0.20％のうちの何れか１種又は２種以上を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成とし、且つ、フェライトの大角結晶粒界へのCの偏析量とBの偏析量との合計を4〜10atms/nm²の範囲とする技術が提案されている。なお、特許文献３で提案された技術によると、フェライト結晶粒内にTi等の炭化物が析出して強度が上昇し、且つ、フェライトの大角結晶粒界に適正な量のC及びBを偏析させることにより打ち抜き端面の損傷が減少するため、引張強さが690MPa以上であり打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板が得られるとしている。 Therefore, a technique for improving both the strength and press formability (such as punchability) of a steel sheet has also been proposed.
For example, Patent Document 3 contains a steel plate composition in mass%, C: 0.010 to 0.200%, Si: 0.01 to 1.50%, Mn: 0.25 to 3.00%, B: 0.0002 to 0.0030%, and P: 0.05% It is limited to the following, and further contains any one or more of Ti: 0.03 to 0.20%, Nb: 0.01 to 0.20%, V: 0.01 to 0.20%, Mo: 0.01 to 0.20%, and the balance Is a composition comprising Fe and inevitable impurities, and a technique has been proposed in which the total amount of segregation of C and segregation of B at the large-angle grain boundaries of ferrite is in the range of 4 to 10 atms / nm ² . . According to the technique proposed in Patent Document 3, carbides such as Ti are precipitated in the ferrite crystal grains to increase the strength, and appropriate amounts of C and B are segregated at the large-angle grain boundaries of the ferrite. As a result, damage to the punched end face is reduced, so that a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 690 MPa or more and excellent punching workability is obtained.

特開２００９−２８７１０２号公報JP 2009-287102 A 特開２００７−３１８０２号公報JP 2007-31802 A 特開２００８−２６６７２６号公報JP 2008-266726 A

しかしながら、特許文献１で提案されるようにマルテンサイト等の変態組織により高強度を得ようとする技術では、鋼板強度のばらつきが非常に大きくなる。マルテンサイトを含む鋼板組織とするためにはγ域の高温状態にある鋼板を急冷する必要があるが、急冷における冷却速度の変動に対して鋼板強度のばらつきが生じ易いためである。このように鋼板強度のばらつきが大きくなると、歩留まりが著しく低下したり部材としての信頼性が低下することとなる。 However, as proposed in Patent Document 1, the technique for obtaining high strength by a transformation structure such as martensite greatly varies the strength of the steel sheet. In order to obtain a steel sheet structure including martensite, it is necessary to rapidly cool a steel sheet in a high temperature state in the γ region, but the steel sheet strength tends to vary with respect to fluctuations in the cooling rate during the rapid cooling. Thus, when the dispersion | variation in steel plate intensity | strength becomes large, a yield will fall remarkably or the reliability as a member will fall.

一方、微細な炭化物を分散させることで高強度化を図る粒子分散強化機構を活用する技術では、γ鉄中でのTiCの溶解度が問題となる。
Tiを含有する溶鋼を連続鋳造してスラブを鋳造する場合、連続鋳造後に室温まで冷却される過程でスラブ中にTiを含む炭化物であって粗大な炭化物が析出する。そして、Tiを含む炭化物のうち鋼板の高強度化に寄与する微細な炭化物は、従来、スラブをγ域に加熱することで、スラブ中に析出したTiを含む粗大な炭化物を溶解し、熱間圧延終了後の冷却または巻取り工程（主にγ→α変態時）でTiを含む炭化物を微細に分散析出させることにより得ている。したがって、スラブのTi含有量を高め、熱間圧延前のスラブ加熱時において、スラブ中にTiを大量に溶かし込むことができれば、熱間圧延終了後の冷却または巻取り工程でTiを含む炭化物を微細かつ多量に析出し、大きな粒子分散強化量を得ることが期待できる。 On the other hand, in the technology that utilizes a particle dispersion strengthening mechanism that increases the strength by dispersing fine carbides, the solubility of TiC in γ iron becomes a problem.
When casting slabs by continuously casting molten steel containing Ti, carbides containing Ti and coarse carbides precipitate in the slab in the process of cooling to room temperature after continuous casting. And the fine carbides that contribute to the strengthening of steel sheets among the carbides containing Ti are conventionally heated by heating the slab to the γ region to dissolve coarse carbides containing Ti precipitated in the slab, It is obtained by finely dispersing and precipitating Ti-containing carbides in the cooling or winding process after rolling (mainly during γ → α transformation). Therefore, if the Ti content of the slab is increased and a large amount of Ti can be dissolved in the slab at the time of heating the slab before hot rolling, carbide containing Ti can be added in the cooling or winding process after the hot rolling is completed. It can be expected to precipitate finely and in large amounts to obtain a large particle dispersion strengthening amount.

しかしながら、γ鉄中でのTiCの溶解度には限界がある。それゆえ、鋼板の素材となる鋼に一定量以上のTiを添加しても、Tiを含む炭化物のうち強化に寄与しない0.5μmを超える粗大な炭化物が析出してしまい、強化に寄与する微細な炭化物の析出量が増加しないために粒子分散強化量は飽和してしまう。また、γ鉄中でのTiCの溶解度を超える多量のTiを添加すると、スラブ加熱時に溶解しなかったTiを含む炭化物が、最終的に得られる熱延鋼板中に粗大化した形で大量に残存し、鋼板強度が上昇するどころか逆に低下したり、延性が乏しくなるおそれもある。
以上の理由により、従来、炭化物構成元素としてTiのみを用いて引張強さ980MPa以上の鋼板とすることは困難とされていた。 However, the solubility of TiC in γ iron is limited. Therefore, even if a certain amount or more of Ti is added to the steel that is the material of the steel sheet, coarse carbides exceeding 0.5 μm that do not contribute to strengthening of carbides containing Ti precipitate, and contribute to strengthening. Since the precipitation amount of carbide does not increase, the particle dispersion strengthening amount is saturated. In addition, when a large amount of Ti exceeding the solubility of TiC in γ iron is added, carbide containing Ti that did not dissolve during slab heating remains in a large amount in the form of coarsening in the finally obtained hot-rolled steel sheet. However, the strength of the steel sheet may increase rather than decrease, and the ductility may be poor.
For the above reasons, it has heretofore been difficult to obtain a steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more using only Ti as a carbide constituent element.

このような問題に対し、特許文献２で提案された技術では、炭化物構成元素としてTiと共にMoを添加することを必須とし、或いは更にV等を添加し、これらの元素の複合炭化物を形成することで、分散強化効果を高めようとしている。しかし、Mo、V等はTiよりも炭化物形成能が低いため、効率的に高強度化できず、多量の合金元素が必要となる。そして、Mo、V等は高価な元素であることから、特許文献２で提案された技術によると、製品コストの高騰は免れない。 For such a problem, in the technique proposed in Patent Document 2, it is essential to add Mo together with Ti as a carbide constituent element, or to further add V or the like to form a composite carbide of these elements. So, we are trying to increase the dispersion strengthening effect. However, Mo, V, and the like have lower carbide forming ability than Ti, so that the strength cannot be increased efficiently, and a large amount of alloy elements are required. And since Mo, V, etc. are expensive elements, according to the technique proposed in Patent Document 2, an increase in product cost is inevitable.

また、特許文献３で提案された技術では、BおよびCの粒界偏析量を制御する目的で巻取り温度を低くする必要があるため、フェライト中に析出する炭化物の析出量が十分でなく、引張強さ980MPa以上の高強度を兼ね備えた鋼板は得られない。 Further, in the technique proposed in Patent Document 3, it is necessary to lower the coiling temperature for the purpose of controlling the grain boundary segregation amount of B and C, so that the precipitation amount of carbides precipitated in ferrite is not sufficient. A steel sheet having a high tensile strength of 980 MPa or more cannot be obtained.

以上のように、従来技術では、たとえ引張強さが980MPa以上の鋼板が得られる場合であっても、安定した品質を保つことが困難であったり、Mo、V等の高価な合金元素を多量に必要とし、品質面やコスト面で改善の余地があった。
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、これまでに実現されることのなかった0.2％を超えるTi添加で粒子分散強化量を最大限上昇させた、引張強さ980MPa以上の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。 As described above, in the prior art, even when a steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more is obtained, it is difficult to maintain stable quality, or a large amount of expensive alloy elements such as Mo and V are used. There was room for improvement in terms of quality and cost.
The present invention has been made in view of such circumstances, and the tensile strength of 980 MPa or more has been maximized by increasing the amount of particle dispersion strengthening with the addition of Ti exceeding 0.2% which has not been realized so far. An object is to provide a high-strength hot-rolled steel sheet and a method for producing the same.

上記課題を解決すべく、本発明者は、最も炭化物形成能の高いTiに着目し、鋼素材にTi以外の炭化物構成元素を添加しない場合であっても、粒子分散強化機構により熱延鋼板の引張強さを980MPa以上とし得る手段について鋭意検討した。 In order to solve the above problems, the present inventor has focused on Ti having the highest carbide forming ability, and even when no carbide constituent elements other than Ti are added to the steel material, the particle dispersion strengthening mechanism is used for the hot rolled steel sheet. We have intensively studied the means that can make the tensile strength over 980 MPa.

本発明者は、先ず、熱延鋼板製造工程における熱間圧延前のTiを含む炭化物の析出挙動について詳しく調べた。
先述のとおり、Tiを含む炭化物のうち熱延鋼板の高強度化に寄与する微細な炭化物は、Tiが固溶したスラブに熱間圧延を施した後の冷却または巻取り工程（主にγ→α変態時）で鋼板中に析出する。また、熱延鋼板に析出する微細な炭化物の析出量が多いほど、粒子分散強化量が増加し、熱延鋼板強度が上昇する。したがって、Tiを含む炭化物による粒子分散強化機構を最大限活用するうえでは、スラブ中に可能な限り多くのTiが固溶した状態で熱間圧延を施し、Tiを含む炭化物を析出させずに熱間圧延の仕上げ圧延を完了することが望ましい。 The inventor first examined in detail the precipitation behavior of carbides containing Ti before hot rolling in the hot-rolled steel sheet manufacturing process.
As described above, among the carbides containing Ti, the fine carbides that contribute to increasing the strength of the hot-rolled steel sheet are the cooling or winding process (mainly γ → Precipitates in the steel sheet during α transformation. In addition, as the amount of fine carbides precipitated on the hot-rolled steel sheet increases, the amount of particle dispersion strengthening increases and the strength of the hot-rolled steel sheet increases. Therefore, in order to make the most of the particle dispersion strengthening mechanism using Ti-containing carbides, hot rolling is performed in a state where as much Ti as possible is dissolved in the slab, and heat is generated without precipitating Ti-containing carbides. It is desirable to complete the finish rolling of the intermediate rolling.

一方、Tiを含有する溶鋼を連続鋳造してスラブとする場合、連続鋳造後のスラブを室温まで冷却する際にTiを含む粗大な炭化物が析出する。そのため、Tiを含む炭化物のうち高強度化に寄与する微細な炭化物を鋼板中に析出させるためには、従来、熱間圧延前の室温状態のスラブをγ域まで加熱し、スラブ中のTiを含む粗大な炭化物を溶解する工程を必要としていた。そして、その加熱温度によりTiを含む炭化物が溶解できる量が決定され、溶解された量により熱延鋼板強度が決定されてきた。 On the other hand, when the molten steel containing Ti is continuously cast to form a slab, coarse carbides containing Ti precipitate when the slab after continuous casting is cooled to room temperature. Therefore, in order to precipitate fine carbides that contribute to high strength among carbides containing Ti in the steel sheet, conventionally, the slab at room temperature before hot rolling is heated to the γ region, and Ti in the slab is The process of dissolving the coarse carbide containing was required. And the quantity which the carbide | carbonized_material containing Ti can melt | dissolve is determined with the heating temperature, and hot-rolled steel plate strength has been determined by the melt | dissolved quantity.

ここで、γ鉄中でのTiを含む炭化物の溶解量には限界があることから、スラブのTi含有量が過剰になると、熱間圧延前のスラブ加熱時にTiを含む粗大な炭化物を完全に溶解することができず、最終的に得られる熱延鋼板にもTiを含む炭化物が粗大な状態で大量に残存する。このように、変形時にボイド生成の起点となる粗大なTiを含む炭化物が大量に残存すると、鋼板強度が低下する等、熱延鋼板の諸特性に悪影響を及ぼす。したがって、従来、γ鉄中でのTiCの溶解度に応じて、スラブのTi含有量を抑制する必要があった。 Here, since there is a limit to the amount of carbides containing Ti in γ-iron, if the Ti content of the slab becomes excessive, coarse carbides containing Ti will be completely removed during slab heating before hot rolling. In the hot-rolled steel sheet finally obtained, it cannot be melted, and a large amount of carbide containing Ti remains in a coarse state. As described above, when a large amount of carbide containing coarse Ti that becomes a starting point of void generation at the time of deformation remains, it adversely affects various properties of the hot-rolled steel sheet such as a decrease in steel sheet strength. Therefore, conventionally, it has been necessary to suppress the Ti content of the slab according to the solubility of TiC in γ iron.

以上のように、連続鋳造後、室温まで冷却されたスラブをγ域まで再加熱したのち熱間圧延を施して熱延鋼板とする従来の技術では、Tiを含む炭化物による粒子分散強化量が、γ鉄中でのTiCの溶解度に制限されていた。
そこで、本発明者が注目したのは、固相中（γ鉄中）におけるTiCの溶解限と、液相中（溶鉄中）におけるTiCの溶解限が、大きく異なる点である。 As described above, after continuous casting, the slab cooled to room temperature is reheated to the γ region and then subjected to hot rolling to form a hot-rolled steel sheet. It was limited to the solubility of TiC in gamma iron.
Therefore, the present inventor noticed that the solubility limit of TiC in the solid phase (in γ iron) and the solubility limit of TiC in the liquid phase (in molten iron) are greatly different.

固相中（γ鉄中）と比べて、液相中（溶鉄中）におけるTiCの溶解限は著しく大きいため、液相中に多量のCとTiを添加しても粗大なTiを含む炭化物は生成されず、溶解する。そして、多量のCとTiを溶解した溶鉄を固相域まで冷却した場合、γ鉄中における溶解度を超えるCとTiが含まれていても、Tiを含む炭化物は直ちに析出せず、固相域における安定状態（平衡状態）に達するまでの間に徐々に析出する。 Compared to the solid phase (in γ iron), the solubility limit of TiC in the liquid phase (in molten iron) is remarkably large, so even if a large amount of C and Ti is added to the liquid phase, It is not produced and dissolves. And when the molten iron in which a large amount of C and Ti is dissolved is cooled to the solid phase region, even if C and Ti exceeding the solubility in γ iron are contained, the carbide containing Ti does not immediately precipitate, the solid phase region It gradually precipitates until reaching a stable state (equilibrium state).

これらの現象を踏まえ、本発明者は、溶鋼を連続鋳造してγ鉄中におけるTiCの溶解度を超えるCとTiを含有するスラブとし、該スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板を製造する場合であっても、連続鋳造から熱間圧延の仕上げ圧延を完了するまでの時間を短縮すれば、Tiを含む炭化物のうち強化に寄与しない粗大な炭化物を析出させることなく仕上げ圧延を完了でき、微細な炭化物の析出量を増加することが可能であるものと推測した。 Based on these phenomena, the present inventor continuously casts molten steel into a slab containing C and Ti exceeding the solubility of TiC in γ iron, and hot-rolls the slab to produce a hot-rolled steel sheet. Even if it is a case, if the time from the continuous casting to the finish rolling of the hot rolling is shortened, the finish rolling can be completed without precipitating coarse carbides that do not contribute to strengthening among the carbides containing Ti, It was speculated that it was possible to increase the amount of precipitation of fine carbides.

そして、本発明者は、上記推測をもとに検討を進めた結果、溶鋼を連続鋳造してγ鉄中におけるTiCの溶解度を超えるCとTiを含有するスラブとした場合であっても、熱間圧延の仕上げ圧延を連続鋳造後5時間以内に完了すれば、熱延鋼板の強度を低下させるほどの粗大な炭化物は生成しないことを知見した。すなわち、連続鋳造後から仕上げ圧延完了までの時間を短縮化すると、従来にないほどの多量のCおよびTiの量を液相中へ添加し、Tiを含む粗大な炭化物を生成させる前に熱間圧延を完了させることで、Ti添加により粒子分散強化量を最大限上昇させた高強度熱延鋼板が得られることに想到した。 And, as a result of studying the present inventor based on the above estimation, even when the molten steel is continuously cast to form a slab containing C and Ti exceeding the solubility of TiC in γ iron, It has been found that if the finish rolling of the hot rolling is completed within 5 hours after continuous casting, no coarse carbide is produced to reduce the strength of the hot-rolled steel sheet. In other words, if the time from continuous casting to finish rolling is shortened, an unprecedented amount of C and Ti is added to the liquid phase and hot before forming coarse carbides containing Ti. It was conceived that by completing the rolling, a high-strength hot-rolled steel sheet in which the amount of particle dispersion strengthening was increased to the maximum by adding Ti was obtained.

なお、連続鋳造後から熱間圧延の仕上げ圧延が完了するまでの時間が長時間化するにつれて、Tiを含む炭化物のうち粒子径が50nm以上である炭化物が析出する傾向が見られた。しかしながら、連続鋳造後から仕上げ圧延完了までの時間が5時間以内であれば、その析出量は熱延鋼板強度を著しく低下させるものではなく、依然として980MPa以上の引張強さが得られることが確認された。また、Tiを含む炭化物のうち粒子径が50nm以上の炭化物は、フェライト粒内に均一に分散してせん断加工および打抜加工でのボイド生成ならびに亀裂成長を促進するため、せん断端面および打抜端面性状を改善することが明らかになった。すなわち、Tiを含む炭化物のうち粒子径が50nm以上である炭化物が適度に析出する場合には、熱延鋼板の強度向上効果は多少鈍るものの、打抜性の向上効果が得られるという新たな知見も得た。 As the time from continuous casting to completion of hot rolling finish rolling was increased, carbides having a particle diameter of 50 nm or more among Ti-containing carbides were observed. However, if the time from continuous casting to completion of finish rolling is within 5 hours, the amount of precipitation does not significantly reduce the strength of the hot-rolled steel sheet, and it has been confirmed that a tensile strength of 980 MPa or more can still be obtained. It was. Also, among carbides containing Ti, carbides with a particle size of 50 nm or more are dispersed uniformly in ferrite grains to promote void formation and crack growth in shearing and punching processes. It became clear that the properties were improved. In other words, when carbides with a particle size of 50 nm or more of Ti-containing carbides are appropriately precipitated, the strength improvement effect of the hot-rolled steel sheet is somewhat dull, but a new finding that an improvement effect of punchability can be obtained Also got.

本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］質量％で、C ：0.06％以上0.6％以下、Si：1.5％以下、Mn：2.5％以下、P ：0.1％以下、S ：0.01％以下、Al：0.1％以下、N ：0.01％以下、Ti：0.20％超を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相の面積率が80％以上、前記フェライト相の平均結晶粒径が6μm以下であり、Tiを含む炭化物の析出量が質量％で0.22％以上であり、前記炭化物の平均粒子径が10nm以下である組織とを有し、引張強さが980MPa以上であることを特徴とする高強度熱延鋼板。
［２］前記［１］において、前記炭化物のうち、粒子径が50nm以上0.5μm以下である炭化物が、前記フェライト相の結晶粒内に分散していることを特徴とする高強度熱延鋼板。 The present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
[1] By mass%, C: 0.06% to 0.6%, Si: 1.5% or less, Mn: 2.5% or less, P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.1% or less, N: 0.01% Hereinafter, Ti: containing more than 0.20%, the balance consisting of Fe and inevitable impurities, the area ratio of the ferrite phase is 80% or more, the average grain size of the ferrite phase is 6 μm or less, and contains Ti A high-strength hot-rolled steel sheet having a structure in which a precipitation amount of carbide is 0.22% or more by mass, an average particle diameter of the carbide is 10 nm or less, and a tensile strength is 980 MPa or more.
[2] The high-strength hot-rolled steel sheet according to [1], wherein, among the carbides, carbides having a particle diameter of 50 nm to 0.5 μm are dispersed in crystal grains of the ferrite phase.

［３］前記［１］または［２］において、前記組成に加えて更に、質量％で、V：0.01％以上3％以下、Nb：0.01％以上0.5％以下の１種または２種を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板。 [3] In the above [1] or [2], in addition to the above composition, the composition further contains one or two kinds of V: 0.01% to 3% and Nb: 0.01% to 0.5% in mass%. A high-strength hot-rolled steel sheet characterized by that.

［４］前記［１］ないし［３］のいずれかにおいて、前記組成に加えて更に、質量％で、Mo：0.01％以上0.2％以下、W：0.01％以上0.5％以下、Zr：0.01％以上1％以下、Hf：0.01％以上1％以下のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板。 [4] In any one of the above [1] to [3], in addition to the above composition, by mass: Mo: 0.01% or more and 0.2% or less, W: 0.01% or more and 0.5% or less, Zr: 0.01% or more A high-strength hot-rolled steel sheet containing 1% or less and Hf: any one or more of 0.01% to 1%.

［５］前記［１］ないし［４］のいずれかにおいて、前記組成に加えて更に、質量％で、Co、REM、B、Ni、Cr、Sb、Cu、Mg、Caのうちの１種または２種以上を合計で0.2％以下含有することを特徴とする高強度熱延鋼板。 [5] In any one of the above [1] to [4], in addition to the above composition, in addition to one by mass, one of Co, REM, B, Ni, Cr, Sb, Cu, Mg, and Ca A high-strength hot-rolled steel sheet containing not less than 0.2% in total of 2 or more types.

［６］前記［１］ないし［５］のいずれかにおいて、鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする高強度熱延鋼板。 [6] The high-strength hot-rolled steel sheet according to any one of [1] to [5], wherein the steel sheet surface has a plating layer.

［７］前記［６］において、前記めっき層が亜鉛めっき層であることを特徴とする高強度熱延鋼板。 [7] The high-strength hot-rolled steel sheet according to [6], wherein the plated layer is a galvanized layer.

［８］前記［６］において、前記めっき層が合金化亜鉛めっき層であることを特徴とする高強度熱延鋼板。 [8] The high-strength hot-rolled steel sheet according to [6], wherein the plated layer is an alloyed galvanized layer.

［９］溶鋼を連続鋳造してスラブとし、該スラブに熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とするにあたり、前記スラブを、質量％で、C：0.06％以上0.6％以下、Si：1.5％以下、Mn：2.5％以下、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.1％以下、N：0.01％以下、Ti：0.20％超を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記熱間圧延の仕上げ圧延終了温度を850℃以上とし、かつ、前記熱間圧延の仕上げ圧延を前記連続鋳造終了後5時間以内に完了させ、前記冷却を前記熱間圧延の仕上げ圧延終了後3秒以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を30℃/s以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を550℃以上700℃以下とすることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。 [9] Molten steel is continuously cast into a slab, the slab is hot-rolled, and after the hot rolling is completed, the steel is cooled, wound, and hot-rolled steel sheet. Contains 0.06% to 0.6%, Si: 1.5% or less, Mn: 2.5% or less, P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.1% or less, N: 0.01% or less, Ti: more than 0.20% And the balance is composed of Fe and inevitable impurities, the finish rolling finish temperature of the hot rolling is 850 ° C. or more, and the finish rolling of the hot rolling is completed within 5 hours after the end of the continuous casting. The cooling is started within 3 seconds after the finish rolling of the hot rolling, the average cooling rate of the cooling is 30 ° C / s or more, and the winding temperature of the winding is 550 ° C or more and 700 ° C or less A method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet.

［１０］前記［９］において、前記組成に加えて更に、質量％で、V：0.01％以上3％以下、Nb：0.01％以上0.5％以下の１種または２種を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。 [10] In the above [9], in addition to the above composition, the composition further contains one or two kinds of V: 0.01% to 3% and Nb: 0.01% to 0.5% in mass%. A manufacturing method of a high strength hot rolled steel sheet.

［１１］前記［９］または［１０］において、前記組成に加えて更に、質量％で、Mo：0.01％以上0.2％以下、W：0.01％以上0.5％以下、Zr：0.01％以上1％以下、Hf：0.01％以上1％以下のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。 [11] In the above [9] or [10], in addition to the above composition, by mass%, Mo: 0.01% to 0.2%, W: 0.01% to 0.5%, Zr: 0.01% to 1% , Hf: A method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet characterized by containing any one or more of 0.01% to 1%.

［１２］前記［９］ないし［１１］のいずれかにおいて、前記組成に加えて更に、質量％で、Co、REM、B、Ni、Cr、Sb、Cu、Mg、Caのうちの１種または２種以上を合計で0.2％以下含有することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。 [12] In any one of the above [9] to [11], in addition to the composition, in addition to one by mass, one of Co, REM, B, Ni, Cr, Sb, Cu, Mg, and Ca A method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet, comprising a total of 0.2% or less of two or more types.

［１３］前記［９］ないし［１２］のいずれかにおいて、前記熱延鋼板の表面にめっき層を形成することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。 [13] The method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet according to any one of [9] to [12], wherein a plating layer is formed on a surface of the hot-rolled steel sheet.

［１４］前記［１３］において、前記めっき層が亜鉛めっき層であることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。 [14] The method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet according to [13], wherein the plated layer is a galvanized layer.

［１５］前記［１３］において、前記めっき層が合金化亜鉛めっき層であることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。 [15] The method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet according to [13], wherein the plated layer is an alloyed galvanized layer.

本発明によると、引張強さ：980MPa以上の高強度熱延鋼板が得られ、自動車の構造部材等の使途に好適であり、かつ自動車部材の軽量化および耐衝撃性向上を可能とする等の効果を奏する。また、本発明によると、引張強さ：980MPa以上であり且つ打抜性にも優れた高強度熱延鋼板が得られ、自動車部材の成形を容易とする等の効果が著しい。そして、引張強さ：980MPa以上の高強度熱延鋼板、或いは打抜性を兼ね備えた引張強さ：980MPa以上の高強度熱延鋼板が得られることから、高強度熱延鋼板の更なる用途展開が可能となり、産業上格段の効果を奏する。 According to the present invention, a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more can be obtained, which is suitable for the use of automobile structural members and the like, and can reduce the weight of automobile members and improve impact resistance. There is an effect. Further, according to the present invention, a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more and excellent punchability can be obtained, and effects such as easy formation of automobile members are remarkable. And since the tensile strength: 980MPa or higher high-strength hot-rolled steel sheet or the tensile strength: 980MPa or higher high-strength hot-rolled steel sheet with punchability can be obtained, further application development of high-strength hot-rolled steel sheet Can be achieved, and it has a remarkable industrial effect.

以下、本発明について詳細に説明する。
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、フェライト相の面積率が80％以上、前記フェライト相の平均結晶粒径が6μm以下であり、Tiを含む炭化物の析出量が質量％で0.22％以上であり、前記炭化物の平均粒子径が10nm以下である組織を有する。 Hereinafter, the present invention will be described in detail.
First, the reason for limiting the structure of the hot-rolled steel sheet of the present invention will be described.
The hot-rolled steel sheet of the present invention has a ferrite phase area ratio of 80% or more, the average crystal grain size of the ferrite phase is 6 μm or less, and the precipitation amount of carbide containing Ti is 0.22% or more by mass%, It has a structure in which the average particle size of carbide is 10 nm or less.

引張強さが980MPa以上となる鋼板は軟鋼と比べて延性に劣るため、成形性の劣化が問題となる。この問題を解決するために、母材の金属組織は成形性に優れるフェライトを主な金属組織とする必要がある。そして、フェライトは軟質であるため引張強さが980MPa以上の熱延鋼板を得ることは困難であったが、本発明は、フェライト変態の進行とともに微細な炭化物を析出分散させることで高強度化したことに特徴がある。具体的には、熱延鋼板を製造する際、CおよびTiを多量に固溶したスラブをγ域で熱間圧延し、熱間圧延終了後の冷却または巻取り工程において、γ→α変態に伴いTiを含む微細な炭化物を析出させることで、熱延鋼板の高強度化を図る。 A steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more is inferior in ductility compared with mild steel, so that deterioration of formability becomes a problem. In order to solve this problem, the metal structure of the base material needs to have ferrite having excellent formability as a main metal structure. And since ferrite is soft, it was difficult to obtain a hot-rolled steel sheet with a tensile strength of 980 MPa or more, but the present invention increased the strength by precipitating and dispersing fine carbides as the ferrite transformation progressed. There is a special feature. Specifically, when manufacturing a hot-rolled steel sheet, a slab containing a large amount of C and Ti is hot-rolled in the γ region, and the γ → α transformation is performed in the cooling or winding process after the hot rolling is completed. Accompanied by this, the strength of hot-rolled steel sheet is increased by precipitating fine carbides containing Ti.

フェライト相の面積率：80％以上
上記のとおり、Tiを含む微細な炭化物を大量に析出させるうえでは、熱間圧延終了後のフェライト変態が必須となる。すなわち、熱延鋼板の高強度化に寄与する微細な炭化物の析出量はフェライト相の面積率に依存し、熱延鋼板のフェライト相の面積率が高いほど微細な炭化物の析出量も増加する。そのため、ベイナイトやマルテンサイトの面積率が高くなると、スラブ中に含有させた炭化物構成元素の析出量が減じるため、所望の熱延鋼板強度が得られない。 Ferrite phase area ratio: 80% or more As described above, in order to precipitate a large amount of fine carbides containing Ti, ferrite transformation after hot rolling is essential. That is, the precipitation amount of fine carbides that contribute to increasing the strength of the hot-rolled steel sheet depends on the area ratio of the ferrite phase, and the higher the area ratio of the ferrite phase of the hot-rolled steel sheet, the greater the precipitation amount of fine carbides. For this reason, when the area ratio of bainite or martensite increases, the amount of carbide constituent elements contained in the slab decreases, so that the desired hot-rolled steel sheet strength cannot be obtained.

更に、フェライト相と第二相組織（ベイナイト、パーライト、マルテンサイト等）とは組織間に硬度差があるため、フェライト相と第二相組織との界面は鋼板の打抜加工時に応力集中の起点となり易い。したがって、第二相組織の面積率が高くなると、熱延鋼板の打抜加工時に亀裂成長が不安定となり、打抜き端面の荒れや亀裂といった問題が生じる。以上の理由により、本発明ではフェライト相の面積率を80％以上とする必要がある。好ましくは90％以上である。 Furthermore, since there is a difference in hardness between the ferrite phase and the second phase structure (bainite, pearlite, martensite, etc.), the interface between the ferrite phase and the second phase structure is the origin of stress concentration during the punching process of the steel sheet. It is easy to become. Therefore, when the area ratio of the second phase structure becomes high, crack growth becomes unstable during the punching process of the hot-rolled steel sheet, causing problems such as roughening of the punched end face and cracks. For the above reasons, in the present invention, the area ratio of the ferrite phase needs to be 80% or more. Preferably it is 90% or more.

なお、本発明の熱延鋼板において、鋼板中に含有され得るフェライト相以外の組織としては、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト等が挙げられる。これらの組織が鋼板中に多量に存在すると、熱延鋼板特性（強度、打抜性等）が低下する。そのため、これらの組織は低減することが好ましいが、鋼板の金属組織全体に対する合計面積率が約20％以下であれば許容される。好ましくは10％以下である。 In the hot-rolled steel sheet of the present invention, examples of the structure other than the ferrite phase that can be contained in the steel sheet include pearlite, bainite, martensite, and retained austenite. When these structures are present in a large amount in the steel sheet, hot rolled steel sheet properties (strength, punchability, etc.) are lowered. Therefore, it is preferable to reduce these structures, but it is acceptable if the total area ratio with respect to the entire metal structure of the steel sheet is about 20% or less. Preferably it is 10% or less.

フェライト相の平均結晶粒径：6μm以下
本発明では、オーステナイト→フェライト変態の開始温度（Ar₃変態点）を低温化する必要があるため、フェライト粒が微細化する。
先述のとおり、本発明では、熱間圧延終了後におけるオーステナイト→フェライト変態と同時にTiを含む炭化物を微細に析出分散させる。ここで、オーステナイト→フェライト変態を高温で進行させた場合には、炭化物構成元素の拡散速度が上昇し、析出した炭化物が粗大化し易くなるため、所望の熱延鋼板強度を得られなくなる。したがって、本発明では、熱延鋼板に含まれる炭化物の粗大化を抑制する目的で、オーステナイト→フェライト変態の開始温度（Ar₃変態点）を低下させる必要がある。 Average crystal grain size of ferrite phase: 6 μm or less In the present invention, since the austenite → ferrite transformation start temperature (Ar ₃ transformation point) needs to be lowered, the ferrite grains become finer.
As described above, in the present invention, carbide containing Ti is finely precipitated and dispersed simultaneously with the austenite → ferrite transformation after the end of hot rolling. Here, when the austenite → ferrite transformation is allowed to proceed at a high temperature, the diffusion rate of the carbide constituent elements increases, and the precipitated carbide is likely to be coarsened, so that the desired hot-rolled steel sheet strength cannot be obtained. Therefore, in the present invention, it is necessary to lower the austenite → ferrite transformation start temperature (Ar ₃ transformation point) in order to suppress the coarsening of carbides contained in the hot-rolled steel sheet.

一方、オーステナイト→フェライト変態に伴うオーステナイト／フェライトの界面移動は拡散現象であるので、変態後のフェライト粒の大きさもオーステナイト→フェライト変態の開始温度と密接に関係している。そして、オーステナイト→フェライト変態の開始温度が低温化するにつれてフェライト粒も微細化することから、フェライト粒の微細化は熱延鋼板の高強度化に寄与する微細な炭化物を得るための指標となる。本発明において、後述する所望の粒子径を有する微細な炭化物を得るためには、フェライト相の平均結晶粒径を6μm以下とする必要がある。好ましくは、5μm以下である。 On the other hand, since the austenite / ferrite interface movement accompanying the austenite → ferrite transformation is a diffusion phenomenon, the size of the ferrite grains after the transformation is also closely related to the onset temperature of the austenite → ferrite transformation. And since the ferrite grains become finer as the start temperature of the austenite → ferrite transformation becomes lower, the refinement of the ferrite grains becomes an index for obtaining fine carbides that contribute to increasing the strength of the hot-rolled steel sheet. In the present invention, in order to obtain a fine carbide having a desired particle diameter, which will be described later, the average crystal grain diameter of the ferrite phase needs to be 6 μm or less. Preferably, it is 5 μm or less.

Tiを含む炭化物
本発明において熱延鋼板に微細析出させる炭化物は、Tiを含む炭化物である。熱延鋼板が炭化物構成元素としてTiのみを含有する場合、Tiを含む炭化物はTi炭化物である。また、熱延鋼板がTi以外の炭化物構成元素も含有する場合には、Ti炭化物のほかにTiとVの複合炭化物、或いは更にNb、W、Mo、Hf、Zrを炭化物中に含むものが挙げられる。 Carbide containing Ti In the present invention, the carbide finely precipitated on the hot-rolled steel sheet is a carbide containing Ti. When the hot-rolled steel sheet contains only Ti as a carbide constituent element, the carbide containing Ti is Ti carbide. In addition, when the hot-rolled steel sheet contains carbide constituent elements other than Ti, in addition to Ti carbide, Ti and V composite carbides, or those containing Nb, W, Mo, Hf, and Zr in the carbides may be mentioned. It is done.

Tiを含む炭化物の析出量：質量％で0.22％以上
粒子分散強化量は、炭化物の粒子径および析出量によって変化する。析出量（（熱延鋼板中に析出したTiを含む炭化物の全質量）／（熱延鋼板の質量）×100（％））が0.22質量％を下回ると、特に炭化物構成元素としてTiのみを含有する場合、所望の熱延鋼板強度が得られなくなる。そこで、本発明では、熱延鋼板の引張強さを980MPa以上とするために、前記析出量を0.22質量％以上とする。好ましくは0.25質量％以上である。 Precipitation amount of carbide containing Ti: 0.22% or more by mass% The particle dispersion strengthening amount varies depending on the particle size and precipitation amount of carbide. When the precipitation amount ((total mass of carbide containing Ti precipitated in hot-rolled steel sheet) / (mass of hot-rolled steel sheet) x 100 (%)) is less than 0.22 mass%, it contains only Ti as a carbide constituent element. In this case, the desired hot-rolled steel sheet strength cannot be obtained. Therefore, in the present invention, in order to set the tensile strength of the hot-rolled steel sheet to 980 MPa or more, the precipitation amount is set to 0.22% by mass or more. Preferably it is 0.25 mass% or more.

Tiを含む炭化物の平均粒子径：10nm以下
上記のとおり、本発明の熱延鋼板では、主にTiを含む微細な炭化物による粒子分散強化によって強度を得ているが、炭化物が微細であるほど転位の運動を阻害する粒子数が増加するため、炭化物を分散することによって得られる強化量は増大する。所望の引張強さ（980MPa以上）の熱延鋼板を得るには、少なくとも平均粒子径10nm以下の炭化物を微細に分散させる必要がある。好ましくは8nm以下である。 Average particle diameter of carbide containing Ti: 10 nm or less As described above, in the hot rolled steel sheet of the present invention, strength is obtained mainly by particle dispersion strengthening with fine carbide containing Ti. As the number of particles that inhibit the movement of increases, the amount of strengthening obtained by dispersing the carbide increases. In order to obtain a hot-rolled steel sheet having a desired tensile strength (980 MPa or more), it is necessary to finely disperse carbides having an average particle diameter of 10 nm or less. Preferably it is 8 nm or less.

なお、本発明において、上記平均粒子径を求める際、粒子径が50nm未満である炭化物を対象とし、粒子径が50nm以上の炭化物は対象としない。これは、熱延鋼板の強化に実質的に寄与する炭化物が通常、粒子径50nm未満のものに限定されるためである。すなわち、Tiを含む炭化物のうち粒子径が50nm以上の炭化物や、鉄系炭化物（セメンタイト）は、粒子分散強化に寄与しない。 In the present invention, when determining the average particle size, carbides having a particle size of less than 50 nm are targeted, and carbides having a particle size of 50 nm or more are not targeted. This is because carbides that substantially contribute to strengthening of the hot-rolled steel sheet are usually limited to those having a particle diameter of less than 50 nm. That is, among carbides containing Ti, carbides having a particle diameter of 50 nm or more and iron-based carbides (cementite) do not contribute to particle dispersion strengthening.

粒子分散強化機構を最大限活用するうえでは、熱延鋼板に含まれる炭化物構成元素の全量を、粒子径50nm未満の炭化物として析出させることが望ましい。但し、熱延鋼板の強度と打抜性とのバランスを図る目的で、熱延鋼板に含まれるTiの一部を粒子径50nm以上の炭化物としてフェライト相の結晶粒内に析出させてもよい。 In order to make maximum use of the particle dispersion strengthening mechanism, it is desirable to deposit the entire amount of carbide constituent elements contained in the hot-rolled steel sheet as a carbide having a particle diameter of less than 50 nm. However, for the purpose of balancing the strength and punchability of the hot-rolled steel sheet, a part of Ti contained in the hot-rolled steel sheet may be precipitated in the ferrite phase crystal grains as a carbide having a particle diameter of 50 nm or more.

炭化物構成元素のうち、特にTiは炭化物が粗大化し易い傾向にある。そして、Tiを含む炭化物のうち粒子径が0.5μmを超える炭化物は、微細に析出する炭化物の析出量を大きく減少させるため、熱延鋼板の高強度化に著しく悪影響を及ぼす。したがって、Tiを含む炭化物のうち0.5μmを超える炭化物は形成させないことが望ましい。一方、熱延鋼板中に、Tiを含む炭化物のうち粒子径50nm以上0.5μm以下である炭化物が適度に存在する場合には、高強度を維持することが可能である。また、熱延鋼板中に、Tiを含む炭化物のうち粒子径50nm以上0.5μm以下である炭化物が適度に存在すると、打抜加工時にこれらの炭化物とマトリックス（フェライト相）との界面で応力集中が生じてボイドが発生し、発生したボイドが効果的に連結する。その結果、打抜加工時の亀裂成長が促進され、せん断端面および打抜端面性状が改善される。 Among carbide constituent elements, Ti in particular tends to coarsen carbides. Further, among carbides containing Ti, carbides having a particle diameter exceeding 0.5 μm greatly reduce the precipitation amount of finely precipitated carbides, and thus have a significant adverse effect on increasing the strength of hot-rolled steel sheets. Therefore, it is desirable not to form a carbide exceeding 0.5 μm among carbides containing Ti. On the other hand, when a carbide having a particle diameter of 50 nm or more and 0.5 μm or less among the carbides containing Ti is appropriately present in the hot-rolled steel sheet, high strength can be maintained. Also, if carbides with a particle size of 50 nm or more and 0.5 μm or less among the carbides containing Ti are present in the hot rolled steel sheet, stress concentration occurs at the interface between these carbides and the matrix (ferrite phase) during punching. A void is generated and the generated void is effectively connected. As a result, crack growth during punching is promoted, and the shear end face and punch end face properties are improved.

熱延鋼板に含まれるTiを含む炭化物の一部を粒子径50nm以上0.5μm以下の炭化物としてフェライト相の結晶粒内に析出させて熱延鋼板の強度と打抜性とのバランスを図る場合には、Tiを含む炭化物のうち粒子径50nm以上0.5μm以下である炭化物をフェライト相の結晶粒内に2000個/mm²以上析出させることが好ましい。より好ましくは3000個/mm²以上である。但し、Tiを含む炭化物のうち粒子径が50nm以上0.5μm以下である炭化物が過剰に析出すると、熱延鋼板強度の低下を招来するため、15000個/mm²以下とすることが好ましい。また、Tiを含む炭化物が粗大化し過ぎると、熱延鋼板強度の著しい低下を招来するため、Tiを含む炭化物の粒子径は0.5μm以下とすることが好ましい。 When trying to balance the strength and punchability of hot-rolled steel sheets by precipitating some of the carbides containing Ti contained in the hot-rolled steel sheets as carbides with a particle size of 50 nm or more and 0.5 μm or less in the crystal grains of the ferrite phase Of these, it is preferable to deposit 2,000 carbides / mm ² or more of carbides having a particle diameter of 50 nm or more and 0.5 μm or less in the ferrite phase crystal grains. More preferably, it is 3000 pieces / mm ² or more. However, if carbides having a particle size of 50 nm or more and 0.5 μm or less out of carbides containing Ti are excessively precipitated, the strength of the hot-rolled steel sheet is reduced, so that it is preferably 15000 pieces / mm ² or less. Moreover, since the carbide | carbonized_material containing Ti will reduce the strength of a hot-rolled steel plate markedly when it coarsens too much, it is preferable that the particle diameter of the carbide | carbonized_material containing Ti shall be 0.5 micrometer or less.

次に、本発明熱延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％（mass％）を意味するものとする。 Next, the reason for limiting the component composition of the hot-rolled steel sheet of the present invention will be described. In addition,% showing the following component composition shall mean the mass% (mass%) unless there is particular notice.

C ：0.06％以上0.6％以下
Cは、Ti、或いは更にV、Nb、Mo、W、Zr、Hfと結合し炭化物として鋼板中に微細分散する。すなわちCは、微細な炭化物を形成してフェライト組織を著しく強化させる元素であり、熱延鋼板を強化するうえで必須の元素である。引張強さ980MPa以上の高強度熱延鋼板を得るには、C含有量を少なくとも0.06％以上とする必要がある。好ましくは0.08％以上である。一方、C含有量が0.6％を超えると、大量のセメンタイトが析出し、フェライト相の面積率が80％以上である組織を有する熱延鋼板が得られなくなる。また、セメンタイトが多量に生成すると熱延鋼板の延性が著しく低下するため、所望の部品形状に成形することが困難となる。 C: 0.06% to 0.6%
C combines with Ti, or further V, Nb, Mo, W, Zr, and Hf, and is finely dispersed in the steel sheet as a carbide. That is, C is an element that forms fine carbides and remarkably strengthens the ferrite structure, and is an essential element for strengthening the hot-rolled steel sheet. In order to obtain a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more, the C content needs to be at least 0.06%. Preferably it is 0.08% or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.6%, a large amount of cementite precipitates, and a hot-rolled steel sheet having a structure in which the area ratio of the ferrite phase is 80% or more cannot be obtained. Further, when a large amount of cementite is generated, the ductility of the hot-rolled steel sheet is remarkably lowered, so that it becomes difficult to form a desired part shape.

したがって、C含有量は0.06％以上0.6％とする。なお、Tiを含む炭化物のうち粒子径が50nm以上である炭化物の析出量を可能な限り抑制し、熱延鋼板の強度向上効果を重視する場合には、C含有量を0.08％以上0.45％以下とすることが好ましい。一方、Tiを含む炭化物のうち粒子径が50nm以上0.5μm以下である炭化物を適度に（例えば2000個/mm²以上15000個/mm²以下）析出させて、強度と打抜性のバランスを図る場合には、C含有量を0.08％以上0.55％以下とすることが好ましい。 Therefore, the C content is 0.06% or more and 0.6%. In addition, when the amount of precipitation of carbides with a particle size of 50 nm or more among Ti-containing carbides is suppressed as much as possible, and when emphasizing the strength improvement effect of hot-rolled steel sheets, the C content is 0.08% or more and 0.45% or less It is preferable that On the other hand, among carbides containing Ti, carbides having a particle size of 50 nm or more and 0.5 μm or less are appropriately deposited (for example, 2000 pieces / mm ² or more and 15000 pieces / mm ² or less) to balance strength and punchability. In such a case, the C content is preferably 0.08% or more and 0.55% or less.

更に、炭化物の熱安定性の観点からは、Ti、V、Nb、Mo、W、Hf、Zrに対し、Cを原子濃度で過剰に添加することが望ましい。すなわち、以下の(1)式を満たすことで、熱延鋼板を製造する際、巻取処理時の炭化物の粒子成長を抑制することができる。なお、(1)式において、[％C]、[％Ti]、[％V]、[％Nb]、[％Mo]、[％Zr]、[％Hf]、[％W]、は、各元素の含有量（質量％）である。また、熱延鋼板がVを含有しない場合、[％V]をゼロとして(1)式を計算するものとする。Nb、Mo、Zr、Hf、Wについても同様とする。 Furthermore, from the viewpoint of the thermal stability of the carbide, it is desirable to add C in an atomic concentration excessively with respect to Ti, V, Nb, Mo, W, Hf, and Zr. That is, by satisfying the following formula (1), it is possible to suppress carbide particle growth during the winding process when manufacturing a hot-rolled steel sheet. In the equation (1), [% C], [% Ti], [% V], [% Nb], [% Mo], [% Zr], [% Hf], [% W] It is content (mass%) of each element. Further, when the hot-rolled steel sheet does not contain V, equation (1) is calculated with [% V] set to zero. The same applies to Nb, Mo, Zr, Hf, and W.

Si：1.5％以下
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鋼板表面に楔形となって形成するため、鋼板に成形加工を施す際に割れの起点となり易く、成形時の割れの原因となったり耐疲労性を低下させる。したがって、Si含有量は1.5％以下とする。好ましくは1.0％以下である。なお、Si含有量は不純物レベルまで低減してもよい。 Si: 1.5% or less
Si is easy to concentrate on the steel sheet surface, and forms firelite (Fe ₂ SiO ₄ ) on the steel sheet surface. Since this firelite is formed in a wedge shape on the surface of the steel sheet, it tends to become a starting point of cracking when the steel sheet is formed, causing cracking during forming and reducing fatigue resistance. Therefore, the Si content is 1.5% or less. Preferably it is 1.0% or less. Note that the Si content may be reduced to the impurity level.

Mn：2.5％以下
Mnは、オーステナイト→フェライト変態温度（Ar₃変態点）を低下させる作用があり、熱延鋼板の高強度化に寄与する元素である。
熱延鋼板の高強度化に寄与する炭化物は、熱延鋼板製造時、熱間圧延終了後の冷却、巻取り過程で析出するが、高温域で析出する炭化物は粗大化し易い一方、炭化物を低温域で析出させると微細な炭化物が得られる。また、上記炭化物は、熱間圧延終了後の冷却、巻取り過程において鋼のオーステナイト→フェライト変態とほぼ同時に析出する。以上の理由により、鋼のAr₃変態点を低温化することで、炭化物が低温域で析出し、微細な炭化物が得られる。 Mn: 2.5% or less
Mn has an action of lowering the austenite → ferrite transformation temperature (Ar ₃ transformation point), and is an element contributing to increasing the strength of the hot-rolled steel sheet.
Carbides that contribute to increasing the strength of hot-rolled steel sheets precipitate during hot-rolled steel sheet manufacturing during the cooling and coiling processes after hot rolling. When it is deposited in the region, fine carbides are obtained. The carbide precipitates almost simultaneously with the austenite → ferrite transformation of the steel in the cooling and winding process after the hot rolling is completed. For the above reasons, by reducing the temperature of the Ar ₃ transformation point of steel, carbide precipitates in a low temperature region, and fine carbide can be obtained.

以上のように、オーステナイト→フェライト変態温度の低温化に伴い炭化物は微細化するため、Mnは熱延鋼板の高強度化に有効である。このような効果を得るには、Mn含有量を0.1％以上とすることが望ましい。一方、Mnは、その含有量が過剰になると偏析により熱延鋼板の延性を低下させる元素でもあり、Mn含有量が2.5％を超えると延性への悪影響が顕在化する。したがって、Mn含有量は2.5％以下とする。好ましくは1.8％以下である。 As described above, since carbides become finer as the austenite → ferrite transformation temperature decreases, Mn is effective in increasing the strength of hot-rolled steel sheets. In order to obtain such an effect, the Mn content is desirably 0.1% or more. On the other hand, Mn is also an element that reduces the ductility of the hot-rolled steel sheet due to segregation when the content is excessive, and when the Mn content exceeds 2.5%, an adverse effect on ductility becomes apparent. Therefore, the Mn content is 2.5% or less. Preferably it is 1.8% or less.

また、熱延鋼板の長手方向に生じる強度のばらつきを抑制する観点からは、Mn含有量を0.7％以下とすることが好ましい。
先述のとおり、熱延鋼板に微細な炭化物を析出させるには、Mnを積極的に添加してオーステナイト→フェライト変態温度（Ar₃変態点）を低下させることが好ましい。しかし、この変態温度が極端に低くなると、熱延鋼板製造時、ランアウトテーブルでオーステナイト→フェライト変態せず、巻取り以降でオーステナイト→フェライト変態が進行することになる。 Further, from the viewpoint of suppressing variation in strength occurring in the longitudinal direction of the hot-rolled steel sheet, the Mn content is preferably set to 0.7% or less.
As described above, in order to precipitate fine carbides on the hot-rolled steel sheet, it is preferable to positively add Mn to lower the austenite → ferrite transformation temperature (Ar ₃ transformation point). However, when this transformation temperature becomes extremely low, the austenite → ferrite transformation does not occur at the run-out table during the production of the hot-rolled steel sheet, and the austenite → ferrite transformation proceeds after winding.

ここで、オーステナイト→フェライト変態の進行に伴い変態発熱が生じるが、熱延鋼板をコイル状に巻き取った後にオーステナイト→フェライト変態が進行すると、変態発熱による鋼板温度の上昇が無視できなくなる。コイルの外周部分や内周部分は、外気に晒されており放冷され易い状態にあるため、変態発熱による温度上昇は殆ど見られない。したがって、コイルの外周部分や内周部分では、析出した炭化物が微細な状態に維持される。しかし、コイルの長手方向中央部は放冷され難い状態にあり、変態発熱により温度が上昇し易い。したがって、コイルの長手方向中央部では、変態発熱による温度上昇に伴い、析出した炭化物が粗大化するおそれがある。 Here, transformation heat generation occurs with the progress of the austenite → ferrite transformation, but when the austenite → ferrite transformation proceeds after the hot-rolled steel sheet is wound into a coil shape, an increase in the steel sheet temperature due to the transformation heat generation cannot be ignored. Since the outer peripheral portion and inner peripheral portion of the coil are exposed to the outside air and are in a state of being easily allowed to cool, almost no temperature increase due to transformation heat generation is observed. Therefore, the precipitated carbide is maintained in a fine state at the outer peripheral portion and the inner peripheral portion of the coil. However, the central portion in the longitudinal direction of the coil is hardly cooled, and the temperature is likely to rise due to transformation heat generation. Therefore, at the central portion in the longitudinal direction of the coil, the precipitated carbide may be coarsened as the temperature rises due to transformation heat generation.

以上の理由により、熱延鋼板製造時、巻取り以降でオーステナイト→フェライト変態が進行すると、熱延鋼板の長手方向で強度のばらつきが大きくなる場合がある。このような問題を回避するには、Mn含有量を0.7％以下とし、熱延鋼板製造時、ランアウトテーブルでオーステナイト→フェライト変態が生じるように変態温度（Ar₃変態点）を調整することが好ましい。Mn含有量を0.7％以下とすることにより、コイル（熱延鋼板）の長手方向中央部での強度低下を抑制することができ、延いては長手方向での強度均一性に優れた熱延鋼板が得られる。なお、このような効果を得るためには、Mn含有量を0.5％未満とすることがより好ましく、Mn含有量を不純物レベルまで低減してもよい。 For the above reasons, when the austenite → ferrite transformation proceeds after coiling during the production of a hot-rolled steel sheet, there may be a large variation in strength in the longitudinal direction of the hot-rolled steel sheet. In order to avoid such problems, it is preferable to adjust the transformation temperature (Ar ₃ transformation point) so that the Mn content is 0.7% or less and the austenite → ferrite transformation occurs in the run-out table during hot-rolled steel sheet production. . By setting the Mn content to 0.7% or less, it is possible to suppress a decrease in strength at the central portion in the longitudinal direction of the coil (hot rolled steel plate), and thus excellent in the strength uniformity in the longitudinal direction. Is obtained. In order to obtain such an effect, the Mn content is more preferably less than 0.5%, and the Mn content may be reduced to the impurity level.

P ：0.1％以下
Pは、粒界に偏析して熱延鋼板の耐衝撃性を著しく低下させる。また、Pは、粒界に偏析して粒界強度を著しく低下させるため、熱延鋼板の打抜加工時に粒界割れの原因となり、打抜端面性状を劣化させる。以上の理由により、Pは極力低減することが好ましく、本発明においては0.1％以下に低減する。好ましくは0.06％以下である。P含有量は不純物レベルまで低減してもよい。 P: 0.1% or less
P segregates at the grain boundaries and significantly reduces the impact resistance of the hot-rolled steel sheet. Further, P segregates at the grain boundaries and significantly reduces the grain boundary strength, so that it causes grain boundary cracking during the punching process of the hot-rolled steel sheet and deteriorates the punch end face properties. For the above reasons, P is preferably reduced as much as possible, and is reduced to 0.1% or less in the present invention. Preferably it is 0.06% or less. The P content may be reduced to the impurity level.

S ：0.01％以下
Sは、鋼中でMnSなどの介在物を形成する。この介在物は熱延鋼板の耐衝撃性を低下させる。また、MnSなどの介在物は、圧延や打抜加工により楔状に変形する。そして、楔状に変形した介在物が熱延鋼板中に存在すると、鋼板の打抜時に亀裂成長が不安定となるため、打抜端面性状が劣化する。以上の理由により、本発明ではS含有量を極力低減することが好ましく、0.01％以下とする。好ましくは0.008％以下であり、より好ましくは0.0068％以下である。S含有量は不純物レベルまで低減してもよい。 S: 0.01% or less
S forms inclusions such as MnS in the steel. This inclusion reduces the impact resistance of the hot-rolled steel sheet. In addition, inclusions such as MnS are deformed into a wedge shape by rolling or punching. If inclusions deformed in a wedge shape are present in the hot-rolled steel sheet, crack growth becomes unstable when the steel sheet is punched, so that the punching end face properties deteriorate. For the above reasons, in the present invention, it is preferable to reduce the S content as much as possible, and the content is made 0.01% or less. Preferably it is 0.008% or less, More preferably, it is 0.0068% or less. The S content may be reduced to the impurity level.

Al：0.1％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには0.02％以上含有することが望ましい。一方、Alは酸化物等を形成して鋼の熱間延性を低下させるため、その含有量が過剰になると連続鋳造時に割れの危険性が高まる。Al含有量が0.1％を超えると上記悪影響が顕在化するため、Al含有量は0.1％以下とする。好ましくは0.08％以下である。 Al: 0.1% or less
Al is an element that acts as a deoxidizer. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.02% or more. On the other hand, Al forms an oxide or the like to reduce the hot ductility of the steel, so if its content is excessive, the risk of cracking during continuous casting increases. If the Al content exceeds 0.1%, the above-described adverse effect becomes obvious, so the Al content is set to 0.1% or less. Preferably it is 0.08% or less.

N ：0.01％以下
Nは、製鋼、連続鋳造の段階でTiと結合しTiNを形成するが、このTiNは粗大に析出するため熱延鋼板の強化に寄与しない。そして、N含有量が過度に高くなると、TiNが過剰に析出する結果、強化に寄与するTi量（微細な炭化物の形成に寄与するTiの量）が減少し、熱延鋼板強度が低下する。したがって、N含有量は極力低減することが好ましく、本発明においては0.01％以下とする。好ましくは0.008％以下である。なお、N含有量は極力低減することが好ましいため、その下限は特に定めない。 N: 0.01% or less
N combines with Ti to form TiN at the stage of steelmaking and continuous casting, but this TiN precipitates coarsely and does not contribute to strengthening of the hot-rolled steel sheet. And when N content becomes high too much, as a result of TiN precipitating excessively, the amount of Ti contributing to strengthening (the amount of Ti contributing to the formation of fine carbides) decreases, and the strength of the hot-rolled steel sheet decreases. Therefore, it is preferable to reduce the N content as much as possible, and in the present invention, it is 0.01% or less. Preferably it is 0.008% or less. In addition, since it is preferable to reduce N content as much as possible, the minimum in particular is not defined.

Ti：0.20％超
Tiは、Cと結合して微細な炭化物を形成し、粒子分散強化機構により熱延鋼板の高強度化に寄与する元素である。他の炭素構成元素を含有させることなく所望の熱延鋼板強度（引張強さ：980MPa以上）を確保するためには、少なくともTi含有量を0.20％超とする必要がある。好ましくは0.22％以上であり、より好ましくは0.25％以上である。 Ti: Over 0.20%
Ti is an element that combines with C to form fine carbides and contributes to increasing the strength of hot-rolled steel sheets by a particle dispersion strengthening mechanism. In order to ensure the desired hot-rolled steel sheet strength (tensile strength: 980 MPa or more) without containing other carbon constituent elements, at least the Ti content needs to exceed 0.20%. Preferably it is 0.22% or more, more preferably 0.25% or more.

なお、安定的に強度を得ようとする場合には、Ti含有量を0.3％以上とすることが望ましい。特に、強度と打抜性のバランスを図る場合には、高強度化に寄与する微細な炭化物を析出させることに加えて、粒子径が50nm以上0.5μm以下である炭化物を適度に（例えば2000個/mm²以上15000個/mm²以下）析出させる必要があることから、Ti含有量を0.3％以上と高めにすることが好ましい。但し、Ti含有量が3％を超えると、高強度化の効果が飽和するため、Ti含有量は3％以下とすることが好ましい。 In addition, when it is going to acquire intensity | strength stably, it is desirable to make Ti content 0.3% or more. In particular, in order to balance strength and punchability, in addition to precipitating fine carbides that contribute to high strength, moderately (for example, 2000) carbides having a particle size of 50 nm to 0.5 μm. / mm ² or more and 15000 pieces / mm ² or less) Since it is necessary to deposit, it is preferable to increase the Ti content to 0.3% or more. However, if the Ti content exceeds 3%, the effect of increasing the strength is saturated, so the Ti content is preferably 3% or less.

以上が、本発明における基本組成であるが、上記した基本組成に加えてさらに以下の元素を含有しても良い。 The above is the basic composition in the present invention. In addition to the basic composition described above, the following elements may be further contained.

V ：0.01％以上3％以下、Nb：0.01％以上0.5％以下の１種または２種
V、Nbは、Tiと同様、Cと炭化物を形成して鋼板の高強度化に寄与する元素であるため、熱延鋼板の更なる高強度化のために添加してもよい。熱延鋼板の高強度化には、V、Nbのいずれの場合においても含有量を0.01％以上とすることが好ましい。 V: 0.01% or more and 3% or less, Nb: 0.01% or more and 0.5% or less
V and Nb, like Ti, are elements that form carbides with C and contribute to increasing the strength of the steel sheet, and therefore may be added to further increase the strength of the hot-rolled steel sheet. In order to increase the strength of the hot-rolled steel sheet, the content is preferably 0.01% or more in both cases of V and Nb.

しかしながら、V含有量が3％を超えると、熱延鋼板を製造する際、巻取処理時にフェライト変態が完了せず、所望のフェライト面積率が得られなくなり、強度および延性が低下する。また、Nb含有量が0.5％を超えると、熱延鋼板製造時の熱間圧延工程において、圧延荷重の過度な増大を招き製造が困難となるうえ、Vと同様、フェライト変態の進行を阻害する。したがって、V含有量は0.01％以上3％以下、Nb含有量は0.01％以上0.5％以下とすることが好ましい。また、V含有量は0.01％以上2％以下、Nb含有量は0.01％以上0.3％以下とすることが、より好ましい。 However, if the V content exceeds 3%, when producing a hot-rolled steel sheet, the ferrite transformation is not completed during the winding process, and a desired ferrite area ratio cannot be obtained, and the strength and ductility are reduced. Further, if the Nb content exceeds 0.5%, in the hot rolling process at the time of hot-rolled steel sheet production, the rolling load is excessively increased and the production becomes difficult, and similarly to V, the progress of the ferrite transformation is inhibited. . Therefore, the V content is preferably 0.01% or more and 3% or less, and the Nb content is preferably 0.01% or more and 0.5% or less. More preferably, the V content is 0.01% or more and 2% or less, and the Nb content is 0.01% or more and 0.3% or less.

Mo：0.01％以上0.2％以下、W：0.01％以上0.5％以下、Zr：0.01％以上1％以下、Hf：0.01％以上１％以下の１種または２種以上
Mo、W、Zr、Hfは、炭化物を形成し、熱延鋼板の高強度化に寄与する元素である。熱延鋼板の高強度化には、Mo、W、Zr、Hfのいずれの場合においても含有量を0.01％以上とすることが好ましい。一方、これらの元素を過度に添加すると、熱延鋼板製造時、仕上げ圧延終了後の冷却過程においてフェライト変態を著しく遅延させ、所望の面積率のフェライト組織が得られなくなる。以上の理由により、Mo含有量は0.2％以下、W含有量は0.5％以下、Zr含有量は1％以下、Hf含有量は1％以下とすることが好ましい。また、これらの元素を２種以上添加する場合には、合計量で1％を超えないことが望ましい。なお、Nb、Mo、W、Zr、Hfの２種以上を添加する場合には、合計量で0.5％を超えないことがより望ましい。 Mo: 0.01% to 0.2%, W: 0.01% to 0.5%, Zr: 0.01% to 1%, Hf: 0.01% to 1%, one or more
Mo, W, Zr, and Hf are elements that form carbides and contribute to increasing the strength of the hot-rolled steel sheet. In order to increase the strength of the hot-rolled steel sheet, the content is preferably 0.01% or more in any case of Mo, W, Zr, and Hf. On the other hand, when these elements are added excessively, ferrite transformation is significantly delayed in the cooling process after finishing rolling at the time of hot-rolled steel sheet production, and a ferrite structure having a desired area ratio cannot be obtained. For these reasons, the Mo content is preferably 0.2% or less, the W content is 0.5% or less, the Zr content is 1% or less, and the Hf content is preferably 1% or less. In addition, when adding two or more of these elements, it is desirable that the total amount does not exceed 1%. In addition, when adding 2 or more types of Nb, Mo, W, Zr, and Hf, it is more desirable that the total amount does not exceed 0.5%.

Co、REM、B、Ni、Cr、Sb、Cu、Mg、Caのうちの１種または２種以上：合計で0.2％以下
これら元素は、加工性の観点から合計で0.2％までは許容できる。好ましくは合計で0.09％以下である。
上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。 One or more of Co, REM, B, Ni, Cr, Sb, Cu, Mg, Ca: 0.2% or less in total These elements are acceptable up to 0.2% in total from the viewpoint of workability. Preferably, it is 0.09% or less in total.
Components other than the above are Fe and inevitable impurities.

本発明の熱延鋼板の表面にめっき層を形成してもよい。めっき層の種類は特に問わず、電気めっき層、無電解めっき層のいずれも適用可能である。また、めっき層の合金成分も特に問わず、亜鉛めっき層、合金化亜鉛めっき層などが好適な例として挙げられるが、勿論、これらに限定されない。表面にめっき層を形成することにより、熱延鋼板の耐食性が向上し、厳しい腐食環境下で使用される自動車部品などへの適用が可能になる。 A plating layer may be formed on the surface of the hot-rolled steel sheet of the present invention. The type of the plating layer is not particularly limited, and any of an electroplating layer and an electroless plating layer can be applied. Further, the alloy component of the plating layer is not particularly limited, and a galvanized layer, an alloyed galvanized layer, and the like are preferable examples. However, the present invention is not limited to these examples. By forming a plating layer on the surface, the corrosion resistance of the hot-rolled steel sheet is improved, and it becomes possible to apply it to automobile parts used in severe corrosive environments.

次に、本発明の熱延鋼板の製造方法について説明する。
溶鋼を連続鋳造して前記の組成を有するスラブとし、該スラブに熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とする。この際、本発明では、前記熱間圧延の仕上げ圧延終了温度を850℃以上とし、かつ、前記熱間圧延の仕上げ圧延を前記連続鋳造終了後5時間以内に完了させ、前記冷却を前記熱間圧延の仕上げ圧延終了後3秒以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を30℃/s以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を550℃以上700℃以下とすることを特徴とする。 Next, the manufacturing method of the hot rolled steel sheet of the present invention will be described.
The molten steel is continuously cast to obtain a slab having the above composition, and the slab is hot-rolled. After the hot rolling is finished, the steel is cooled, wound, and made into a hot-rolled steel sheet. At this time, in the present invention, the finish rolling finish temperature of the hot rolling is 850 ° C. or more, and the finish rolling of the hot rolling is completed within 5 hours after the end of the continuous casting, and the cooling is performed in the hot rolling. The rolling is started within 3 seconds after the finish rolling, the average cooling rate of the cooling is 30 ° C./s or more, and the winding temperature of the winding is 550 ° C. or more and 700 ° C. or less.

本発明において、鋼の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、溶鋼からスラブを鋳造するが、本発明では、従来にないほどの多量のCおよびTiの量を液相中へ添加した溶鋼からスラブを鋳造し、鋼中にTiを含む炭化物が析出する前、或いはTiを含む炭化物が過剰に析出する前に熱間圧延を完了させる。したがって、本発明では、鋳造したスラブを速やかに熱間圧延することが要求されるため、連続鋳造法（薄スラブ連鋳法を含む）によりスラブとする必要がある。なお、生産性や品質上の観点からも、連続鋳造法（薄スラブ連鋳法を含む）によりスラブとすることが好ましい。鋳造速度は、片割れ等の観点から10m/min以下とすることが好ましい。 In the present invention, the method for melting steel is not particularly limited, and a known melting method such as a converter or an electric furnace can be employed. Further, secondary refining may be performed in a vacuum degassing furnace. Thereafter, the slab is cast from the molten steel. In the present invention, the slab is cast from the molten steel in which a large amount of C and Ti as compared with the prior art is added to the liquid phase, and carbide containing Ti is precipitated in the steel. The hot rolling is completed before or before the carbide containing Ti is excessively precipitated. Therefore, in the present invention, since the cast slab is required to be quickly hot-rolled, it is necessary to form the slab by a continuous casting method (including a thin slab continuous casting method). In view of productivity and quality, the slab is preferably formed by a continuous casting method (including a thin slab continuous casting method). The casting speed is preferably 10 m / min or less from the viewpoint of half cracking or the like.

以上のようにして得られたスラブに熱間圧延を施すが、後述のとおり本発明では、熱間圧延の仕上げ圧延を前記連続鋳造終了後5時間以内に完了させる必要がある。したがって、本発明では、連続鋳造後、スラブを室温まで冷却することなく直送圧延する。熱間圧延は通常、粗圧延と仕上げ圧延からなるが、本発明において粗圧延の条件は特に限定されない。また、特に薄スラブ鋳造法を採用した場合には、粗圧延を省略してもよい。 The slab obtained as described above is hot-rolled. As described later, in the present invention, the hot rolling finish rolling needs to be completed within 5 hours after the end of the continuous casting. Therefore, in the present invention, after continuous casting, the slab is directly rolled without cooling to room temperature. Hot rolling usually consists of rough rolling and finish rolling, but the conditions for rough rolling are not particularly limited in the present invention. In particular, when a thin slab casting method is employed, rough rolling may be omitted.

熱間圧延の仕上げ圧延終了温度：850℃以上
仕上げ圧延終了温度が850℃未満になると、部分的に高温でフェライト変態が開始する。これに伴い、炭化物が高温域で析出・粗大化して熱延鋼板強度が低下するばかりか、加工フェライトを含む組織となるので延性が低下する。したがって、仕上げ圧延終了温度は850℃以上とする。好ましくは870℃以上である。但し、仕上げ圧延終了温度が過剰に高くなると、スケールによる表面性状の劣化や、生産能率の低下が懸念されるため、1000℃以下とすることが好ましい。 Hot rolling finish rolling finish temperature: 850 ° C. or higher When the finish rolling finish temperature is less than 850 ° C., ferrite transformation partially starts at a high temperature. Along with this, not only does the carbide precipitate and coarsen in a high temperature range and the strength of the hot-rolled steel sheet is lowered, but also the ductility is lowered because the structure contains processed ferrite. Accordingly, the finish rolling end temperature is set to 850 ° C. or higher. Preferably it is 870 degreeC or more. However, if the finish rolling finish temperature becomes excessively high, there is a concern about deterioration of surface properties due to scale and a decrease in production efficiency.

「連続鋳造終了」から「仕上げ圧延完了」までの時間：5時間以内
本発明は、γ鉄中における溶解度を超える多量の炭化物構成元素を液相中（溶鋼）に溶解させ、凝固後に粗大な炭化物が析出しないうちに仕上げ圧延を完了し、或いは凝固後に適量の粗大な炭化物を析出させた状態で仕上げ圧延を完了し、仕上げ圧延終了後の冷却、巻取り工程で微細な炭化物を析出させることに特徴がある。 Time from “end of continuous casting” to “finish of finish rolling”: within 5 hours In the present invention, a large amount of carbide constituent elements exceeding the solubility in γ iron are dissolved in the liquid phase (molten steel), and coarse carbide after solidification The finish rolling is completed before precipitation occurs, or the finish rolling is completed in a state where an appropriate amount of coarse carbides is precipitated after solidification, and fine carbides are precipitated in the cooling and winding processes after finishing rolling. There are features.

液相中（溶鋼）には平衡状態においても炭化物構成元素は多量に溶解するが、凝固後の例えばγ鉄中には液相ほど溶解しない。したがって、凝固後の平衡状態（固相における安定状態）においては溶解限以上の炭化物構成元素はγ鉄中に炭化物として析出する。本発明の鋼組成も、CおよびTiの含有量がγ鉄に対し過飽和状態となる組成であるため、このような鋼を液相から凝固した後、時間の経過とともにTiを含む粗大な炭化物がγ鉄中（固相中）に析出する。しかしながら、連続鋳造直後のスラブが平衡状態に至るまでには時間を要するため、連続鋳造後速やかに仕上げ圧延を完了させることで、粗大な炭化物として析出する炭化物構成元素の損失を抑制することができる。そこで、本発明では、連続鋳造終了後、5時間以内に仕上げ圧延を完了することとする。好ましくは4時間以内である。 In the liquid phase (molten steel), a large amount of carbide constituent elements dissolve even in an equilibrium state, but it does not dissolve as much as the liquid phase in, for example, γ iron after solidification. Therefore, in an equilibrium state after solidification (a stable state in a solid phase), carbide constituent elements exceeding the solubility limit are precipitated as carbides in γ iron. Since the steel composition of the present invention is a composition in which the contents of C and Ti are supersaturated with respect to γ-iron, after such steel is solidified from the liquid phase, coarse carbides containing Ti with time elapse. Precipitates in γ iron (in the solid phase). However, since it takes time for the slab immediately after continuous casting to reach an equilibrium state, the loss of carbide constituent elements that precipitate as coarse carbides can be suppressed by completing finish rolling promptly after continuous casting. . Therefore, in the present invention, finish rolling is completed within 5 hours after completion of continuous casting. Preferably it is within 4 hours.

粒子分散強化機構を最大限活用する場合、すなわち、最終的に得られる熱延鋼板に粒子径50nm以上の粗大なTi炭化物が析出するのを抑制するには、連続鋳造後、1時間以内に仕上げ圧延を完了することが好ましい。また、巻取り後の熱延鋼板に含まれる全Ti量に対する固溶Ti量の割合（（固溶Ti量）／（全Ti量）×100）は25％以下とすることが好ましい。 When using the particle dispersion strengthening mechanism to the maximum, that is, to suppress the precipitation of coarse Ti carbide particles with a particle diameter of 50 nm or more on the final hot-rolled steel sheet, finish within 1 hour after continuous casting. It is preferable to complete the rolling. Moreover, it is preferable that the ratio ((solid solution Ti amount) / (total Ti amount) × 100) of the solid solution Ti amount to the total Ti amount contained in the hot rolled steel sheet after winding is 25% or less.

一方、Tiを含む炭化物のうち粒子径が50nm以上0.5μmである炭化物を適度に（例えば2000個/mm²以上15000個/mm²以下）析出させて強度と打抜性のバランスを図る場合には、連続鋳造後から仕上げ圧延を完了するまでの時間を1時間超とすることが好ましく、1.5時間以上とすることがより好ましい。また、巻取り後の熱延鋼板に含まれる全Ti量に対する固溶Ti量の割合（（固溶Ti量）／（全Ti量）×100）は20％以下とすることが好ましい。 On the other hand, when carbide containing Ti with a particle size of 50 nm to 0.5 μm is moderately deposited (for example, 2000 / mm ² or more and 15000 / mm ² or less) to balance strength and punchability The time from continuous casting to completion of finish rolling is preferably more than 1 hour, more preferably 1.5 hours or more. Moreover, it is preferable that the ratio ((solid solution Ti amount) / (total Ti amount) × 100) of the solid solution Ti amount to the total Ti amount contained in the hot rolled steel sheet after winding is 20% or less.

なお、連続鋳造後から仕上げ圧延完了に至るまでの間、鋼（スラブまたは鋼板）を850℃以上の高温状態に維持することが好ましい。鋼（スラブまたは鋼板）が850℃未満になると、仕上げ圧延が完了するまでの間にオーステナイト→フェライト変態が部分的に開始してしまい、鋼板強度が低下したり、板形状が劣化するおそれがある。したがって、連続鋳造後30分以内に仕上げ圧延完了する場合には特に問題にならないが、連続鋳造後から仕上げ圧延完了までの時間が30分を超える場合には鋼の温度低下が懸念されるため、例えば連続鋳造後のスラブを1000℃以上1200℃以下の炉内に保持することが好ましい。スラブを炉内に保持する時間は、鋼を1000℃以上の高温状態に維持するとともに、仕上げ圧延終了温度が850℃以上となるように、適宜調整すればよい。 In addition, it is preferable to maintain steel (slab or steel plate) in a high temperature state of 850 ° C. or higher after continuous casting until completion of finish rolling. If the steel (slab or steel plate) is less than 850 ° C., the austenite → ferrite transformation partially starts until the finish rolling is completed, and the strength of the steel plate may be reduced or the plate shape may be deteriorated. . Therefore, there is no particular problem when finish rolling is completed within 30 minutes after continuous casting, but if the time from continuous casting to finish rolling exceeds 30 minutes, the temperature of the steel may be lowered, For example, it is preferable to hold the slab after continuous casting in a furnace at 1000 ° C. or higher and 1200 ° C. or lower. What is necessary is just to adjust suitably the time which hold | maintains a slab in a furnace so that a finish rolling finishing temperature may be 850 degreeC or more while maintaining steel in the high temperature state of 1000 degreeC or more.

仕上げ圧延終了後、強制冷却を開始するまでの時間：3秒以内
仕上げ圧延直後の高温状態の鋼板においては、オーステナイト相に蓄積されたひずみエネルギーが大きいため、ひずみ誘起析出による炭化物が生じる。この炭化物は、高温で析出するため粗大化し易いことから、ひずみ誘起析出が生じるとTiを含む微細な炭化物が得られ難くなる。したがって、本発明では、ひずみ誘起析出を抑制する目的で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秒以内に冷却を開始する。好ましくは2秒以内である。 Time until start of forced cooling after finish rolling: within 3 seconds In a high-temperature steel sheet immediately after finish rolling, carbides are generated by strain-induced precipitation because the strain energy accumulated in the austenite phase is large. Since this carbide precipitates at a high temperature and is easy to coarsen, when strain-induced precipitation occurs, it becomes difficult to obtain a fine carbide containing Ti. Therefore, in the present invention, for the purpose of suppressing strain-induced precipitation, forced cooling needs to be started immediately after the end of hot rolling, and cooling is started within at least 3 seconds after the end of finish rolling. Preferably it is within 2 seconds.

平均冷却速度：30℃/s以上
上記のとおり、仕上げ圧延終了後の鋼板の高温に維持される時間が長いほど、ひずみ誘起析出による炭化物の粗大化が進行し易くなる。また、冷却速度が小さいと高温でフェライト変態が開始し、これに伴いTiを含む炭化物が高温で析出するため、粗大化し易くなる。そのため、仕上げ圧延後は急冷する必要があり、上記問題を回避するには30℃/s以上の平均冷却速度で冷却する必要がある。好ましくは40℃/s以上である。但し、仕上げ圧延終了後の冷却速度が過剰に大きくなると、巻取り温度の制御が困難となり安定した強度が得られ難くなることが懸念されるため、250℃/s以下とすることが好ましい。 Average cooling rate: 30 ° C./s or more As described above, the longer the time during which the steel sheet after finish rolling is maintained at a high temperature, the more easily the coarsening of the carbide by strain-induced precipitation proceeds. Further, when the cooling rate is low, ferrite transformation starts at a high temperature, and accordingly, carbide containing Ti precipitates at a high temperature, so that it becomes easy to coarsen. Therefore, it is necessary to rapidly cool after finish rolling, and in order to avoid the above problem, it is necessary to cool at an average cooling rate of 30 ° C./s or more. Preferably it is 40 ° C./s or more. However, if the cooling rate after finishing rolling is excessively increased, it is difficult to control the coiling temperature and it is difficult to obtain a stable strength.

巻取り温度：550℃以上700℃以下
巻取り温度が550℃を下回ると、Tiを含む炭化物を十分に析出させることができず、熱延鋼板強度が低下する。一方、巻取り温度が700℃を超えると、析出した炭化物が粗大化するため熱延鋼板強度が低下する。したがって、巻取り温度の範囲は550℃以上700℃以下とする。好ましくは570℃以上670℃以下である。 Winding temperature: 550 ° C. or higher and 700 ° C. or lower When the winding temperature is lower than 550 ° C., carbide containing Ti cannot be sufficiently precipitated, and the strength of the hot rolled steel sheet is lowered. On the other hand, when the coiling temperature exceeds 700 ° C., the precipitated carbide is coarsened, so that the strength of the hot rolled steel sheet is lowered. Accordingly, the coiling temperature range is 550 ° C. or higher and 700 ° C. or lower. Preferably they are 570 degreeC or more and 670 degrees C or less.

以上のように、本発明によると、γ鉄における溶解度を超えるTiを含有するスラブを用いて熱延鋼板を製造する場合であっても、連続鋳造後5時間以内に仕上げ圧延を完了することで、粗大な炭化物の析出を抑制することができる。そして、熱延鋼板に含まれるTiの殆どを高強度化に寄与する微細な炭化物として析出させることができ、Ti以外の炭化物構成元素を含有させることなく、引張強さ980MPa以上の高強度熱延鋼板が得られる。特に、連続鋳造後1時間以内に仕上げ圧延を完了すると、Tiを含む炭化物のうち粒子径が0.5μmを超える炭化物を析出させることなく、50nm以上0.5μm以下の炭化物の析出量を2000個/mm²未満に制限することがでる。 As described above, according to the present invention, even when a hot-rolled steel sheet is produced using a slab containing Ti exceeding the solubility in γ iron, the finish rolling can be completed within 5 hours after continuous casting. , Precipitation of coarse carbides can be suppressed. And most of Ti contained in the hot-rolled steel sheet can be precipitated as fine carbide that contributes to high strength, and high strength hot rolling with a tensile strength of 980 MPa or more without containing carbide constituent elements other than Ti. A steel plate is obtained. In particular, when finish rolling is completed within 1 hour after continuous casting, the precipitation amount of carbides of 50 nm or more and 0.5 μm or less is 2000 pieces / mm without precipitating carbides with a particle diameter exceeding 0.5 μm among carbides containing Ti. ^It can be limited to less than ² .

一方、連続鋳造後から仕上げ圧延を完了するまでの時間が長期化するにつれて、最終的に得られる熱延鋼板中に含まれるTiを含む炭化物のうち粒子径50nm以上である炭化物の析出量が増加する。しかしながら、連続鋳造後5時間以内に仕上げ圧延を完了すれば、たとえ粒子径50nm以上のTiを含む炭化物が析出してもその析出量が適度に抑制され、熱延鋼板強度に悪影響を及ぼすことはなく、依然として980MPa以上の引張強さを確保することができる。また、例えば連続鋳造後から仕上げ圧延を完了するまでの時間が1時間超5時間以下である場合には、最終的に得られる熱延鋼板中に含まれるTiを含む炭化物のうち粒子径50nm以上0.5μm以下である炭化物が2000個/mm²以上15000個/mm²以下となり、高強度であり且つ打抜性にも優れた熱延鋼板が得られる。 On the other hand, as the time from continuous casting to finish rolling is prolonged, the precipitation amount of carbides with a particle size of 50 nm or more among the carbides containing Ti contained in the finally obtained hot-rolled steel sheet increases. To do. However, if finish rolling is completed within 5 hours after continuous casting, even if carbide containing Ti with a particle diameter of 50 nm or more is precipitated, the amount of precipitation is moderately suppressed, and it has an adverse effect on hot-rolled steel sheet strength. However, the tensile strength of 980 MPa or more can still be secured. In addition, for example, when the time from continuous casting to finish rolling is over 1 hour and 5 hours or less, the particle diameter of 50 nm or more among the carbides containing Ti contained in the finally obtained hot-rolled steel sheet The number of carbides of 0.5 μm or less is 2000 / mm ² or more and 15000 / mm ² or less, and a hot-rolled steel sheet having high strength and excellent punchability can be obtained.

なお、巻き取り後の熱延鋼板は、表面にスケールが付着した状態であっても、酸洗を行うことによりスケールを除去した状態であっても、その特性が変わることはなく、いずれの状態においても前記した優れた特性を発現する。また、本発明では、巻き取り後の熱延鋼板にめっき処理を施して、熱延鋼板表面にめっき層を形成してもよい。 In addition, even if the hot-rolled steel sheet after winding is in a state in which the scale is attached to the surface or in a state in which the scale has been removed by pickling, the property does not change, either state Also exhibits the above-mentioned excellent characteristics. In the present invention, the hot-rolled steel sheet after winding may be plated to form a plating layer on the surface of the hot-rolled steel sheet.

本発明の熱延鋼板は、740℃までの加熱処理を短時間施しても材質変動が小さい。そのため、鋼板に耐食性を付与する目的で、本発明の熱延鋼板にめっき処理を施し、その表面にめっき層を具えることができる。めっき処理は、加熱温度が740℃以下でも処理可能であることから、本発明の熱延鋼板にめっき処理を施しても前記した本発明の効果を損なうことはない。めっき層の種類は特に問わず、電気めっき層、無電解めっき層のいずれも適用可能である。また、めっき層の合金成分も特に問わず、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層などが好適な例として挙げられるが、勿論、これらに限定されない。めっき処理の方法も特に問わず、例えば、焼鈍温度を740℃以下とした連続めっきラインに通板させたのち、めっき浴に鋼板を浸漬して引き上げる方法などが挙げられる。また、めっき処理後にガス炉などの炉内で鋼板表面を加熱して合金化処理を施してもよい。 The hot-rolled steel sheet of the present invention has little material fluctuation even when heat treatment up to 740 ° C. is performed for a short time. Therefore, for the purpose of imparting corrosion resistance to the steel sheet, the hot-rolled steel sheet of the present invention can be plated, and a plating layer can be provided on the surface thereof. Since the plating treatment can be performed even at a heating temperature of 740 ° C. or lower, even if the hot-rolled steel sheet of the present invention is plated, the above-described effects of the present invention are not impaired. The type of the plating layer is not particularly limited, and any of an electroplating layer and an electroless plating layer can be applied. Further, the alloy component of the plating layer is not particularly limited, and a hot dip galvanized layer, an alloyed hot dip galvanized layer and the like can be mentioned as suitable examples, but of course, it is not limited thereto. The method of the plating treatment is not particularly limited. For example, after passing through a continuous plating line having an annealing temperature of 740 ° C. or lower, the steel plate is immersed in a plating bath and pulled up. Further, after the plating treatment, the steel plate surface may be heated in a furnace such as a gas furnace to perform the alloying treatment.

＜実施例１＞
溶鋼を連続鋳造して表１および表２に示す組成を有する肉厚60〜250mmのスラブとし、表３および表４に示す熱延条件で直送圧延して板厚1.4〜3.2mmの熱延鋼板とした。
表３および表４に記載の仕上げ圧延完了時間（連続鋳造が終了してから仕上げ圧延が完了するまでの時間）は、連続鋳造工程のスラブカットの時点から、仕上げ圧延工程のタンデム圧延を完了する時点までに要した時間、具体的には、スラブ切断機で切断された直後のスラブの後端部が、スラブ切断機の位置からタンデム圧延機最終スタンド出側に搬送されるまでに要した時間を測定することによって求めた値である。
表３および表４に記載の平均冷却速度は、仕上げ圧延終了温度から巻取り温度までの平均冷却速度である。 <Example 1>
Continuously cast molten steel into a slab with a thickness of 60 to 250 mm having the composition shown in Tables 1 and 2, and hot rolled steel sheet with a thickness of 1.4 to 3.2 mm by direct rolling under the hot rolling conditions shown in Tables 3 and 4 It was.
The finish rolling completion time described in Table 3 and Table 4 (the time from the end of continuous casting to the completion of finish rolling) is from the time of slab cutting in the continuous casting process to the completion of tandem rolling in the finish rolling process. Time required until the time point, specifically, the time required for the rear end of the slab immediately after being cut by the slab cutting machine to be transported from the position of the slab cutting machine to the final stand exit side of the tandem rolling mill Is a value obtained by measuring.
The average cooling rate described in Tables 3 and 4 is an average cooling rate from the finish rolling finish temperature to the winding temperature.

なお、表３および表４に記載の鋼板のうち、仕上げ圧延完了時間（連続鋳造が終了してから仕上げ圧延が完了するまでの時間）が30min以上であるものについては、連続鋳造後、スラブを1150℃の炉内に保持したのち熱間圧延を施すことで、各々の仕上げ圧延終了温度となるように調整した。 Of the steel plates listed in Table 3 and Table 4, those having a finish rolling completion time (time from completion of continuous casting to completion of finish rolling) of 30 min or more are subjected to slab after continuous casting. After holding in a furnace at 1150 ° C., hot rolling was performed to adjust the finish rolling finish temperature.

また、得られた熱延鋼板の一部に対しては、焼鈍温度720℃の溶融亜鉛めっきラインに通板し、その後、460℃のめっき浴（めっき組成：Zn-0.13mass％Al）に浸漬し、溶融亜鉛めっき材（GI材）とした。また一部の熱延鋼板は、溶融亜鉛めっきラインに通板し、めっき浴浸漬に次いで、520℃で合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき材（GA材）とした。めっき付着量はGI材、GA材ともに片面当たり45g/m²とした。 In addition, a part of the obtained hot-rolled steel sheet is passed through a hot dip galvanizing line with an annealing temperature of 720 ° C, and then immersed in a 460 ° C plating bath (plating composition: Zn-0.13 mass% Al). And a hot-dip galvanized material (GI material). Some hot-rolled steel sheets were passed through a hot dip galvanizing line, immersed in a plating bath, and then subjected to alloying treatment at 520 ° C. to obtain an alloyed hot dip galvanized material (GA material). The plating adhesion amount was 45 g / m ² per side for both GI and GA materials.

上記により得られた熱延鋼板（熱延鋼板、GI材、GA材）から試験片を採取し、組織観察、引張試験を行い、フェライト相の面積率、フェライト相以外の組織の種類および面積率、フェライト相の平均結晶粒径、炭化物の平均粒子径および析出量、降伏強度、引張強さ、伸びを求めた。また、上記により得られた熱延鋼板（熱延鋼板、GI材、GA材）のうち、粒子径が50nm以上0.5μm以下である炭化物（Tiを含有する炭化物）の析出量が2000個/mm²以上であるものについては、打抜加工試験も行い、打抜端面性状を評価した。試験方法は次のとおりである。 Samples are taken from the hot-rolled steel sheet (hot-rolled steel sheet, GI material, GA material) obtained as described above, and the structure observation and the tensile test are performed. The area ratio of the ferrite phase, the structure type other than the ferrite phase, and the area ratio The average crystal grain size of the ferrite phase, the average particle size and precipitation amount of the carbide, the yield strength, the tensile strength, and the elongation were determined. Of the hot-rolled steel sheets (hot-rolled steel sheets, GI materials, GA materials) obtained as described above, the precipitation amount of carbides (carbides containing Ti) having a particle size of 50 nm to 0.5 μm is 2000 pieces / mm. For those with a score of ² or more, a punching test was also conducted to evaluate the punching end face properties. The test method is as follows.

（i）組織観察
フェライト相の面積率は以下の手法により評価した。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400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や粒径を求めた。 (I) Microstructure observation The area ratio of the ferrite phase was evaluated by the following method. About the central part of the plate thickness with a cross section parallel to the rolling direction, the corrosion appearance structure by 5% nital was magnified 400 times with a scanning optical microscope and photographed for 10 fields of view. The ferrite phase is a structure having a form in which corrosion marks and cementite are not observed in the grains. Further, the area ratio and particle size were determined using polygonal ferrite, bainitic ferrite, acicular ferrite and granular ferrite as ferrite.

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やマルテンサ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。このとき、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。
フェライト相の平均結晶粒径は、上記400倍に拡大して撮影した写真のうち代表的な写真3枚について水平線および垂直線をそれぞれ10本ずつ引きASTM E 112-10に準拠した切断法によって求め、最終的に3枚の平均値を表５、表６に記した。 The area ratio of the ferrite phase was obtained by separating the ferrite phase from the ferrite phase other than the ferrite phase such as bainite and martensite by image analysis, and obtaining the area ratio of the ferrite phase with respect to the observation field. At this time, the grain boundary observed as a linear form was counted as a part of the ferrite phase.
The average grain size of the ferrite phase is determined by a cutting method in accordance with ASTM E 112-10 by drawing 10 horizontal lines and 10 vertical lines for each of the 3 representative photographs taken at 400 times magnification above. Finally, the average values of the three sheets are shown in Tables 5 and 6.

熱延鋼板中に含まれる炭化物の平均粒子径は、得られた熱延鋼板の板厚中央部から薄膜法によってサンプルを作製し、透過型電子顕微鏡（倍率：135000倍）で観察を行い、100点以上のTiを含む炭化物の粒子径の平均によって求めた。この炭化物粒子径を算出する上で、セメンタイトや窒化物、50nm以上の炭化物は含まないものとした。 The average particle size of carbides contained in the hot-rolled steel sheet was measured by a transmission electron microscope (magnification: 135000 times) by preparing a sample from the center of the thickness of the obtained hot-rolled steel sheet using a thin film method. It calculated | required by the average of the particle diameter of the carbide | carbonized_material containing Ti more than a point. In calculating the carbide particle diameter, cementite, nitride, and carbides of 50 nm or more were not included.

Tiを含む炭化物の析出量（質量％）は、上記平均粒子径を求める際に使用したサンプルと同様のサンプルを用い、以下の方法により求めた。
各サンプルについて、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、約0.2gを電流密度20mA/cm²で定電流電解し、析出物を残渣として抽出した後の電解液中に含まれるTi量を測定し、その測定値からTiの固溶量を求めた。
Tiを含む析出物には、Tiを含む炭化物の他にTiN、TiSが含まれる。また、本発明ではTi含有量が0.20％超と多いため、サンプル中のN、Sは全てTiと反応してTiN、TiSを形成する。そこで、炭化物として析出したTi量は、サンプル中の「Ti含有量」から「Tiの固溶量」、「TiNとして析出したTi量」、「TiSとして析出したTi量」のそれぞれを差し引くことにより求めた。具体的には、（サンプル中のTi含有量（質量％））−（サンプル中のTiの固溶量（質量％））−（サンプル中のN含有量（質量％）×48/14）−（サンプル中のS含有量（質量％）×48/32）により求めた。
更に、このようにして求めた炭化物として析出したTi量から、Tiを含む炭化物の析出量を求めた。具体的には、Tiを含む炭化物が全てTiCであるとして、（炭化物として析出したTi量（質量％））×60/48により求めた。 The precipitation amount (mass%) of the carbide containing Ti was determined by the following method using a sample similar to the sample used when determining the average particle diameter.
About 0.2 g of each sample was subjected to constant current electrolysis at a current density of 20 mA / cm ² in 10% AA-based electrolyte (10 vol% acetylacetone-1 mass% tetramethylammonium chloride-methanol), and the precipitate was extracted as a residue. The amount of Ti contained in the subsequent electrolyte solution was measured, and the solid solution amount of Ti was determined from the measured value.
The precipitate containing Ti includes TiN and TiS in addition to the carbide containing Ti. In the present invention, since the Ti content is as high as more than 0.20%, N and S in the sample all react with Ti to form TiN and TiS. Therefore, the amount of Ti precipitated as carbide is calculated by subtracting each of the “Ti content”, “Ti amount precipitated as TiN”, and “Ti amount precipitated as TiS” from the “Ti content” in the sample. Asked. Specifically, (Ti content in sample (mass%))-(Solubility of Ti in sample (mass%))-(N content in sample (mass%) x 48/14)- (S content in sample (mass%) × 48/32).
Furthermore, the precipitation amount of the carbide containing Ti was determined from the Ti amount precipitated as the carbide thus determined. Specifically, the amount of Ti containing carbide was determined to be TiC by (Ti amount precipitated as carbide (mass%)) × 60/48.

Tiを含む炭化物のうち粒子径が50nm以上0.5μmである炭化物の析出量（個/mm²）は、以下の方法により求めた。
圧延方向に平行な断面の板厚中心部について、走査型電子顕微鏡（倍率：10000倍）で50視野観察を行い、フェライト粒内に分散したTiを含む炭化物の粒径と個数を求めた。炭化物の同定には、走査型電子顕微鏡に付帯するSEM/EDXを用い、Tiが含まれていることを確認した。また、観察された炭化物の粒子径を投影面積円相当径から測定し、粒子径が50nm以上0.5μm以下である炭化物の個数を求めた。求めた個数から、50視野分の撮影面積で割り付けることで数密度(個/mm²)を算出した。個数を求めるうえで、セメンタイト（鉄炭化物）は含まないものとした。なお、本発明の方法により製造された熱延鋼板には、Tiを含む炭化物のうち粒子径が0.5μmを超える炭化物は析出していなかった。また、粒子径が50nm以上0.5μm以下である炭化物は全て、フェライト粒内に析出していた。 Of the carbides containing Ti, the amount of precipitation of carbides having a particle size of 50 nm to 0.5 μm (pieces / mm ² ) was determined by the following method.
The central portion of the thickness of the cross section parallel to the rolling direction was observed with 50 scanning fields using a scanning electron microscope (magnification: 10000 times), and the particle size and number of carbides containing Ti dispersed in ferrite grains were determined. For identification of carbide, SEM / EDX attached to the scanning electron microscope was used, and it was confirmed that Ti was contained. In addition, the particle diameter of the observed carbide was measured from the equivalent circle diameter of the projected area, and the number of carbides having a particle diameter of 50 nm to 0.5 μm was determined. From the obtained number, the number density (pieces / mm ² ) was calculated by allocating by the shooting area for 50 fields of view. In determining the number, cementite (iron carbide) was not included. In the hot-rolled steel sheet produced by the method of the present invention, no carbide having a particle diameter exceeding 0.5 μm was precipitated out of carbides containing Ti. Further, all carbides having a particle size of 50 nm or more and 0.5 μm or less were precipitated in the ferrite grains.

（ii）引張試験
得られた熱延鋼板から圧延方向と垂直方向に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5回行い、平均の降伏強度(YS)、引張強さ(TS)、全伸び(El)を求め平均値を表５、表６に示した。引張試験のクロスヘッドスピードは10mm/minとした。 (Ii) Tensile test JIS No. 5 tensile test piece was produced from the obtained hot-rolled steel sheet in the direction perpendicular to the rolling direction, the tensile test was conducted five times in accordance with the provisions of JIS Z 2241 (2011), and the average yield strength ( YS), tensile strength (TS) and total elongation (El) were determined and the average values are shown in Tables 5 and 6. The crosshead speed in the tensile test was 10 mm / min.

（iii）打抜加工試験（打抜端面性状評価）
得られた熱延鋼板の各々について鋼板長手方向に50点の打ち抜き加工を行い、その端面の欠陥の有無を目視により観察した。端面に亀裂や段差、めくれ、はがれなどの異常部が観察された場合の評価を不良“×”、これらの異常部が観察されない場合の評価を良好“○”とした。
以上により得られた結果を表５、表６に示す。 (Iii) Punching test (Evaluation of punched end face properties)
Each of the obtained hot-rolled steel sheets was punched at 50 points in the longitudinal direction of the steel sheet, and the presence or absence of defects on the end face was visually observed. The evaluation when an abnormal part such as a crack, a step, a turn, and a peeling was observed on the end face was evaluated as “Poor”, and the evaluation when the abnormal part was not observed was evaluated as “Good”.
Tables 5 and 6 show the results obtained as described above.

表５、表６に示すように、本発明例はいずれも、引張強さTS：980MPa以上の高強度の熱延鋼板が得られている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、TS：980MPa以上の高強度を得ることができていない。 As shown in Tables 5 and 6, in each of the examples of the present invention, a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength TS: 980 MPa or more is obtained. On the other hand, a comparative example outside the scope of the present invention has not been able to obtain a high strength of TS: 980 MPa or more.

＜実施例２＞
溶鋼を連続鋳造して表７に示す組成を有する肉厚60〜250mmのスラブとし、表８に示す熱延条件で直送圧延して板厚1.4〜2.6mmの熱延鋼板とした。
表８に記載の仕上げ圧延完了時間（連続鋳造が終了してから仕上げ圧延が完了するまでの時間）は、連続鋳造工程のスラブカットの時点から、仕上げ圧延工程のタンデム圧延を完了する時点までに要した時間、具体的には、スラブ切断機で切断された直後のスラブの後端部が、スラブ切断機の位置からタンデム圧延機最終スタンド出側に搬送されるまでに要した時間を測定することによって求めた値である。
表８に記載の平均冷却速度は、仕上げ圧延終了温度から巻取り温度までの平均冷却速度である。 <Example 2>
The molten steel was continuously cast to obtain a slab having a thickness of 60 to 250 mm having the composition shown in Table 7, and was directly rolled under the hot rolling conditions shown in Table 8 to obtain a hot rolled steel sheet having a thickness of 1.4 to 2.6 mm.
The finish rolling completion time described in Table 8 (the time from the completion of continuous casting to the completion of finish rolling) is from the time of slab cutting in the continuous casting process to the time of completing tandem rolling in the finish rolling process. The time required, specifically, the time required for the rear end of the slab immediately after being cut by the slab cutting machine to be conveyed from the position of the slab cutting machine to the final stand exit side of the tandem rolling mill is measured. This is the value obtained by
The average cooling rate described in Table 8 is an average cooling rate from the finish rolling finish temperature to the winding temperature.

なお、表８に記載の鋼板のうち、仕上げ圧延完了時間（連続鋳造が終了してから仕上げ圧延が完了するまでの時間）が30min以上であるものについては、連続鋳造後、スラブを1150℃の炉内に保持したのち熱間圧延を施すことで、各々の仕上げ圧延終了温度となるように調整した。 Of the steel sheets listed in Table 8, the finish rolling completion time (the time from the completion of continuous casting to the completion of finish rolling) is 30 min or more. After continuous casting, the slab is 1150 ° C. After holding in the furnace, hot rolling was performed to adjust each finish rolling finish temperature.

また、得られた熱延鋼板の一部に対しては、焼鈍温度720℃の溶融亜鉛めっきラインに通板し、その後、460℃のめっき浴（めっき組成：Zn-0.13mass％Al）に浸漬し、溶融亜鉛めっき材（GI材）とした。また一部の熱延鋼板は、溶融亜鉛めっきラインに通板し、めっき浴浸漬に次いで、520℃で合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき材（GA材）とした。めっき付着量はGI材、GA材ともに片面当たり45〜55g/m²とした。 In addition, a part of the obtained hot-rolled steel sheet is passed through a hot dip galvanizing line with an annealing temperature of 720 ° C, and then immersed in a 460 ° C plating bath (plating composition: Zn-0.13 mass% Al). And a hot-dip galvanized material (GI material). Some hot-rolled steel sheets were passed through a hot dip galvanizing line, immersed in a plating bath, and then subjected to alloying treatment at 520 ° C. to obtain an alloyed hot dip galvanized material (GA material). The plating adhesion amount was 45 to 55 g / m ² per side for both GI and GA materials.

上記により得られた熱延鋼板（熱延鋼板、GI材、GA材）から試験片を採取し、組織観察、引張試験を行い、フェライト相の面積率、フェライト相以外の組織の種類および面積率、フェライト相の平均結晶粒径、炭化物の平均粒子径および析出量、降伏強度、引張強さ、伸びを求めた。また、上記により得られた熱延鋼板（熱延鋼板、GI材、GA材）のうち、粒子径が50nm以上0.5μm以下である炭化物（Tiを含有する炭化物）の析出量が2000個/mm²以上であるもの、および、ベイナイトを主相とするものについては、打抜加工試験も行い、打抜端面性状を評価した。 Samples are taken from the hot-rolled steel sheet (hot-rolled steel sheet, GI material, GA material) obtained as described above, and the structure observation and the tensile test are performed. The area ratio of the ferrite phase, the structure type other than the ferrite phase, and the area ratio The average crystal grain size of the ferrite phase, the average particle size and precipitation amount of the carbide, the yield strength, the tensile strength, and the elongation were determined. Of the hot-rolled steel sheets (hot-rolled steel sheets, GI materials, GA materials) obtained as described above, the precipitation amount of carbides (carbides containing Ti) having a particle size of 50 nm to 0.5 μm is 2000 pieces / mm. ^For those having ² or more and those having bainite as the main phase, a punching test was also conducted to evaluate the punch end face properties.

なお、組織観察、引張試験および打抜加工試験を実施するための試験片は、巻取り後のコイル外周側となる熱延鋼板尾端部から長手方向に20mの位置より採取した。組織観察は、実施例１の手法にしたがい実施した。 In addition, the test piece for implementing structure | tissue observation, a tension test, and a punching test was extract | collected from the position of 20 m in the longitudinal direction from the tail end part of the hot rolled steel plate used as the coil outer peripheral side after winding. The tissue observation was performed according to the method of Example 1.

また、引張試験についても、実施例１の手法にしたがい実施、評価した。但し、引張試験については、熱延鋼板の長手方向中央部からも試験片を採取し、実施例１の手法にしたがい実施した。そして、熱延鋼板尾端部から長手方向に20mの位置での引張強さと、長手方向中央部での引張強さとの差を求め、熱延鋼板（長手方向）の強度ばらつきを評価した。熱延鋼板尾端部から長手方向に20mの位置での引張強さから、長手方向中央部での引張強さを差し引いた値の絶対値が50MPa以上である場合、強度ばらつきの評価を不良“×”とした。一方、熱延鋼板尾端部から長手方向に20mの位置での引張強さから、長手方向中央部での引張強さを差し引いた値の絶対値が50MPa未満である場合、強度ばらつきの評価を良好“○”とした。 The tensile test was also performed and evaluated according to the method of Example 1. However, the tensile test was carried out according to the method of Example 1 by collecting a test piece from the longitudinal center of the hot-rolled steel sheet. And the difference of the tensile strength in the position of 20 m in a longitudinal direction from the tail end part of a hot-rolled steel plate and the tensile strength in the center part of a longitudinal direction was calculated | required, and the strength variation of a hot-rolled steel plate (longitudinal direction) was evaluated. If the absolute value of the value obtained by subtracting the tensile strength at the center in the longitudinal direction from the tensile strength at a position 20 m in the longitudinal direction from the tail end of the hot-rolled steel sheet is 50 MPa or more, the evaluation of strength variation is poor. X ”. On the other hand, if the absolute value of the value obtained by subtracting the tensile strength at the center in the longitudinal direction from the tensile strength at a position of 20 m in the longitudinal direction from the tail end of the hot-rolled steel sheet is less than 50 MPa, evaluation of strength variation is performed. Good “O”.

更に、打抜加工試験についても、実施例１の手法にしたがい実施し、打ち抜き加工後の端面での欠陥の有無を目視により観察した。端面に亀裂や段差といった重度の異常部が観察された場合の評価を不良“×”とした。一方、端面で亀裂や段差といった重度の異常部がなく、荒れといった軽微の異常部が観察された場合の評価を合格範囲“△”とし、端面で異常部や荒れが観察されない場合の評価を良好“○”とした。 Furthermore, the punching test was also performed according to the method of Example 1, and the presence or absence of defects on the end face after the punching was visually observed. The evaluation when a severely abnormal portion such as a crack or a step was observed on the end face was evaluated as “Poor”. On the other hand, there is no severe abnormal part such as a crack or a step on the end face, and a slight abnormal part such as a rough part is observed, the evaluation is a pass range “△”, and an evaluation when no abnormal part or rough part is observed on the end face is good. “○” was assigned.

以上により得られた結果を、表９に示す。なお、表９に記載した引張強さ（TS）の結果は、熱延鋼板尾端部から長手方向に20mの位置より採取した試験片を用いて測定した引張強さの結果である。 Table 9 shows the results obtained as described above. In addition, the result of the tensile strength (TS) described in Table 9 is a result of the tensile strength measured using a test piece collected from a position 20 m in the longitudinal direction from the tail end portion of the hot-rolled steel plate.

表９に示すように、本発明例はいずれも、引張強さTS：980MPa以上の高強度の熱延鋼板が得られている。また、本発明例のうち、Mn含有量が0.7％以下である熱延鋼板は、Mn含有量が0.7％超である熱延鋼板よりも、長手方向の強度ばらつきが小さく、強度均一性に優れている。 As shown in Table 9, in all of the examples of the present invention, a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength TS: 980 MPa or more is obtained. In addition, among the inventive examples, a hot-rolled steel sheet having an Mn content of 0.7% or less has less longitudinal strength variation and excellent strength uniformity than a hot-rolled steel sheet having an Mn content exceeding 0.7%. ing.

Claims

% By mass
C: 0.06% to 0.6%, Si: 1.5% or less,
Mn: 2.5% or less, P: 0.1% or less,
S: 0.01% or less, Al: 0.1% or less,
N: 0.01% or less, Ti: more than 0.20% and 3% or less , with the balance consisting of Fe and inevitable impurities, the area ratio of the ferrite phase being 80% or more, the average crystal of the ferrite phase The particle size is 6 μm or less, the precipitation amount of carbide containing Ti is 0.22% or more by mass%, the particle size of the carbide is 0.5 μm or less, and the particle size of the carbide is 50 nm or more and 0.5 μm or less. A high strength characterized by having a structure in which a certain carbide is 15000 pieces / mm ² or less, a structure of the carbide is less than 50 nm and an average particle diameter is 10 nm or less, and a tensile strength is 980 MPa or more. Hot rolled steel sheet.

2. The high-strength hot-rolled steel sheet according to claim 1, wherein among the carbides, carbides having a particle diameter of 50 nm to 0.5 μm are dispersed in crystal grains of the ferrite phase.

The addition to the composition, in mass%, N b: High strength hot rolled steel sheet according to claim 1 or 2, characterized in that it contains 0.5% or less than 0.01%.

In addition to the above composition, any one of Mo: 0.01% or more and 0.2% or less, W: 0.01% or more and 0.5% or less, Zr: 0.01% or more and 1% or less, Hf: 0.01% or more and 1% or less The high-strength hot-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 3, comprising seeds or two or more kinds.

In addition to the above composition, the composition further contains one or more of Co, REM, B, Ni, Cr, Sb, Cu, Mg, and Ca in a mass% of 0.2% or less in total. The high-strength hot-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 4.

The high-strength hot-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 5, wherein the steel sheet surface has a plating layer.

The high-strength hot-rolled steel sheet according to claim 6, wherein the plated layer is a galvanized layer.

The high-strength hot-rolled steel sheet according to claim 6, wherein the plated layer is an alloyed galvanized layer.

Continuously casting the molten steel into a slab, subjecting the slab to hot rolling, after completion of the hot rolling, cooling, winding, and hot-rolled steel sheet, the slab in mass%,
C: 0.06% to 0.6%, Si: 1.5% or less,
Mn: 2.5% or less, P: 0.1% or less,
S: 0.01% or less, Al: 0.1% or less,
N: 0.01% or less, Ti: more than 0.20% and 3% or less , with the balance being composed of Fe and inevitable impurities, the finish rolling finish temperature of the hot rolling is 850 ° C. or more, and The finish rolling of the hot rolling is completed within 5 hours after the end of the continuous casting, the cooling is started within 3 seconds after the end of the finish rolling of the hot rolling, and the average cooling rate of the cooling is 30 ° C / s or more, the winding temperature of the winding is 550 ° C. or more and 700 ° C. or less , the ferrite phase area ratio is 80% or more, the average crystal grain size of the ferrite phase is 6 μm or less, and the precipitation amount of carbide containing Ti Is not less than 0.22% by mass, the carbide has a particle diameter of 0.5 μm or less, and among the carbides, the particle diameter is 50 nm or more and 0.5 μm or less, and 15000 particles / mm ² or less of the carbides. A high-strength hot-rolled steel sheet having a structure with an average particle diameter of less than 50 nm and an average particle diameter of 10 nm or less . A method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet.

The addition to the composition, in mass%, N b: the method of producing a high strength hot rolled steel sheet according to claim 9, characterized in that it contains 0.5% or less than 0.01%.

In addition to the above composition, any one of Mo: 0.01% or more and 0.2% or less, W: 0.01% or more and 0.5% or less, Zr: 0.01% or more and 1% or less, Hf: 0.01% or more and 1% or less The manufacturing method of the high intensity | strength hot-rolled steel plate of Claim 9 or 10 characterized by containing seed | species or 2 or more types.

In addition to the above composition, the composition further contains one or more of Co, REM, B, Ni, Cr, Sb, Cu, Mg, and Ca in a mass% of 0.2% or less in total. The manufacturing method of the high intensity | strength hot-rolled steel plate in any one of Claims 9 thru | or 11.

The method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet according to any one of claims 9 to 12, wherein a plating layer is formed on a surface of the hot-rolled steel sheet.

The method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet according to claim 13, wherein the plated layer is a galvanized layer.

The method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet according to claim 13, wherein the plated layer is an alloyed galvanized layer.