JP6056790B2

JP6056790B2 - High strength hot rolled steel sheet and method for producing the same

Info

Publication number: JP6056790B2
Application number: JP2014036689A
Authority: JP
Inventors: 山崎　和彦; 和彦山崎; 金晴奥田; 篤謙金村; 永明森安
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2014-02-27
Filing date: 2014-02-27
Publication date: 2017-01-11
Anticipated expiration: 2034-02-27
Also published as: JP2015160986A

Description

本発明は、自動車の足回り部品、構造部品、骨格、或いはトラックのフレーム等の素材として好適な、引張強さTSが980MPa以上の高強度熱延鋼板およびその製造方法に係り、特に、打抜き性およびバーリング加工性の向上に関する。なお、ここでいう「鋼板」には、鋼帯をも含むものとする。 The present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength TS of 980 MPa or more, which is suitable as a material for automobile undercarriage parts, structural parts, frames, truck frames, and the like, and in particular, punchability. And improvement of burring workability. Note that the “steel plate” here includes a steel strip.

近年、地球環境の保全の観点から、自動車の燃費向上が重要な課題となっており、自動車車体の一層の軽量化が要望されている。そのため、自動車部品の素材である自動車用鋼板に対して、より一層の高強度化（薄肉化）が要求されている。しかし、一般的に、鋼板を高強度化すると、成形性（加工性）が低下するため、高強度鋼板の成形性向上が要望されている。特に、自動車部品用高強度鋼板では、成形性のうち、とりわけ打抜き性とバーリング加工性（伸びフランジ性ともいう）の向上が強く要望され、種々の検討がなされている。 In recent years, improving the fuel efficiency of automobiles has become an important issue from the viewpoint of protecting the global environment, and further weight reduction of automobile bodies has been demanded. Therefore, a further increase in strength (thinning) is required for the steel sheet for automobiles, which is a material for automobile parts. However, generally, when the strength of a steel plate is increased, the formability (workability) is lowered, so that improvement of the formability of the high strength steel plate is desired. In particular, high strength steel sheets for automobile parts are strongly requested to improve punchability and burring workability (also referred to as stretch flangeability), and various studies have been made.

例えば、特許文献１には、質量％で、C：0.01％以上0.10％以下、Si：2.0％以下、Mn：0.5％以上2.5％以下を含み、更にV：0.01％以上0.30％以下、Nb：0.01％以上0.30％以下、Ti：0.01％以上0.30％以下、Mo：0.01％以上0.30％以下、Zr：0.01％以上0.30％以下、W：0.01％以上0.30％以下の１種又は２種以上を合計で0.5％以下含む組成とし、ベイナイト分率80％以上であり、析出物の平均粒径r（nm）がr≧207÷{27.4X(V)＋23.5X(Nb)＋31.4 X(Ti)＋17.6X(Mo)＋25.5X(Zr)＋23.5X(W)}（X(M)（M：V、Nb、Ti、Mo、Zr、W）は析出物を構成する各元素の平均原子量比であり、X(M)＝(Mの質量％/Mの原子量)/(V/51＋Nb/93＋Ti/48＋Mo/96＋Zr/91＋W/184)）を満たし、平均粒径rと析出物分率fがr/f≦12000を満たす組織とした熱延鋼板が提案されている。 For example, Patent Document 1 includes, in mass%, C: 0.01% or more and 0.10% or less, Si: 2.0% or less, Mn: 0.5% or more and 2.5% or less, and V: 0.01% or more and 0.30% or less, Nb: One or more of 0.01% to 0.30%, Ti: 0.01% to 0.30%, Mo: 0.01% to 0.30%, Zr: 0.01% to 0.30%, W: 0.01% to 0.30% The total composition is 0.5% or less, the bainite fraction is 80% or more, and the average particle size r (nm) of the precipitate is r ≧ 207 ÷ {27.4X (V) + 23.5X (Nb) +31.4 X ( Ti) + 17.6X (Mo) + 25.5X (Zr) + 23.5X (W)} (X (M) (M: V, Nb, Ti, Mo, Zr, W) are the elements of the precipitate Average atomic weight ratio, satisfying X (M) = (mass% of M / atomic weight of M) / (V / 51 + Nb / 93 + Ti / 48 + Mo / 96 + Zr / 91 + W / 184)), average particle size r and precipitate fraction A hot-rolled steel sheet having a structure in which f satisfies r / f ≦ 12000 has been proposed.

また、特許文献１には、上記組成を有する鋼素材を、加熱し、仕上げ圧延温度を800℃以上1050℃以下とする熱間圧延を施したのち、ベイナイト変態と析出が同時に起こる温度域（500℃から600℃の範囲）まで20℃/s以上で急冷し、500〜550℃で巻き取り後、冷却速度5℃/hr以下（0℃/hrを含む）で20hr以上保持することにより、上記組織を有する熱延鋼板を製造する方法が提案されている。そして、特許文献１に提案された技術では、鋼板組織をベイナイト主体組織とし、ベイナイトをV、Ti、Nb等の炭化物により析出強化し、更に析出物サイズを適切に制御（適度に粗大化）することで、伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板が得られるとしている。 In Patent Document 1, a steel material having the above composition is heated and subjected to hot rolling at a finish rolling temperature of 800 ° C. or higher and 1050 ° C. or lower, and then a temperature range (500 where bainite transformation and precipitation occur simultaneously. By rapidly cooling at 20 ° C / s or higher from the range of ℃ to 600 ° C, winding up at 500 to 550 ° C, and holding for 20 hours or more at a cooling rate of 5 ° C / hr or less (including 0 ° C / hr). A method for producing a hot-rolled steel sheet having a structure has been proposed. In the technique proposed in Patent Document 1, the steel sheet structure is a bainite-based structure, the bainite is precipitation strengthened with carbides such as V, Ti, and Nb, and the precipitate size is appropriately controlled (moderately coarsened). Thus, it is said that a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in stretch flangeability and fatigue characteristics can be obtained.

特許文献２には、質量％でC：0.050〜0.15％、Si：0.1〜1.5％、Mn：1.0〜2.0％、P：0.03％以下、S：0.0030％以下、Al：0.01〜0.08％、Ti：0.05〜0.15％、N：0.005％以下を含む組成とし、面積率で95％超のベイナイト相を有し、且つ表面から板厚方向に板厚の1/4位置までの領域におけるベイナイト相の平均粒径が、Ｌ方向断面で5μm以下、Ｃ方向断面で4μm以下であり、更に板厚中央部を中心にして板厚方向の幅が板厚の1/10である領域において、アスペクト比が5以上の圧延方向に伸展した結晶粒が7個以下である組織とした熱延鋼板が提案されている。そして、特許文献２に提案された技術では、鋼板のＬ方向断面およびＣ方向断面の両方の組織をともに微細な組織に調整し、更に板厚中央部の組織を伸展粒の少ない組織とすることで、引張強さTSが780MPa以上の打抜き性に優れた高強度熱延鋼板が得られるとしている。 Patent Document 2 includes, in mass%, C: 0.050 to 0.15%, Si: 0.1 to 1.5%, Mn: 1.0 to 2.0%, P: 0.03% or less, S: 0.0030% or less, Al: 0.01 to 0.08%, Ti : 0.05 to 0.15%, N: 0.005% or less of the composition, having a bainite phase with an area ratio of more than 95%, and the bainite phase in the region from the surface to the 1/4 position of the plate thickness. In the region where the average particle diameter is 5 μm or less in the L direction cross section and 4 μm or less in the C direction cross section, and the width in the plate thickness direction is 1/10 of the plate thickness centering on the central portion of the plate thickness, the aspect ratio is A hot-rolled steel sheet having a structure in which the number of crystal grains extended in 5 or more rolling directions is 7 or less has been proposed. In the technique proposed in Patent Document 2, both the L-direction cross section and the C-direction cross section of the steel sheet are adjusted to a fine structure, and the structure at the center of the plate thickness is made a structure with less stretched grains. Therefore, it is said that a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in punchability with a tensile strength TS of 780 MPa or more can be obtained.

特許文献３には、質量％で、C：0.05〜0.15％、Si：0.2〜1.2％、Mn：1.0〜2.0％、P：0.04％以下、S：0.005％以下、Ti：0.05〜0.15％、Al：0.005〜0.10％、N：0.007％以下を含み、固溶Tiが0.02％以上である組成とし、平均粒径が5μm以下のベイナイト相単相からなる組織とした熱延鋼板が提案されている。そして、特許文献３に提案された技術では、鋼板の組織を微細なベイナイト相の単相組織とし、更に固溶Tiを0.02％以上存在させることで、引張強さTSが780MPa以上であり、伸びフランジ性および耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板が得られるとしている。 Patent Document 3 includes mass%, C: 0.05 to 0.15%, Si: 0.2 to 1.2%, Mn: 1.0 to 2.0%, P: 0.04% or less, S: 0.005% or less, Ti: 0.05 to 0.15%, A hot-rolled steel sheet having a composition containing Al: 0.005 to 0.10%, N: 0.007% or less, having a solid solution Ti content of 0.02% or more, and a bainite phase single phase with an average grain size of 5 μm or less has been proposed. Yes. In the technique proposed in Patent Document 3, the tensile strength TS is 780 MPa or more because the steel sheet has a fine bainite single-phase structure and 0.02% or more of solid solution Ti is present. It is said that a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in flangeability and fatigue resistance can be obtained.

特許文献４には、質量％で、C：0.01〜0.08％、Si：0.30〜1.50％、Mn：0.50〜2.50％、P≦0.03％以下、S≦0.005％以下、及びTi：0.01〜0.20％、Nb：0.01〜0.04％の１種または２種を含む組成とし、粒径2μm以上のフェライトの割合が80％以上であるフェライト・ベイナイト二相組織とした熱延鋼板が提案されている。そして、特許文献４に提案された技術では、フェライト・ベイナイト二相組織とし、更にフェライト結晶粒を2μ以上の粒径とすることで、穴拡げ性を劣化させることなく延性を改善することが可能となり、強度が690N/mm²以上であり且つ穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板が得られるとしている。 In Patent Document 4, in mass%, C: 0.01 to 0.08%, Si: 0.30 to 1.50%, Mn: 0.50 to 2.50%, P ≦ 0.03% or less, S ≦ 0.005% or less, and Ti: 0.01 to 0.20% Nb: A hot-rolled steel sheet having a composition containing one or two of 0.01 to 0.04% and a ferrite-bainite dual-phase structure in which the ratio of ferrite having a particle size of 2 μm or more is 80% or more has been proposed. In the technique proposed in Patent Document 4, it is possible to improve the ductility without deteriorating the hole expansibility by adopting a ferrite-bainite two-phase structure and further making the ferrite crystal grains have a grain size of 2 μm or more. Thus, it is said that a high-strength hot-rolled steel sheet having a strength of 690 N / mm ² or more and excellent hole expansibility and ductility can be obtained.

特開２００９−８４６３７号公報JP 2009-84737 A 特開２０１２−６２５６２号公報JP 2012-62562 A 特開２０１２−１２７０１号公報JP 2012-12701 A 特開２００２−１８０１９０号公報JP 2002-180190 A

しかしながら、特許文献１に提案された技術では、ベイナイト相中にナノメートルサイズの析出物を析出させるために、鋼板を500〜550℃で巻取り、5℃／h以下の冷却速度で20h以上保持する処理を必要としている。このように500℃以上で変態させたベイナイト組織は、Fe系炭化物等がベイニティックフェライト粒界に析出する、いわゆる上部ベイナイト組織となるため、鋼板の打抜き性向上効果は限られたものとなる。 However, in the technique proposed in Patent Document 1, in order to deposit nanometer-sized precipitates in the bainite phase, the steel sheet is wound at 500 to 550 ° C. and kept at a cooling rate of 5 ° C./h for 20 hours or more. Needs to be processed. The bainite structure transformed at 500 ° C. or more in this way is a so-called upper bainite structure in which Fe-based carbides and the like are precipitated at the bainitic ferrite grain boundaries, so the effect of improving the punchability of the steel sheet is limited. .

特許文献２に提案された技術では、ベイナイト組織中のFe系炭化物の析出状態について全く検討されておらず、鋼板に十分な打抜き性を付与することができない場合がある。また、熱延鋼板を製造する際、所望の組織を得る目的で仕上げ圧延後の鋼板を冷却速度の異なる２段冷却を行う必要があるため、製造が困難であるという問題がある。 In the technique proposed in Patent Document 2, the precipitation state of Fe-based carbides in the bainite structure is not studied at all, and sufficient punchability may not be imparted to the steel sheet. Moreover, when manufacturing a hot-rolled steel sheet, it is necessary to perform two-stage cooling with different cooling rates on the steel sheet after finish rolling for the purpose of obtaining a desired structure, which makes it difficult to manufacture.

特許文献３に提案された技術によると、引張強さTS：780MPa以上であり且つ伸びフランジ性に優れた熱延鋼板が得られる。しかし、その強度を更に高めて引張強さTS：980MPa以上の高強度を確保しようとする場合には、C含有量を増加させる必要がある。そして、C含有量の増加に伴い、Ti炭化物の析出量の制御が困難となり、鋼板の伸びフランジ性を向上させるために必要な0.02％以上の固溶Tiを安定して残存させることが困難となる結果、伸びフランジ性が低下する。 According to the technique proposed in Patent Document 3, a hot-rolled steel sheet having a tensile strength TS of 780 MPa or more and excellent stretch flangeability can be obtained. However, in order to further increase the strength and secure a high strength of tensile strength TS: 980 MPa or more, it is necessary to increase the C content. And as the C content increases, it becomes difficult to control the amount of Ti carbide precipitation, and it is difficult to stably maintain 0.02% or more of the solid solution Ti necessary to improve the stretch flangeability of the steel sheet. As a result, stretch flangeability deteriorates.

特許文献４に提案された技術では、粒径2μm以上のフェライトを80％以上も含むフェライト・ベイナイト二相組織としているため、得られる鋼板強度は高々976MPa程度であり、引張強さTS：980MPa以上という更なる高強度化が困難である。また、引張強さTS：980MPa以上という高強度鋼板が得られたとしても、フェライト相の靭性が著しく低下し、優れた打抜き性とバーリング加工性を確保できない。 The technique proposed in Patent Document 4 has a ferrite-bainite dual-phase structure containing 80% or more of ferrite having a grain size of 2 μm or more, so the steel sheet strength obtained is at most about 976 MPa, and the tensile strength TS: 980 MPa or more. It is difficult to further increase the strength. Even if a high-strength steel sheet having a tensile strength TS of 980 MPa or more is obtained, the toughness of the ferrite phase is remarkably lowered, and excellent punchability and burring workability cannot be ensured.

更に、特許文献１〜４に提案された技術も含め、従来技術では、自動車部品を量産する際に要求される打抜き性、バーリング加工性について検討されていない。
鋼板のバーリング加工性は、従来、主に日本鉄鋼連盟規格の規定に準拠した方法に従い穴拡げ試験を行うことで評価されている。この試験では、実験室で、例えば鋼板から、100mm×100mm程度のブランク板を採取し、該ブランク板に対しクリアランス12％±1％（板厚2mm以上）の条件を厳守し、損耗のない円筒ポンチ（10mmφ）を用いて、ブランク板を均等に十分に押さえた状態で、10mmφの穴を打抜き、穴拡げ試験を実施している。また、鋼板の打抜き性そのものを評価するための規定は特にないが、鋼板の打抜き性も、多くの場合、日本鉄鋼連盟規格の規定に準拠した方法に従い穴拡げ試験を行うことで評価されている。すなわち、上記の手法にて鋼板に10mmφの穴を打抜き、打抜かれた穴端面の破面状態を観察することで、鋼板の打抜き性を評価している。 Furthermore, in the prior art including the techniques proposed in Patent Documents 1 to 4, the punchability and burring workability required when mass-producing automobile parts are not studied.
Conventionally, the burring workability of a steel sheet has been evaluated by conducting a hole expansion test mainly in accordance with a method compliant with the provisions of the Japan Iron and Steel Federation Standard. In this test, a blank plate measuring about 100 mm x 100 mm is collected from a steel plate, for example, in a laboratory, and the cylinder with no wear and tear is strictly adhered to the condition of clearance 12% ± 1% (plate thickness 2 mm or more). Using a punch (10mmφ), a 10mmφ hole is punched out with the blank plate pressed evenly and sufficiently, and a hole expansion test is performed. Moreover, there are no particular rules for evaluating the punchability of steel plates themselves, but the punchability of steel plates is often evaluated by conducting a hole expansion test according to a method in accordance with the rules of the Japan Iron and Steel Federation Standard. . That is, the punchability of the steel sheet is evaluated by punching a 10 mmφ hole in the steel sheet by the above method and observing the fracture surface state of the punched hole end face.

しかしながら、この穴拡げ試験は、実際の製造ラインで自動車部品を量産する際の打抜き・穴拡げ加工工程を忠実に再現するものとは云い難い。したがって、上記規定に従う実験的な評価で良好な打抜き性やバーリング加工性が得られた鋼板であっても、自動車部品を量産する際、加工不良が度々発生するという問題がある。 However, it is difficult to say that this hole expansion test faithfully reproduces the punching and hole expansion processing steps when mass-producing automobile parts on an actual production line. Therefore, even if the steel sheet has good punchability and burring workability obtained by experimental evaluation according to the above regulations, there is a problem that processing defects frequently occur when mass-producing automobile parts.

特に部品の量産化を考えた場合、実験室での加工性評価だけでは十分でなく、更に、量産での加工条件変動をも考慮した上で、素材の加工性を保証する必要がある。従来技術では、このような問題について全く検討されていないため、所望の強度と、自動車部品を量産する際に要求される加工性、特に打抜き性とバーリング加工性（以下、量産打抜き性、量産バーリング加工性という場合もある）とを兼ね備えた高強度熱延鋼板が必ずしも得られていない。 In particular, when considering mass production of parts, it is not sufficient to evaluate the workability in the laboratory alone, and it is also necessary to guarantee the workability of the material in consideration of the processing condition fluctuation in mass production. In the prior art, such problems are not studied at all. Therefore, desired strength and workability required for mass production of automobile parts, particularly punchability and burring workability (hereinafter referred to as mass production punchability, mass production burring). A high-strength hot-rolled steel sheet that sometimes has workability) is not always obtained.

以上のように、従来、打抜き性と伸びフランジ性（バーリング加工性）に優れた熱延鋼板に関して多くの検討がなされてきた。しかし、従来技術では、必ずしも量産打抜き性、量産バーリング加工性、すなわち実際の自動車部品製造ラインで要求されるような厳しい打抜き性とバーリング加工性を満足するような高強度熱延鋼板が得られていないのが実情である。
本発明は、上記の従来技術が抱える問題を有利に解決し、引張強さ(TS)が980MPa以上であり且つ打抜き性とバーリング加工性、特に量産打抜き性と量産バーリング加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。 As described above, many studies have been made on hot-rolled steel sheets having excellent punchability and stretch flangeability (burring workability). However, in the prior art, high-strength hot-rolled steel sheets that always satisfy mass production punchability and mass production burring workability, that is, severe punchability and burring workability required in actual automobile parts production lines, have been obtained. There is no actual situation.
The present invention advantageously solves the above-mentioned problems of the prior art, has a tensile strength (TS) of 980 MPa or more, and is excellent in punchability and burring workability, particularly mass production punchability and mass production burring workability. It aims at providing a hot-rolled steel plate and its manufacturing method.

なお、ここでいう「量産打抜き性」とは、150mm×150mm程度のブランク板を採取し、該ブランク板に対しクリアランス30％±2％の条件で50mmφポンチを用いて50mmφの穴を打抜き、打抜かれた穴破面（打抜き端面ともいう）の破面状況を観察することにより評価されるものである。また、「量産打抜き性」が良好とは、150mm×150mm程度のブランク板を採取し、該ブランク板に対しクリアランス30％±2％の条件で50mmφポンチを用いて50mmφの穴を打抜き、打抜かれた穴破面（打抜き端面ともいう）の破面状況を観察した場合に、割れ、欠け、脆性破面、２次せん断面が無いものをいう。 “Mass production punchability” as used herein refers to taking a blank plate of about 150 mm × 150 mm, punching a 50 mmφ hole using a 50 mmφ punch with a clearance of 30% ± 2%. It is evaluated by observing the fracture surface condition of the punched hole fracture surface (also referred to as a punched end surface). Also, “good mass production punchability” means that a blank plate of about 150mm x 150mm is collected and punched by punching a 50mmφ hole using a 50mmφ punch with a clearance of 30% ± 2%. When the fracture surface condition of a hole fracture surface (also referred to as a punched end surface) is observed, there is no crack, chip, brittle fracture surface, or secondary shear surface.

また、ここでいう「量産バーリング加工性」とは、上記の量産打抜き性評価と同様の条件でブランク板を打抜き、その後60°円錐ポンチによる穴拡げ試験を実施することで測定されるバーリング率により評価されるものであり、従来の穴拡げ試験方法、例えば日本鉄鋼連盟規格で規定された、穴拡げ試験方法に準拠したλ値で評価されるバーリング加工性とは異なるものである。 In addition, “mass production burring workability” here refers to the burring rate measured by punching a blank plate under the same conditions as the mass production punchability evaluation described above, and then performing a hole expansion test with a 60 ° conical punch. It is to be evaluated, and is different from the conventional burring testability, for example, burring workability evaluated by a λ value based on the hole expansion test method defined in the Japan Iron and Steel Federation standard.

上記課題を解決すべく、本発明者らはまず、量産打抜き性と量産バーリング加工性の評価方法について検討した。先述のとおり、鋼板のバーリング加工性は、従来、例えば日本鉄鋼連盟規格で規定された穴拡げ試験方法に準拠したλ値で評価されてきた。また、鋼板の打抜き性も、多くの場合、日本鉄鋼連盟規格で規定された穴拡げ試験方法で採用する打抜き条件で鋼板を打抜き、打抜き端面を観察することにより評価されてきた。 In order to solve the above problems, the present inventors first studied a method for evaluating mass production punchability and mass production burring workability. As described above, the burring workability of a steel sheet has been conventionally evaluated by a λ value based on, for example, a hole expansion test method defined in the Japan Iron and Steel Federation standard. In many cases, the punchability of a steel sheet has also been evaluated by punching the steel sheet under the punching conditions employed in the hole expansion test method defined by the Japan Iron and Steel Federation standard and observing the punched end face.

しかし、本発明者らは、実際の部品量産現場における打抜き性およびバーリング加工性と、日本鉄鋼連盟規格に基づいて実験室で評価した打抜き性およびλ値に乖離があることを知見した。そして、更に検討を進めた結果、150mm×150mm程度のブランク板を採取し、該ブランク板に対しクリアランス30％±2％の条件で50mmφポンチを用いて50mmφの穴を打抜き、打抜き端面を観察して評価した打抜き性、更には、上記の如く50mmφの穴を打抜いた後、60°円錐ポンチを用いるという新規の穴拡げ試験を採用して評価したバーリング加工性が、量産打ち抜き性、量産バーリング加工性と良好な相関関係を有することを知見した。 However, the present inventors have found that there is a discrepancy between punchability and burring workability at actual parts production sites and punchability and λ values evaluated in a laboratory based on the Japan Iron and Steel Federation standard. As a result of further investigation, a blank plate of about 150 mm x 150 mm was collected, a 50 mmφ hole was punched into the blank plate with a clearance of 30% ± 2%, and the punched end face was observed. The punching performance evaluated above and the burring workability evaluated by adopting the new hole expansion test of punching a 50mmφ hole as described above and then using a 60 ° conical punch, It was found that there is a good correlation with workability.

次いで、本発明者らは、上記新規の穴拡げ試験を採用して量産打抜き性と量産バーリング加工性を評価することで、熱延鋼板の高強度化と加工性、特に量産打抜き性と量産バーリング加工性に及ぼす各種要因について鋭意検討した。具体的には、フェライト、パーライトよりも高強度であり且つマルテンサイトよりも加工性に優れたベイナイト相を主相とする組織とすることで、熱延鋼板の引張強さTSを980MPa以上とし、その強度を維持した状態で優れた量産打抜き性と量産バーリング加工性を確保する手段について検討した。その結果、ベイナイト相中のベイニティックフェライト粒内にFe系炭化物を微細に析出させることで、量産打抜き性が向上することを知見した。また、量産打抜き性の向上に伴い量産バーリング加工性も向上するが、更に検討を重ねた結果、鋼中に固溶しているVが量産バーリング加工性をより一層向上させるという新規な知見を得た。 Next, the present inventors adopted the above-described new hole expansion test to evaluate mass production punchability and mass production burring workability, thereby increasing the strength and workability of hot-rolled steel sheets, especially mass production punchability and mass production burring. The various factors affecting the workability were studied earnestly. Specifically, the tensile strength TS of the hot-rolled steel sheet is set to 980 MPa or more by making the structure having a main phase of bainite phase that is higher in strength than ferrite and pearlite and superior in workability than martensite. We examined the means to ensure excellent mass production punching and mass production burring while maintaining the strength. As a result, it has been found that the mass production punchability is improved by finely depositing Fe-based carbides in bainitic ferrite grains in the bainite phase. In addition, mass production burring workability is improved with the improvement of mass production punchability, but as a result of further studies, new knowledge has been obtained that V dissolved in steel further improves mass production burring workability. It was.

なお、ここでいうベイナイト相とは、ラス状のベイニティックフェライトと、該ベイニティックフェライトの間および／または該ベイニティックフェライトの内部（ベイニティックフェライト粒内）にFe系炭化物を有する組織（Fe系炭化物の析出を有しない場合も含む）を意味する。ベイニティックフェライトは、ポリゴナルフェライトと異なり、形状がラス状であり且つラスの内部に比較的高い転位密度を有するため、両者はSEM（走査型電子顕微鏡）やTEM（透過型電子顕微鏡）を用いて区別可能である。 The bainite phase referred to here has a lath-like bainitic ferrite and Fe-based carbides between the bainitic ferrite and / or inside the bainitic ferrite (within the bainitic ferrite grains). It means the structure (including the case where there is no precipitation of Fe-based carbide). Unlike polygonal ferrite, bainitic ferrite has a lath shape and has a relatively high dislocation density inside the lath, so both use SEM (scanning electron microscope) and TEM (transmission electron microscope). Can be distinguished.

ベイナイト相中のベイニティックフェライト粒内に微細なFe系炭化物が適度な量で析出していると、このFe系炭化物の存在により、鋼板の打抜き時に微細なボイドが形成されるため、鋼板の打抜き性が飛躍的に向上する。その結果、実際の製造ラインで自動車部品を量産する際の打抜き工程においても、打抜き端面に割れ、欠け、脆性破面、２次せん断面が発生せず、量産打抜き性に優れた高強度熱延鋼板が得られる。 If fine Fe-based carbides are precipitated in an appropriate amount in the bainitic ferrite grains in the bainite phase, the presence of this Fe-based carbides forms fine voids when the steel sheet is punched. The punchability is greatly improved. As a result, even in the punching process for mass production of automobile parts on an actual production line, cracks, chips, brittle fracture surfaces, and secondary shear surfaces do not occur on the punched end face, and high strength hot rolling with excellent mass production punchability is achieved. A steel plate is obtained.

一方、鋼中の固溶Vの存在により量産バーリング加工性が向上するメカニズムは必ずしも明らかではないが、鋼中にVが固溶することにより、積層欠陥エネルギーが低下し、バーリング加工時の交差すべりが抑制されるものと推測される。そして、バーリング加工時の交差すべりが抑制され、高ひずみ域で高い加工硬化能が得られる結果、亀裂先端の応力集中が緩和され、バーリング加工性が向上するものと推測される。 On the other hand, the mechanism by which the mass production burring workability is improved due to the presence of solute V in steel is not necessarily clear, but the solid solution of V in steel lowers the stacking fault energy and causes cross slipping during burring. Is estimated to be suppressed. And it is estimated that the cross slip at the time of burring is suppressed, and high work hardening ability is obtained in a high strain region. As a result, stress concentration at the crack tip is alleviated and burring workability is improved.

これらの知見を踏まえ、本発明者らは更なる研究を行い、引張強さTS：980MPa以上という高強度を維持した状態で、量産打抜き性および量産バーリング加工性を向上させるために必要な組成、Fe系炭化物の析出形態、固溶V量について検討した。そして、C、Si、Ti、V、Bの含有量バランスを調整し、更に製造条件を適正化して、ベイナイト相中に析出している全Fe系炭化物の内、ベイニティックフェライト粒内で析出しているFe系炭化物を個数比率で30％以上とし、ベイニティックフェライト粒内に析出しているFe系炭化物の平均粒径を150nm以下とし、鋼中の固溶V量を質量％で0.100％以上とすることが肝要となることを知見した。 Based on these findings, the present inventors conducted further research, and in a state where the tensile strength TS: 980 MPa or higher was maintained, the composition necessary for improving mass production punchability and mass production burring workability, The precipitation form of Fe carbide and the amount of solute V were investigated. And, adjust the content balance of C, Si, Ti, V, B, further optimize the production conditions, precipitate in the bainitic ferrite grains among all the Fe-based carbides precipitated in the bainite phase The number of Fe-based carbides is 30% or more, the average grain size of Fe-based carbides precipitated in bainitic ferrite grains is 150 nm or less, and the amount of solute V in steel is 0.100% by mass. It has been found that it is important to set the ratio to at least%.

本発明は、かかる知見に基づき、更なる検討を加えて完成したものである。すなわち、本発明の要旨はつぎの通りである。
［１］質量％で、C：0.050％以上0.160％以下、Si：1.00％以下、Mn：0.80％以上2.20％以下、P：0.040％以下、S：0.0050％以下、Al：0.100％以下、N：0.0100％以下、Ti：0.050％以上0.150％以下、V：0.100％以上0.400％以下、B:0.0002％以上0.0030％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、面積率で90％以上のベイナイト相を含み、該ベイナイト相中に析出している全Fe系炭化物のうち、ベイニティックフェライト粒内に析出しているFe系炭化物の個数比率が30％以上、前記ベイニティックフェライト粒内に析出しているFe系炭化物の平均粒径が150nm以下であり、鋼中の固溶V量が質量％で0.100％以上である組織を有し、引張強さTSが980MPa以上であることを特徴とする高強度熱延鋼板。 The present invention has been completed on the basis of such findings with further studies. That is, the gist of the present invention is as follows.
[1] By mass%, C: 0.050% to 0.160%, Si: 1.00% or less, Mn: 0.80% to 2.20%, P: 0.040% or less, S: 0.0050% or less, Al: 0.100% or less, N : 0.0100% or less, Ti: 0.050% or more and 0.150% or less, V: 0.100% or more and 0.400% or less, B: 0.0002% or more and 0.0030% or less, with the balance being composed of Fe and inevitable impurities, The ratio of the number of Fe-based carbides precipitated in bainitic ferrite grains is 30% or more of the total Fe-based carbides including the bainite phase at a rate of 90% or more. The average grain size of Fe-based carbides precipitated in bainitic ferrite grains is 150 nm or less, the solid solution V amount in steel is 0.100% or more by mass, and the tensile strength TS is A high-strength hot-rolled steel sheet characterized by 980 MPa or more.

［２］前記［１］において、前記組成に加えて更に、質量％でNb：0.0050％以上0.0500％以下、Cu：0.005％以上0.200％以下、Ni：0.005％以上0.200％以下、Cr：0.005％以上0.400％以下、Mo：0.005％以上0.400％以下のうちから選ばれた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。 [2] In the above [1], in addition to the above composition, Nb: 0.0050% to 0.0500%, Cu: 0.005% to 0.200%, Ni: 0.005% to 0.200%, Cr: 0.005% in mass% A high-strength hot-rolled steel sheet characterized by containing one or two or more selected from 0.400% or less and Mo: 0.005% or more and 0.400% or less.

［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Ca：0.0002％以上0.0050％以下、REM：0.0002％以上0.0100％以下のうちから選ばれた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, in addition to one by mass, Ca: 0.0002% to 0.0050%, REM: 0.0002% to 0.0100% or less A high-strength hot-rolled steel sheet containing seeds.

［４］前記［１］ないし［３］のいずれかに記載の組成を有する鋼素材を、1200℃以上に加熱したのち、仕上げ圧延開始温度を1050℃以上1200℃以下、仕上げ圧延終了温度を860℃以上980℃以下とする熱間圧延を施し、該熱間圧延の仕上げ圧延を終了した後2.0s以内に冷却を開始し、40℃/s以上の平均冷却速度で250℃以上430℃以下の冷却停止温度まで冷却し、該冷却停止温度で巻き取ることを特徴とする、面積率で90％以上のベイナイト相を含み、該ベイナイト相中に析出している全Fe系炭化物のうち、ベイニティックフェライト粒内に析出しているFe系炭化物の個数比率が30％以上、前記ベイニティックフェライト粒内に析出しているFe系炭化物の平均粒径が150nm以下であり、鋼中の固溶V量が質量％で0.100％以上である組織を有し、引張強さTSが980MPa以上である、高強度熱延鋼板の製造方法。 [4] After heating the steel material having the composition described in any one of [1] to [3] above 1200 ° C., the finish rolling start temperature is 1050 ° C. or more and 1200 ° C. or less, and the finish rolling end temperature is 860 After the finish rolling of the hot rolling is finished, cooling is started within 2.0 s, and an average cooling rate of 40 ° C./s or higher is 250 ° C. or higher and 430 ° C. or lower. Of all the Fe-based carbides containing a bainite phase having an area ratio of 90% or more and precipitated in the bainite phase, the bainite phase is cooled to a cooling stop temperature and wound at the cooling stop temperature. The number ratio of Fe-based carbides precipitated in the tick ferrite grains is 30% or more, and the average grain size of the Fe-based carbides precipitated in the bainitic ferrite grains is 150 nm or less. It has a structure in which the amount of V is 0.100% or more by mass, and the tensile strength TS is 980 MPa or more. In a method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet.

本発明によれば、引張強さ：980MPa以上という高強度を維持したまま、量産打抜き性と量産バーリング加工性が顕著に向上した熱延鋼板を安定して製造することができ、産業上格段の効果を奏する。また、本発明熱延鋼板は、自動車の足回り部品、構造部品、骨格、或いはトラックのフレーム等の素材として適用すれば、自動車の安全性を確保しつつ車体重量を軽減でき、環境負荷を低減することが可能になるという効果もある。 According to the present invention, it is possible to stably produce a hot-rolled steel sheet having a markedly improved mass production punchability and mass production burring workability while maintaining a high strength of 980 MPa or more. There is an effect. Moreover, when the hot-rolled steel sheet of the present invention is applied as a material such as an undercarriage part, a structural part, a skeleton, or a truck frame of an automobile, the weight of the vehicle body can be reduced while ensuring the safety of the automobile, and the environmental load is reduced. There is also an effect that it becomes possible to do.

以下、本発明について具体的に説明する。
まず、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、以下の各成分元素の含有量を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。 Hereinafter, the present invention will be specifically described.
First, the reasons for limiting the component composition of the hot-rolled steel sheet of the present invention will be described. In addition,% which represents content of the following each component element shall mean the mass% unless there is particular notice.

C：0.050％以上0.160％以下
Cは、ベイナイトの生成を促進し、鋼の強度を増加させる元素である。更に、Cは、Feと結合してFe系炭化物を形成し、鋼板の量産打抜き性を向上させる作用を有する元素であり、本発明において重要な元素の一つである。このような効果を得るためには、C含有量を0.050％以上とする必要がある。一方、C含有量が0.160％を超えて過剰になると、マルテンサイト相が増加し、鋼板の打抜き性とバーリング加工性が低下する。このようなことから、C含有量は0.050％以上0.160％以下の範囲に限定した。好ましくは、0.060％以上0.150％以下、より好ましくは0.070％以上0.140％以下であり、更に好ましくは0.080％以上0.130％以下である。 C: 0.050% to 0.160%
C is an element that promotes the formation of bainite and increases the strength of steel. Furthermore, C is an element having an action of combining with Fe to form an Fe-based carbide and improving the mass production punchability of the steel sheet, and is an important element in the present invention. In order to obtain such an effect, the C content needs to be 0.050% or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.160% and becomes excessive, the martensite phase increases, and the punchability and burring workability of the steel sheet deteriorate. For these reasons, the C content is limited to the range of 0.050% or more and 0.160% or less. Preferably, they are 0.060% or more and 0.150% or less, More preferably, they are 0.070% or more and 0.140% or less, More preferably, they are 0.080% or more and 0.130% or less.

Si：1.00％以下
Siは、固溶して鋼の強度増加に寄与するとともに、粗大なFe系炭化物の生成を抑制する作用を有する元素であり、本発明において重要な元素の一つである。Siは、特に粗大なFe系炭化物の生成を抑制する作用を介して、鋼板の打抜き性の改善に寄与する。このような効果を得るためには、Si含有量を0.10％以上とすることが望ましい。一方、1.00％を超えるSiの含有は、鋼板の表面性状を著しく劣化させ、化成処理性や耐食性の低下を招く。また、1.00％を超えるSiの含有は、鋼板の打抜き性の改善に寄与するFe系炭化物の生成を抑制し、残留γやマルテンサイトを増加させ、鋼板の打抜き性とバーリング加工性を阻害する。以上の理由により、Si含有量は1.00％以下に限定した。好ましくは0.30％以上0.90％以下であり、より好ましくは0.40％以上0.80％以下である。 Si: 1.00% or less
Si is an element having an action of solid solution to contribute to increasing the strength of steel and suppressing the formation of coarse Fe-based carbides, and is an important element in the present invention. Si contributes to the improvement of the punchability of the steel sheet, particularly through the action of suppressing the formation of coarse Fe-based carbides. In order to obtain such an effect, the Si content is desirably 0.10% or more. On the other hand, the content of Si exceeding 1.00% significantly deteriorates the surface properties of the steel sheet, leading to a decrease in chemical conversion property and corrosion resistance. Moreover, the Si content exceeding 1.00% suppresses the formation of Fe-based carbides that contribute to the improvement of the punchability of the steel sheet, increases residual γ and martensite, and inhibits the punchability and burring workability of the steel sheet. For these reasons, the Si content is limited to 1.00% or less. Preferably they are 0.30% or more and 0.90% or less, More preferably, they are 0.40% or more and 0.80% or less.

Mn：0.80％以上2.20％以下
Mnは、固溶して鋼の強度増加に寄与するとともに、ベイナイト変態温度を下げ、ベイニティックフェライト粒内にFe系炭化物が析出する下部ベイナイト相の生成を促進する元素である。このような効果を得るためには、Mn含有量を0.80％以上とする必要がある。一方、Mn含有量が2.20％を超えると、中央偏析が顕著となり、鋼板の打抜き性とバーリング加工性を低下させる。したがって、Mn含有量は0.80％以上2.20％以下の範囲に限定した。好ましくは1.00％以上2.00％以下であり、より好ましくは1.20％以上1.80％以下である。 Mn: 0.80% to 2.20%
Mn is an element that contributes to increasing the strength of the steel by solid solution, lowers the bainite transformation temperature, and promotes the formation of a lower bainite phase in which Fe-based carbides precipitate in bainitic ferrite grains. In order to obtain such an effect, the Mn content needs to be 0.80% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 2.20%, central segregation becomes remarkable, and the punchability and burring workability of the steel sheet are lowered. Therefore, the Mn content is limited to the range of 0.80% to 2.20%. Preferably they are 1.00% or more and 2.00% or less, More preferably, they are 1.20% or more and 1.80% or less.

P：0.040％以下
Pは、固溶して鋼の強度増加に寄与するが、粒界、特に旧オーステナイト粒界に偏析し、鋼板の低温靭性や加工性を低下させる元素である。それゆえ、P含有量は極力低減することが好ましいが、0.040％までの含有は許容できる。このようなことから、P含有量は0.040％に限定した。好ましくは0.030％以下であり、より好ましくは0.020％以下である。 P: 0.040% or less
P is an element that dissolves and contributes to increasing the strength of the steel, but segregates at the grain boundaries, particularly the prior austenite grain boundaries, and lowers the low temperature toughness and workability of the steel sheet. Therefore, it is preferable to reduce the P content as much as possible, but the content up to 0.040% is acceptable. For these reasons, the P content is limited to 0.040%. Preferably it is 0.030% or less, More preferably, it is 0.020% or less.

S：0.0050％以下
Sは、TiやMnと結合して粗大な硫化物を形成し、鋼板の加工性を低下させる。それゆえ、S含有量は極力低減することが好ましいが、0.0050％までの含有は許容できる。このようなことから、S含有量は0.0050％以下に限定した。好ましくは0.0030％以下であり、より好ましくは0.0010％以下である。 S: 0.0050% or less
S combines with Ti and Mn to form coarse sulfides, thereby reducing the workability of the steel sheet. Therefore, it is preferable to reduce the S content as much as possible, but the content up to 0.0050% is acceptable. For these reasons, the S content is limited to 0.0050% or less. Preferably it is 0.0030% or less, More preferably, it is 0.0010% or less.

Al：0.100％以下
Alは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度向上に有効に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Al含有量を0.005％以上とすることが望ましい。一方、Al含有量が0.100％を超えて過剰になると、酸化物系介在物の増加を招き、疵発生の原因となるとともに、鋼板の加工性を低下させる。以上の理由により、Al含有量は0.100％以下に限定した。好ましくは0.010％以上0.050％以下である。 Al: 0.100% or less
Al is an element that acts as a deoxidizer and contributes effectively to improving the cleanliness of steel. In order to obtain such an effect, the Al content is desirably 0.005% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.100% and becomes excessive, an increase in oxide inclusions is caused, which causes generation of flaws, and deteriorates the workability of the steel sheet. For these reasons, the Al content is limited to 0.100% or less. Preferably it is 0.010% or more and 0.050% or less.

N：0.0100％以下
Nは、窒化物形成元素と結合し窒化物として析出し、結晶粒の微細化に寄与する元素である。しかし、Nは高温でTiと結合し、粗大な窒化物になり易く、鋼板の打抜き加工時に割れの起点となり易い。それゆえ、N含有量は極力低減することが好ましいが、0.0100％までは許容できる。このようなことから、N含有量は0.0100％以下に限定した。好ましくは0.0080％以下であり、より好ましくは0.0060％以下である。 N: 0.0100% or less
N is an element that combines with a nitride-forming element and precipitates as a nitride, contributing to refinement of crystal grains. However, N combines with Ti at a high temperature, tends to be coarse nitrides, and tends to be the starting point of cracking during the stamping of steel sheets. Therefore, it is preferable to reduce the N content as much as possible, but it is acceptable up to 0.0100%. For these reasons, the N content is limited to 0.0100% or less. Preferably it is 0.0080% or less, More preferably, it is 0.0060% or less.

Ti：0.050％以上0.150％以下
Tiは、炭窒化物を形成し結晶粒を微細化し、また析出強化により鋼の強度増加に寄与する。更に、Tiは、250℃〜430℃（巻取り温度）程度の温度範囲では微細な（Ti、V）Cのクラスターを多数形成し、ベイナイト相中のFe系炭化物の粒径を細かくする作用を有し、本発明において重要な元素の一つである。このような効果を発現させるためには、Ti含有量を0.050％以上とする必要がある。一方、Ti含有量が0.150％を超えて過剰になると、上記した効果が飽和する。したがって、Ti含有量は0.050％以上0.150％以下の範囲に限定した。好ましくは0.070％以上0.130％以下であり、より好ましくは0.080％以上0.120％以下である。 Ti: 0.050% to 0.150%
Ti forms carbonitrides, refines the crystal grains, and contributes to increasing the strength of the steel by precipitation strengthening. Furthermore, Ti forms many fine (Ti, V) C clusters in the temperature range of about 250 ° C to 430 ° C (coiling temperature), and has the effect of reducing the grain size of Fe-based carbides in the bainite phase. It is one of the important elements in the present invention. In order to exhibit such an effect, the Ti content needs to be 0.050% or more. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.150% and becomes excessive, the above-described effect is saturated. Therefore, the Ti content is limited to the range of 0.050% or more and 0.150% or less. Preferably they are 0.070% or more and 0.130% or less, More preferably, they are 0.080% or more and 0.120% or less.

V：0.100％以上0.400％以下
Vは、炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、また析出強化により鋼の強度増加に寄与するとともに、鋼の焼入れ性向上を介して、ベイナイト相の生成および微細化に貢献する元素である。また、Vは、鋼中に固溶することでバーリング加工性を向上させる元素である。更に、Vは、250℃〜430℃（巻取り温度）程度の温度範囲では微細な（Ti、V）Cのクラスターを多数形成し、ベイナイト相中のFe系炭化物の粒径を細かくする作用を有し、本発明において重要な元素の一つである。このような効果を発現させるためには、V含有量を0.100％以上とする必要がある。一方、V含有量が0.400％を超えて過剰になると、製造コストの高騰を招く。したがって、V含有量は0.100％以上0.400％以下の範囲に限定した。好ましくは0.130％以上0.350％以下、より好ましくは0.150％以上0.300％以下である。 V: 0.100% to 0.400%
V is an element that contributes to the formation and refinement of the bainite phase through the formation of carbonitrides to refine crystal grains and contribute to increasing the strength of the steel by precipitation strengthening and improving the hardenability of the steel. is there. V is an element that improves burring workability by dissolving in steel. Furthermore, V forms a large number of fine (Ti, V) C clusters in the temperature range of 250 ° C to 430 ° C (coiling temperature), and has the effect of reducing the particle size of Fe-based carbides in the bainite phase. It is one of the important elements in the present invention. In order to exhibit such an effect, the V content needs to be 0.100% or more. On the other hand, when the V content exceeds 0.400% and becomes excessive, the manufacturing cost increases. Therefore, the V content is limited to the range of 0.100% to 0.400%. Preferably they are 0.130% or more and 0.350% or less, More preferably, they are 0.150% or more and 0.300% or less.

B：0.0002％以上0.0030％以下
Bは、オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成、成長を抑制する元素である。また、Bは、鋼の焼入れ性を向上させ、ベイナイト相の形成およびベイニティックフェライト粒内のFe系炭化物量の増加に寄与し、鋼の強度を増加させるとともに鋼板の打抜き性を向上させる作用を有するため、本発明において重要な元素の一つである。このような効果を発現させるためには、B含有量を0.0002％以上とする必要がある。一方、B含有量が0.0030％を超えると、上記した効果が飽和する。したがって、B含有量は0.0002％以上0.0030％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0005％以上0.0025％以下であり、より好ましくは0.0007％以上0.0020％以下の範囲である。 B: 0.0002% to 0.0030%
B is an element that segregates at austenite grain boundaries and suppresses the formation and growth of ferrite. B also improves the hardenability of steel, contributes to the formation of bainite phase and the amount of Fe-based carbide in bainitic ferrite grains, and increases the strength of steel and improves the punchability of steel sheet Therefore, it is one of the important elements in the present invention. In order to exhibit such an effect, the B content needs to be 0.0002% or more. On the other hand, when the B content exceeds 0.0030%, the above-described effect is saturated. Therefore, the B content is limited to a range of 0.0002% to 0.0030%. In addition, Preferably it is 0.0005% or more and 0.0025% or less, More preferably, it is 0.0007% or more and 0.0020% or less of range.

上記した成分が基本の成分であるが、本発明では、必要に応じて基本成分に加えて更に、選択元素として、Nb：0.0050％以上0.0500％以下、Cu：0.005％以上0.200％以下、Ni：0.005％以上0.200％以下、Cr：0.005％以上0.400％以下、Mo：0.005％以上0.400％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca：0.0002％以上0.0050％以下、REM：0.0002％以上0.0100％以下のうちから選ばれた１種または２種、を含有することができる。 The above-described components are basic components. In the present invention, in addition to the basic components, if necessary, Nb: 0.0050% to 0.0500%, Cu: 0.005% to 0.200%, Ni: 0.005% or more and 0.200% or less, Cr: 0.005% or more and 0.400% or less, Mo: One or more selected from 0.005% or more and 0.400% or less, and / or Ca: 0.0002% or more and 0.0050% or less, REM: One or two selected from 0.0002% to 0.0100% can be contained.

Nb：0.0050％以上0.0500％以下、Cu：0.005％以上0.200％以下、Ni：0.005％以上0.200％以下、Cr：0.005％以上0.400％以下、Mo：0.005％以上0.400％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Nb、Cu、Ni、Cr、Moはいずれも、鋼板の強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。 Nb: 0.0050% to 0.0500%, Cu: 0.005% to 0.200%, Ni: 0.005% to 0.200%, Cr: 0.005% to 0.400%, Mo: 0.005% to 0.400% 1 type or 2 types or more
Nb, Cu, Ni, Cr, and Mo are all elements that contribute to an increase in the strength of the steel sheet, and can be selected as necessary to contain one or more.

Nb：0.0050％以上0.0500％以下
Nbは、炭窒化物の形成を介して、鋼の強度増加に寄与する元素である。このような効果を発現させるためには、Nbを0.0050％以上含有させることが好ましい。一方、Nb含有量が0.0500％を超えると、鋼の変形抵抗が増加して熱間圧延の圧延荷重が増加し、圧延機への負担が大きくなりすぎて圧延操業そのものが困難となる場合がある。また、Nb含有量が0.0500％を超えると、粗大な析出物を形成し、鋼板の加工性が低下する傾向にある。したがって、Nbを含有させる場合には、その含有量を0.0050％以上0.0500％以下の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは0.0100％以上0.0400％以下、更に好ましくは0.0200％以上0.0400％以下である。 Nb: 0.0050% or more and 0.0500% or less
Nb is an element that contributes to increasing the strength of steel through the formation of carbonitrides. In order to exhibit such an effect, it is preferable to contain 0.0050% or more of Nb. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.0500%, the deformation resistance of the steel increases, the rolling load of hot rolling increases, and the burden on the rolling mill becomes too large, which may make the rolling operation itself difficult. . On the other hand, when the Nb content exceeds 0.0500%, coarse precipitates are formed, and the workability of the steel sheet tends to decrease. Therefore, when Nb is contained, the content is preferably limited to a range of 0.0050% to 0.0500%. More preferably, it is 0.0100% or more and 0.0400% or less, and further preferably 0.0200% or more and 0.0400% or less.

Cu：0.005％以上0.200％以下
Cuは、固溶して鋼の強度を増加させるとともに、焼入れ性を向上させる作用を有する元素である。また、Cuは、特にベイナイト変態温度を低下させ、ベイナイト相の微細化に寄与する。このような効果を得るためには、Cuを0.005％以上含有させることが好ましいが、Cu含有量が0.200％を超えると、鋼板の表面性状の低下を招く場合がある。したがって、Cuを含有させる場合には、その含有量を0.005％以上0.200％以下の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは0.010％以上0.150％以下である。 Cu: 0.005% or more and 0.200% or less
Cu is an element that has the effect of increasing the strength of steel by solid solution and improving the hardenability. Cu, in particular, lowers the bainite transformation temperature and contributes to refinement of the bainite phase. In order to obtain such an effect, it is preferable to contain 0.005% or more of Cu. However, if the Cu content exceeds 0.200%, the surface properties of the steel sheet may be deteriorated. Therefore, when Cu is contained, the content is preferably limited to a range of 0.005% to 0.200%. More preferably, it is 0.010% or more and 0.150% or less.

Ni：0.005％以上0.200％以下
Niは、固溶して鋼の強度を増加させるとともに、焼入れ性を向上させ、ベイナイト相を生成し易くする作用を有する元素である。このような効果を得るためには、Niを0.005％以上含有させることが好ましい。但し、Niが0.200％を超えて含有すると、マルテンサイト相を生成し易くなり、鋼板の打抜き性とバーリング加工性が著しく低下する場合がある。したがって、Niを含有させる場合には、その含有量を0.005％以上0.200％以下の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは0.010％以上0.150％以下である。 Ni: 0.005% or more and 0.200% or less
Ni is an element that has the effect of increasing the strength of steel by solid solution and improving the hardenability and facilitating the formation of a bainite phase. In order to acquire such an effect, it is preferable to contain 0.005% or more of Ni. However, if Ni exceeds 0.200%, a martensite phase is likely to be generated, and the punchability and burring workability of the steel sheet may be significantly reduced. Therefore, when Ni is contained, the content is preferably limited to a range of 0.005% to 0.200%. More preferably, it is 0.010% or more and 0.150% or less.

Cr：0.005％以上0.400％以下
Crは、炭化物を形成し、鋼の強度増加に寄与する元素である。このような効果を発現させるためには、Crを0.005％以上含有させることが好ましい。一方、Cr含有量が0.400％を超えて過剰になると、鋼板の耐食性と表面処理性が低下するおそれがある。したがって、Crを含有させる場合には、その含有量を0.005％以上0.400％以下の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは0.010％以上0.300％以下である。 Cr: 0.005% to 0.400%
Cr is an element that forms carbides and contributes to an increase in steel strength. In order to exhibit such an effect, it is preferable to contain 0.005% or more of Cr. On the other hand, if the Cr content exceeds 0.400% and becomes excessive, the corrosion resistance and surface treatment properties of the steel sheet may be reduced. Therefore, when Cr is contained, the content is preferably limited to a range of 0.005% to 0.400%. More preferably, it is 0.010% or more and 0.300% or less.

Mo：0.005％以上0.400％以下
Moは、鋼の焼入れ性を向上させ、ベイナイト相を形成し易くし、鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、Moを0.005％以上含有させることが好ましい。一方、Mo含有量が0.400％を超えると、マルテンサイト相を生成し易くなり、鋼板の打抜き性とバーリング加工性が著しく低下する場合がある。したがって、Moを含有させる場合には、その含有量を0.005％以上0.400％以下の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは0.010％以上0.300％以下である。 Mo: 0.005% or more and 0.400% or less
Mo is an element that improves the hardenability of steel, facilitates the formation of a bainite phase, and increases the strength of the steel. In order to acquire such an effect, it is preferable to contain Mo 0.005% or more. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.400%, a martensite phase is likely to be generated, and the punchability and burring workability of the steel sheet may be significantly reduced. Therefore, when Mo is contained, the content is preferably limited to a range of 0.005% to 0.400%. More preferably, it is 0.010% or more and 0.300% or less.

Ca：0.0002％以上0.0050％以下、REM：0.0002％以上0.0100％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ca、REMはいずれも、介在物の形状制御を介して、鋼板のバーリング加工性向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種を含有できる。 Ca: 0.0002% or more and 0.0050% or less, REM: One or two selected from 0.0002% or more and 0.0100% or less
Both Ca and REM are elements that contribute to improving the burring workability of the steel sheet through shape control of inclusions, and can be selected as necessary to contain one or two kinds.

Ca：0.0002％以上0.0050％以下
Caは、硫化物系介在物の形状を制御し、鋼板のバーリング加工性の向上に有効な元素である。この効果を発現させるためには、Caを0.0002％以上含有させることが好ましい。一方、0.0050％を超える過剰なCaの含有は、介在物量を増加させ、鋼板の表面欠陥を多発させる原因となり得る。したがって、Caを含有させる場合には、その含有量を0.0002％以上0.0050％以下の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは0.0004％以上0.0040％以下である。 Ca: 0.0002% to 0.0050%
Ca is an element effective in controlling the shape of sulfide inclusions and improving the burring workability of the steel sheet. In order to exhibit this effect, it is preferable to contain 0.0002% or more of Ca. On the other hand, the excessive Ca content exceeding 0.0050% can increase the amount of inclusions and cause frequent surface defects of the steel sheet. Therefore, when Ca is contained, the content is preferably limited to a range of 0.0002% to 0.0050%. More preferably, it is 0.0004% or more and 0.0040% or less.

REM：0.0002％以上0.0100％以下
REMは、Caと同様、硫化物系介在物の形状を制御し、鋼板のバーリング加工性に対する硫化物系介在物の悪影響を改善し、バーリング加工性向上に寄与する元素である。この効果を発現させるためには、REMを0.0002％以上含有させることが好ましい。一方、REM含有量が0.0100％を超えて過剰になると、介在物量が増加して鋼の清浄度が悪化し、鋼板のバーリング加工性低下を招く場合がある。したがって、REMを含有させる場合には、その含有量を0.0002％以上0.0100％以下の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは0.0004％以上0.0080％以下である。 REM: 0.0002% to 0.0100%
REM, like Ca, is an element that controls the shape of sulfide inclusions, improves the adverse effects of sulfide inclusions on the burring workability of the steel sheet, and contributes to improved burring workability. In order to exhibit this effect, it is preferable to contain REM 0.0002% or more. On the other hand, when the REM content exceeds 0.0100% and becomes excessive, the amount of inclusions increases, the cleanliness of the steel deteriorates, and the burring workability of the steel sheet may be reduced. Therefore, when REM is contained, the content is preferably limited to a range of 0.0002% to 0.0100%. More preferably, it is 0.0004% or more and 0.0080% or less.

上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、O（酸素）：0.005％以下、W：0.1％以下、Ta：0.1％以下、Co：0.1％以下、Sb：0.1％以下、Sn：0.1％以下、Zr：0.1％以下等が許容できる。 The balance other than the components described above consists of Fe and inevitable impurities. Inevitable impurities include O (oxygen): 0.005% or less, W: 0.1% or less, Ta: 0.1% or less, Co: 0.1% or less, Sb: 0.1% or less, Sn: 0.1% or less, Zr: 0.1 % Or less is acceptable.

次に、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、面積率で90％以上のベイナイト相を含み、該ベイナイト相中に析出している全Fe系炭化物のうち、ベイニティックフェライト粒内に析出しているFe系炭化物の個数比率が30％以上、前記ベイニティックフェライト粒内に析出しているFe系炭化物の平均粒径が150nm以下であり、鋼中の固溶V量が質量％で0.100％以上である組織を有する。 Next, 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 includes a bainite phase having an area ratio of 90% or more, and among all Fe-based carbides precipitated in the bainite phase, Fe-based carbides precipitated in bainitic ferrite grains. A structure in which the number ratio of Fe is 30% or more, the average grain size of Fe-based carbides precipitated in the bainitic ferrite grains is 150 nm or less, and the amount of solute V in the steel is 0.100% or more by mass%. Have

なお、本発明において、ベイナイト相とは、ラス状のベイニティックフェライトと、該ベイニティックフェライトの間および／または該ベイニティックフェライトの内部（ベイニティックフェライト粒内）にFe系炭化物を有する組織を意味する。また、本発明において、ベイナイト相には、上記Fe系炭化物を有しない組織、すなわち該ベイニティックフェライトの間および／または該ベイニティックフェライトの内部（ベイニティックフェライト粒内）にFe系炭化物を有しない組織も含まれる。 In the present invention, the bainite phase means lath-like bainitic ferrite and / or Fe-based carbides between the bainitic ferrite and / or inside the bainitic ferrite (in the bainitic ferrite grains). It means the organization that has. Further, in the present invention, the bainite phase includes the Fe-based carbide in the structure having no Fe-based carbide, that is, between the bainitic ferrite and / or inside the bainitic ferrite (in the bainitic ferrite grains). Organizations that do not have

上記ベイニティックフェライトは、ポリゴナルフェライトと異なり、形状がラス状であり且つラスの内部に比較的高い転位密度を有するため、両者はSEM（走査型電子顕微鏡）やTEM（透過型電子顕微鏡）を用いて区別可能である。 Unlike the polygonal ferrite, the bainitic ferrite has a lath shape and has a relatively high dislocation density inside the lath, so both of them are SEM (Scanning Electron Microscope) and TEM (Transmission Electron Microscope). Can be distinguished.

ベイナイト相の面積率：90％以上
本発明熱延鋼板では、主相をベイナイト相とする。ここでいう「主相」とは、面積率で90％以上である相をいう。ベイナイト相以外の相を主相とすると、所望の量産打抜き性を安定して確保できない。したがって、面積率で90％以上のベイナイト相を主相とした。なお、主相であるベイナイト相の面積率は、92％以上とすることが好ましく、95％以上とすることがより好ましく、100％としてもよい。 Area ratio of bainite phase: 90% or more In the hot rolled steel sheet of the present invention, the main phase is the bainite phase. The “main phase” herein refers to a phase having an area ratio of 90% or more. If the phase other than the bainite phase is the main phase, the desired mass production punchability cannot be secured stably. Therefore, the bainite phase with an area ratio of 90% or more was used as the main phase. The area ratio of the bainite phase as the main phase is preferably 92% or more, more preferably 95% or more, and may be 100%.

主相であるベイナイト相以外の残部は、マルテンサイト相、オーステナイト相（残留オーステナイト相）、フェライト相のうちから選ばれた１種または２種以上からなる。ベイナイト相以外の残部の相が面積率で10％を超えると、所望の量産打抜き性が確保できない。それゆえ、主相以外の残部の相は、面積率で合計10％以下（0％を含む）とする。好ましくは、8％以下、より好ましくは5％以下であり、0％としてもよい。特にマルテンサイト相が増加すると、所望の量産打抜き性と量産バーリング加工性を安定して確保できない。量産打抜き性と量産バーリング加工性をより一層安定して確保するためには、特にマルテンサイト相の面積率を7％以下に抑制することが好ましく、4％以下に抑制することがより好ましい。 The balance other than the bainite phase, which is the main phase, is composed of one or more selected from a martensite phase, an austenite phase (residual austenite phase), and a ferrite phase. When the remaining phase other than the bainite phase exceeds 10% in terms of area ratio, desired mass production punchability cannot be ensured. Therefore, the remaining phases other than the main phase should be 10% or less (including 0%) in terms of area ratio. Preferably, it is 8% or less, more preferably 5% or less, and may be 0%. In particular, when the martensite phase increases, the desired mass production punchability and mass production burring workability cannot be secured stably. In order to ensure mass production punchability and mass production burring workability more stably, it is particularly preferable to suppress the area ratio of the martensite phase to 7% or less, and more preferably to 4% or less.

Fe系炭化物
本発明の熱延鋼板は、主相となるベイナイト相中に、Fe系炭化物が分散（析出）した組織を有する。主相となるベイナイト相中に析出するFe系炭化物は、主にFe₃Cであるが、これ以外にもFe₅C₂、Fe₇C₃、Fe₃(C,B)、Fe₂₃[C,B]₆等が析出する場合もある。 Fe-based carbide The hot-rolled steel sheet of the present invention has a structure in which an Fe-based carbide is dispersed (precipitated) in a bainite phase as a main phase. Fe-based carbides that precipitate in the bainite phase, which is the main phase, are mainly Fe ₃ C, but besides this, Fe ₅ C ₂ , Fe ₇ C ₃ , Fe ₃ (C, B), Fe ₂₃ [C , B] ₆ etc. may be deposited.

ベイナイト相中に析出している全Fe系炭化物のうちベイニティックフェライト粒内に析出しているFe系炭化物の個数比率：30％以上
本発明では、鋼板に所望の量産打抜き性を付与するために、主相であるベイナイト相を相中にFe系炭化物が生成したベイナイト相とし、更にベイナイト相中に析出した全Fe系炭化物のうち、ベイニティックフェライト粒内に析出したFe系炭化物が個数比率で30％以上である組織とする。すなわち、主相であるベイナイト相中に析出した全Fe系炭化物の個数（N_B）に対する、ベイニティックフェライト粒内に析出したFe系炭化物の個数（N_BF）の比率を、個数比率（N_BF/N_B×100）で30％以上とする。この個数比率が30％未満では、所望の量産打抜き性を確保できない。なお、この個数比率は、35％以上とすることが好ましく、40％以上とすることがより好ましい。また、この個数比率は高い値となるほど好ましいが、実質的な上限は90％程度である。 Number ratio of Fe-based carbides precipitated in bainitic ferrite grains among all Fe-based carbides precipitated in the bainite phase: 30% or more In the present invention, in order to impart desired mass production punchability to the steel sheet In addition, the bainite phase, which is the main phase, is a bainite phase in which Fe-based carbides are generated, and among all the Fe-based carbides precipitated in the bainite phase, the number of Fe-based carbides precipitated in the bainitic ferrite grains The organization should be 30% or more. That is, the ratio of the number of Fe carbides (N _BF ) precipitated in bainitic ferrite grains to the total number of Fe carbides (N _B ) precipitated in the bainite phase, which is the main phase, is expressed as the number ratio (N _BF / N _B × 100) and 30% or more. If the number ratio is less than 30%, desired mass production punchability cannot be ensured. The number ratio is preferably 35% or more, and more preferably 40% or more. The number ratio is preferably as high as possible, but the practical upper limit is about 90%.

ベイニティックフェライト粒内に析出しているFe系炭化物の平均粒径：150nm以下
ベイニティックフェライト粒内に析出したFe系炭化物の平均粒径が150nmを超えて粗大化すると、鋼板の加工時にFe系炭化物を起点とした粗大なボイドが発生し易くなり、所望の量産打抜き性を確保できなくなる。したがって、ベイニティックフェライト粒内に析出しているFe系炭化物の平均粒径は、150nm以下に限定した。好ましくは130nm以下、より好ましくは110nm以下である。
なお、ベイニティックフェライト粒内に析出しているFe系炭化物は、微細であるほど好ましいが、その平均粒径の実質的な下限値は20nm程度である。 Average particle size of Fe carbides precipitated in bainitic ferrite grains: 150 nm or less When the average particle size of Fe carbides precipitated in bainitic ferrite grains exceeds 150 nm, Coarse voids starting from Fe-based carbides are likely to occur, and desired mass production punchability cannot be ensured. Therefore, the average particle size of the Fe-based carbide precipitated in the bainitic ferrite grains is limited to 150 nm or less. Preferably it is 130 nm or less, More preferably, it is 110 nm or less.
The finer the Fe-based carbide precipitated in the bainitic ferrite grains, the better. However, the substantial lower limit of the average particle diameter is about 20 nm.

鋼中の固溶V量：質量％で0.100％以上
固溶Vは、鋼板のバーリング加工性の向上を図るうえで、極めて重要である。鋼中の固溶V量が質量％で0.100％未満になると、鋼板のバーリング加工性を十分に確保することができず、所望の量産バーリング加工性が得られない。したがって、鋼中の固溶V量は、質量％で0.100％以上とする。好ましくは0.120％以上、より好ましくは0.140％以上である。但し、鋼中の固溶V量が過剰に高くなると、製造コスト高になると共に溶接HAZ脆化等が懸念されるため、鋼中の固溶V量は0.400％以下にすることが好ましく、0.300％以下にすることがより好ましい。 Solid solution V amount in steel: 0.100% or more by mass% Solid solution V is extremely important for improving the burring workability of steel sheets. If the amount of solute V in the steel is less than 0.100% by mass%, the burring workability of the steel sheet cannot be sufficiently secured, and the desired mass production burring workability cannot be obtained. Therefore, the amount of solute V in steel is 0.100% or more in mass%. Preferably it is 0.120% or more, more preferably 0.140% or more. However, if the amount of solute V in the steel is excessively high, the production cost increases and there is a concern about weld HAZ embrittlement, etc., so the amount of solute V in the steel is preferably 0.400% or less, 0.300 % Or less is more preferable.

次に、本発明の熱延鋼板の製造方法について説明する。
本発明の熱延鋼板の製造方法は、上記した組成の鋼素材を、1200℃以上に加熱したのち、仕上げ圧延開始温度を1050℃以上1200℃以下、仕上げ圧延終了温度を860℃以上980℃以下とする熱間圧延を施し、該熱間圧延の仕上げ圧延を終了した後2.0s以内に冷却を開始し、40℃/s以上の平均冷却速度で250℃以上430℃以下の冷却停止温度まで冷却し、該冷却停止温度で巻き取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.
In the method for producing a hot-rolled steel sheet of the present invention, after heating the steel material having the above composition to 1200 ° C or higher, the finish rolling start temperature is 1050 ° C or higher and 1200 ° C or lower, and the finish rolling end temperature is 860 ° C or higher and 980 ° C or lower. After the finish rolling of the hot rolling is finished, cooling is started within 2.0 s and cooled to a cooling stop temperature of 250 ° C. or higher and 430 ° C. or lower at an average cooling rate of 40 ° C./s or higher. And winding at the cooling stop temperature.

出発材である鋼素材の製造方法は特に限定されず、例えば上記した組成を有する溶鋼を、転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法で、スラブ等の鋼素材とする、常用の製造方法がいずれも適用できる。なお、造塊−分塊圧延法を用いても何ら問題はない。なお、本発明において連続鋳造法を採用する場合には、連続鋳造時の鋼の成分偏析低減のために、電磁撹拌（EMS）、軽圧下鋳造（IBSR）等を適用することができる。電磁撹拌処理を施すことにより、板厚中心部に等軸晶を形成させ、偏析を低減させることができる。また、軽圧下鋳造を施した場合は、連続鋳造スラブの未凝固部の溶鋼の流動を防止することにより、板厚中心部の偏析を低減させることができる。これらの偏析低減処理の少なくても1つの適用により、後述する穴拡げ試験におけるバーリング率、引張り試験における全伸びをより優れたレベルにすることができる。 The manufacturing method of the steel material that is the starting material is not particularly limited. For example, the molten steel having the above composition is melted by a conventional melting method such as a converter, and a slab is obtained by a conventional casting method such as a continuous casting method. Any conventional manufacturing method using steel materials such as can be applied. It should be noted that there is no problem even if the ingot-bundling method is used. When the continuous casting method is employed in the present invention, electromagnetic stirring (EMS), light pressure casting (IBSR), or the like can be applied to reduce the segregation of steel components during continuous casting. By performing the electromagnetic stirring treatment, equiaxed crystals can be formed in the center portion of the plate thickness, and segregation can be reduced. In addition, when light pressure casting is performed, segregation at the central portion of the plate thickness can be reduced by preventing the flow of molten steel in the unsolidified portion of the continuous cast slab. By applying at least one of these segregation reduction treatments, the burring rate in the hole expansion test, which will be described later, and the total elongation in the tensile test can be made to a better level.

鋼素材の加熱温度：1200℃以上
本発明で使用する鋼素材には、Tiなどの炭窒化物形成元素が含まれているが、これら炭窒化物形成元素は、殆どが粗大な炭窒化物（析出物）として存在している。また、Tiなどの炭窒化物形成元素が粗大な析出物のままで存在すると、析出強化に寄与する微細な析出物量が減少し、結果として鋼板強度が低下する。本発明においては、この粗大な析出物を熱間圧延前に固溶させる目的で、鋼素材の加熱温度を1200℃以上に限定した。好ましくは1220℃以上1350℃以下である。 Heating temperature of steel material: 1200 ° C or more The steel material used in the present invention contains carbonitride-forming elements such as Ti, but these carbonitride-forming elements are mostly coarse carbonitrides ( Presence). Moreover, if carbonitride-forming elements such as Ti are present as coarse precipitates, the amount of fine precipitates contributing to precipitation strengthening decreases, resulting in a decrease in steel plate strength. In the present invention, the heating temperature of the steel material is limited to 1200 ° C. or higher for the purpose of dissolving the coarse precipitates before hot rolling. Preferably they are 1220 degreeC or more and 1350 degrees C or less.

次いで、加熱された鋼素材に、熱間圧延を施す。熱間圧延は、通常、粗圧延と仕上げ圧延からなる。粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定されない。粗圧延に引続き、以下の条件で仕上げ圧延を施す。なお、仕上げ圧延の前、或いは仕上げ圧延スタンド間の圧延途中で、デスケーリングを行うことはいうまでもない。 Next, hot rolling is performed on the heated steel material. Hot rolling usually consists of rough rolling and finish rolling. The rough rolling is not particularly limited as long as a desired sheet bar dimension can be secured. Following rough rolling, finish rolling is performed under the following conditions. Needless to say, descaling is performed before finish rolling or during rolling between finish rolling stands.

仕上げ圧延開始温度：1050℃以上1200℃以下
仕上げ圧延開始温度が1050℃未満では、仕上げ圧延中に固溶Vが歪誘起析出してしまい、所望の固溶V量を確保できなくなり、鋼板のバーリング加工性が低下する。一方、仕上げ圧延開始温度が1200℃を超えると、スケール噛み込み等の問題が生じる。したがって、仕上げ圧延開始温度を1050℃以上1200℃以下に限定した。好ましくは1060℃以上1200℃以下であり、より好ましくは1070℃以上1170℃以下である。なお、ここでいう「仕上げ圧延開始温度」は、表面温度を用いるものとする。 Finishing rolling start temperature: 1050 ° C or more and 1200 ° C or less If the finishing rolling start temperature is less than 1050 ° C, solute V is strain-induced precipitation during finish rolling, making it impossible to secure the desired amount of solute V and burring of the steel sheet. Workability is reduced. On the other hand, when the finish rolling start temperature exceeds 1200 ° C, problems such as scale biting occur. Therefore, the finish rolling start temperature is limited to 1050 ° C. or more and 1200 ° C. or less. Preferably they are 1060 degreeC or more and 1200 degrees C or less, More preferably, they are 1070 degreeC or more and 1170 degrees C or less. The “finish rolling start temperature” here is the surface temperature.

仕上げ圧延終了温度：860℃以上980℃以下
仕上げ圧延終了温度が860℃未満では、仕上げ圧延中に固溶Vが歪誘起析出をしてしまい、所望の固溶V量を確保できなくなり、鋼板のバーリング加工性が低下する。一方、仕上げ圧延終了温度が980℃を超えて高くなると、オーステナイト粒が成長・粗大化して鋼の焼入れ性が過剰となり、マルテンサイト相が形成される結果、鋼板の打抜き性とバーリング加工性が低下する。このようなことから、仕上げ圧延終了温度を860℃以上980℃以下の範囲に限定した。好ましくは870℃以上960℃以下であり、より好ましくは880℃以上940℃以下である。なお、ここでいう「仕上げ圧延終了温度」は、表面温度を用いるものとする。
熱間圧延終了後、強制冷却する。 Finishing rolling finish temperature: 860 ° C or more and 980 ° C or less If the finish rolling finish temperature is less than 860 ° C, solid solution V undergoes strain-induced precipitation during finish rolling, making it impossible to secure the desired amount of solid solution V. Burring processability decreases. On the other hand, when the finish rolling finish temperature rises above 980 ° C, the austenite grains grow and coarsen, resulting in excessive hardenability of the steel and the formation of a martensite phase. As a result, the punchability and burring workability of the steel sheet decrease. To do. For this reason, the finish rolling end temperature is limited to a range of 860 ° C. or higher and 980 ° C. or lower. Preferably they are 870 degreeC or more and 960 degrees C or less, More preferably, they are 880 degreeC or more and 940 degrees C or less. The “finish rolling end temperature” used here is the surface temperature.
After the hot rolling is finished, forced cooling is performed.

熱間圧延の仕上げ圧延終了後、冷却を開始するまでの時間：2.0s以内
熱間圧延の仕上げ圧延を終了した後、強制冷却を開始するまでの時間が2.0sを超えると、オーステナイト中に導入した歪みが回復してしまい、鋼板の焼入れ性が過剰となり、マルテンサイト相が形成される結果、鋼板の打抜き性とバーリング加工性が低下する。したがって、本発明においては、仕上げ圧延終了後、2.0s以内に強制冷却を開始する。 Time to start cooling after finish of hot rolling finish: Within 2.0 s When the time to finish forced cooling after finishing finish rolling of hot rolling exceeds 2.0 s, it is introduced into austenite As a result, the hardenability of the steel sheet becomes excessive and the martensite phase is formed. As a result, the punchability and burring workability of the steel sheet are deteriorated. Therefore, in the present invention, forced cooling is started within 2.0 s after finish rolling.

平均冷却速度：40℃/s以上
仕上げ圧延終了温度から巻取り温度（冷却停止温度）までの平均冷却速度が40℃/s未満である場合、ベイナイト相中のベイニティックフェライト粒内にFe系炭化物を十分に析出させることができない。したがって、上記平均冷却速度は40℃/s以上とする。好ましくは50℃/s以上であり、より好ましくは60℃/s以上である。なお、平均冷却速度の上限は特に規定しないが、平均冷却速度が大きくなりすぎると、冷却停止温度の精度が悪化するとともに、製造コスト高となる。それゆえ、平均冷却速度は200℃/ｓ以下とすることが好ましい。なお、上記平均冷却速度は、鋼板の表面における平均冷却速度とする。
次いで、鋼板を、以下の冷却停止温度まで冷却したのち、該冷却停止温度を巻取り温度としてコイル状に巻き取り、熱延鋼板（熱延鋼帯）とする。 Average cooling rate: 40 ° C / s or more When the average cooling rate from the finish rolling finish temperature to the coiling temperature (cooling stop temperature) is less than 40 ° C / s, Fe-based Fe in the bainitic ferrite grains in the bainite phase Carbide cannot be sufficiently precipitated. Therefore, the average cooling rate is set to 40 ° C./s or more. Preferably it is 50 ° C./s or more, more preferably 60 ° C./s or more. The upper limit of the average cooling rate is not particularly defined, but if the average cooling rate becomes too large, the accuracy of the cooling stop temperature is deteriorated and the manufacturing cost is increased. Therefore, the average cooling rate is preferably 200 ° C./s or less. In addition, let the said average cooling rate be an average cooling rate in the surface of a steel plate.
Next, after the steel sheet is cooled to the following cooling stop temperature, the cooling stop temperature is taken up as a coiling temperature to be coiled to obtain a hot rolled steel sheet (hot rolled steel strip).

冷却停止温度および巻取り温度：250℃以上430℃以下
冷却停止温度および巻取り温度が250℃未満では、硬質なマルテンサイト相が形成され易くなる。その結果、所望の組織を確保できなくなり、鋼板に所望の量産打抜き性と量産バーリング加工性を付与することが困難となる。一方、巻取り温度が430℃を超えると、ベイナイト相中のベイニティックフェライト粒内にFe系炭化物を析出させることが困難となり、鋼板の打抜き性が低下する。以上の理由により、巻取り温度は250℃以上430℃以下の範囲とした。好ましくは280℃以上410℃以下であり、より好ましくは300℃以上400℃以下である。なお、ここでいう「冷却停止温度」、「巻取り温度」は、鋼板の表面温度を意味する。 Cooling stop temperature and coiling temperature: 250 ° C. or more and 430 ° C. or less When the cooling stop temperature and coiling temperature are less than 250 ° C., a hard martensite phase is easily formed. As a result, a desired structure cannot be secured, and it becomes difficult to impart desired mass production punchability and mass production burring workability to the steel sheet. On the other hand, when the coiling temperature exceeds 430 ° C., it becomes difficult to precipitate Fe-based carbides in the bainitic ferrite grains in the bainite phase, and the punchability of the steel sheet is lowered. For the above reasons, the coiling temperature is in the range of 250 ° C to 430 ° C. Preferably they are 280 degreeC or more and 410 degrees C or less, More preferably, they are 300 degreeC or more and 400 degrees C or less. Here, “cooling stop temperature” and “coiling temperature” mean the surface temperature of the steel sheet.

なお、巻き取り後、熱延鋼板には常法にしたがい、調質圧延を施してもよい。また、本発明の熱延鋼板の板厚は、特に限定されないが、例えば1.3mm以上4.2mm以下とすることが好ましい。更に、得られた熱延鋼板に、酸洗を施して表面に形成されたスケールを除去してもよい。或いは、酸洗後、更に、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき等のめっき処理や、化成処理を施してもよい。 In addition, after winding up, the hot rolled steel sheet may be subjected to temper rolling according to a conventional method. The thickness of the hot-rolled steel sheet of the present invention is not particularly limited, but it is preferably, for example, 1.3 mm or more and 4.2 mm or less. Furthermore, the obtained hot-rolled steel sheet may be pickled to remove the scale formed on the surface. Alternatively, after pickling, plating treatment such as hot dip galvanization and electrogalvanization, or chemical conversion treatment may be performed.

溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法により表１に示す化学成分のスラブ（鋼素材）とした。次いで、これらの鋼素材を、表２に示す条件で加熱し、粗圧延と表２に示す条件の仕上げ圧延とからなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、表２に示す条件で冷却し、表２に示す巻取り温度（冷却停止温度）で巻き取り、表２に示す板厚の熱延鋼板とした。なお、連続鋳造の際、表２の熱延鋼板No.6以外のものについては、成分の偏析低減処理のため、電磁撹拌（EMS）を行った。
得られた熱延鋼板から試験片を採取し、組織観察、固溶V量の測定、引張試験、量産打抜き性試験、穴拡げ試験を実施した。各種観察、測定、試験方法は次の通りとした。 Molten steel was melted in a converter and slabs (steel materials) having chemical components shown in Table 1 were obtained by a continuous casting method. Next, these steel materials are heated under the conditions shown in Table 2, hot-rolled comprising rough rolling and finish rolling under the conditions shown in Table 2, and cooled under the conditions shown in Table 2 after finishing rolling. The steel sheet was wound at the winding temperature (cooling stop temperature) shown in Table 2 to obtain a hot-rolled steel sheet having the thickness shown in Table 2. During continuous casting, electromagnetic stirring (EMS) was performed for components other than hot-rolled steel sheet No. 6 in Table 2 to reduce segregation of components.
Test pieces were collected from the obtained hot-rolled steel sheet and subjected to structure observation, measurement of the amount of dissolved V, tensile test, mass production punchability test, and hole expansion test. Various observations, measurements, and test methods were as follows.

（１）組織観察
得られた熱延鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨し、腐食液（3％ナイタール溶液）で組織を現出した。そして、Ｌ断面の板厚1/4位置について走査型電子顕微鏡（SEM）を用いて組織を観察し、5視野について組織を撮影（倍率：3000倍）して、組織を同定し、更に画像解析により各相（ベイナイト相、マルテンサイト相、フェライト相、残留オーステナイト相）の組織分率（面積率）を算出した。
また、得られた熱延鋼板の板厚1/4位置からレプリカ採取用試験片（大きさ：10mm×15mm）を採取し、２段レプリカ法によりレプリカ膜を作製し、Fe系炭化物を採取した。次いで、透過型電子顕微鏡（TEM）を用いて、採取されたFe系炭化物を観察し、５視野について撮影（倍率：50000倍）した。得られた組織写真を用いて、ベイニティックフェライト粒界に析出したFe系炭化物の個数（N₁）とベイニティックフェライト粒内に析出したFe系炭化物の個数（N₂）を測定し、ベイニティックフェライト粒内に析出したFe系炭化物の個数（N₂）の、ベイナイト相中の全Fe系炭化物の個数（N₁＋N₂）に対する比率（N₂/(N₁＋N₂)×100）を算出した。なお、Fe系炭化物の同定は、組織写真撮影時にエネルギー分散型X線分光法（EDX）によって行った。更に、同写真を用いてベイニティックフェライト粒内に析出したFe系炭化物の粒径を求め、その平均値をベイニティックフェライト粒内に析出したFe系炭化物の平均粒径とした。なお、アスペクト比を持つFe系炭化物の場合は、長軸長さと短軸長さの平均値をFe系炭化物の粒径とした。 (1) Microstructure observation A specimen for microstructural observation is collected from the obtained hot-rolled steel sheet, the cross section of the plate thickness (L cross section) parallel to the rolling direction is polished, and the microstructure is revealed with a corrosive solution (3% nital solution). did. Then, the tissue is observed with a scanning electron microscope (SEM) at the L-thickness 1/4 thickness position, the tissue is photographed (magnification: 3000 times) for 5 fields of view, the tissue is identified, and image analysis is further performed. Was used to calculate the structure fraction (area ratio) of each phase (bainite phase, martensite phase, ferrite phase, residual austenite phase).
In addition, a specimen for replica collection (size: 10 mm x 15 mm) was sampled from the 1/4 position of the thickness of the obtained hot-rolled steel sheet, a replica film was prepared by the two-stage replica method, and Fe-based carbide was sampled. . Next, the collected Fe-based carbide was observed using a transmission electron microscope (TEM), and five fields of view were photographed (magnification: 50000 times). Using the obtained structure photograph, the number of Fe-based carbides precipitated at the bainitic ferrite grain boundaries (N ₁ ) and the number of Fe-based carbides precipitated within the bainitic ferrite grains (N ₂ ) were measured, Ratio (N ₂ / (N ₁ + N ₂ ) × 100 of the number of Fe carbides precipitated in bainitic ferrite grains (N ₂ ) to the total number of Fe carbides (N ₁ + N ₂ ) in the bainite phase ) Was calculated. The Fe-based carbide was identified by energy dispersive X-ray spectroscopy (EDX) at the time of tissue photography. Furthermore, the particle diameter of the Fe-based carbide precipitated in the bainitic ferrite grains was determined using the same photograph, and the average value was taken as the average particle diameter of the Fe-based carbide precipitated in the bainitic ferrite grains. In the case of Fe-based carbide having an aspect ratio, the average value of the major axis length and the minor axis length was used as the grain size of the Fe-based carbide.

（２）固溶V量の測定
得られた熱延鋼板から分析用試験片（大きさ：50mm×100mm）を採取し、表面（両面）から板厚方向1/4までを機械研削にて除去し、電解用試験片とした。該試験片を、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、電流密度20mA/cm²で定電流電解し、約0.2gを電解した。得られた電解液を、フィルターを用いてろ過し、ICP発光分光分析装置を用いて分析し、ろ過後の電解液中のV量を測定した。得られた電解液中のV量を電解質量（定電流電解で電解した試験片の質量）で除して、百分率で表した割合を固溶V量（質量％）とした。なお、電解質量は、電解後の電解用試験片を、洗浄し、付着した析出物を取り除いた後に質量を測定し、測定された質量を電解前の試験片質量から差し引くことにより算出した。 (2) Measurement of solute V amount Samples for analysis (size: 50mm x 100mm) are collected from the obtained hot-rolled steel sheet and removed from the surface (both sides) to 1/4 in the plate thickness direction by mechanical grinding. Thus, a test piece for electrolysis was obtained. The test piece was subjected to constant current electrolysis at a current density of 20 mA / cm ² in a 10% AA-based electrolyte (10 vol% acetylacetone-1 mass% tetramethylammonium chloride / methanol), and about 0.2 g was electrolyzed. The obtained electrolytic solution was filtered using a filter, analyzed using an ICP emission spectroscopic analyzer, and the amount of V in the filtered electrolytic solution was measured. The amount of V in the obtained electrolytic solution was divided by the electrolytic mass (the mass of the test piece electrolyzed by constant current electrolysis), and the ratio expressed as a percentage was defined as the solid solution V amount (mass%). The electrolytic mass was calculated by washing the electrolysis test piece after electrolysis, removing the deposited deposit, measuring the mass, and subtracting the measured mass from the test piece mass before electrolysis.

（３）引張試験
得られた熱延鋼板から、引張方向が圧延方向と直角方向になるように、JIS ５号試験片（GL：50mm）を採取し、JIS Z 2241（2011）に準拠して引張試験を実施し、降伏強さ（降伏点）YP、引張強さTS、全伸びElを求めた。 (3) Tensile test JIS No. 5 test piece (GL: 50mm) was sampled from the obtained hot-rolled steel sheet so that the tensile direction was perpendicular to the rolling direction, and in accordance with JIS Z 2241 (2011). A tensile test was carried out to determine yield strength (yield point) YP, tensile strength TS, and total elongation El.

（４）量産打抜き性試験
得られた熱延鋼板から、ブランク板（大きさ：150mm×150mm）を採取した。そして、打抜きポンチを50mmφの平底型として、打抜きクリアランスが30％±2％となるように、ダイ側の穴径を決定し、ブランク板を上から板押さえで固定して、ポンチ穴を打ち抜いた。打ち抜き後、ポンチ穴の全周に亘り、打抜き端面の破面状況を走査型電子顕微鏡（倍率：50倍）により観察し、割れ、欠け、脆性破面、２次せん断面等の有無を確認した。割れ、欠け、脆性破面、２次せん断面等が観察されないものを○（合格）とし、それ以外を×（不合格）として、量産打抜き性を評価した。 (4) Mass production punchability test A blank plate (size: 150 mm × 150 mm) was collected from the obtained hot-rolled steel plate. Then, the punching punch was made into a flat bottom mold of 50 mmφ, the hole diameter on the die side was determined so that the punching clearance was 30% ± 2%, the blank plate was fixed from above with a plate presser, and the punched hole was punched out . After punching, the fracture condition of the punched end face was observed with a scanning electron microscope (magnification: 50 times) over the entire circumference of the punch hole, and the presence of cracks, chips, brittle fracture surfaces, secondary shear surfaces, etc. was confirmed. . Mass production punchability was evaluated by making the case where no crack, chipping, brittle fracture surface, secondary shear surface, etc. were observed as ○ (pass) and the other as x (fail).

（５）穴拡げ試験（量産バーリング加工性評価）
（４）量産打抜き性試験と同様に、熱延鋼板から、ブランク板（大きさ：150mm×150mm）を採取した。そして、打抜きポンチを50mmφの平底型として、打抜きクリアランスが30％±2％となるように、ダイ側の穴径を決定し、ブランク板を上から板押さえで固定して、ブランク板に初期直径d₀（＝50mm）の穴を打ち抜き加工により形成した。次いで、形成した穴に、打ち抜き時のポンチ側から頂角：60°の円錐ポンチを挿入し、該穴を押し広げ、亀裂が鋼板（試験片）の板厚を貫通したときの穴の径d₁を測定し、次式でバーリング率 (％)を算出した。 (5) Hole expansion test (mass production burring processability evaluation)
(4) A blank plate (size: 150 mm × 150 mm) was collected from the hot-rolled steel plate in the same manner as the mass production punchability test. Then, the punching punch is a flat bottom mold of 50 mmφ, the hole diameter on the die side is determined so that the punching clearance is 30% ± 2%, the blank plate is fixed from above with a plate presser, and the initial diameter is fixed to the blank plate A hole of d ₀ (= 50 mm) was formed by punching. Next, a conical punch with an apex angle of 60 ° is inserted into the formed hole from the punch side at the time of punching, the hole is expanded, and the diameter of the hole when the crack penetrates the plate thickness of the steel plate (test piece) d ₁ was measured, and the burring rate (%) was calculated by the following formula.

バーリング率(％)＝{(d₁−d₀)/d₀}×100
バーリング率が40％以上である場合を、量産バーリング加工性が良好であると評価した。
得られた結果を表３に示す。 Burring rate (%) = {(d ₁ −d ₀ ) / d ₀ } × 100
When the burring rate was 40% or more, the mass production burring workability was evaluated as good.
The obtained results are shown in Table 3.

発明例の熱延鋼板はいずれも、引張強さ：980MPa以上という高強度と、優れた量産打抜き性と量産バーリング加工性を兼備する高強度熱延鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例の熱延鋼板は、所望の量産打抜き性を確保できていないか、量産バーリング加工性が低下している。 Each of the hot-rolled steel sheets of the invention examples is a high-strength hot-rolled steel sheet that has both high strength of tensile strength: 980 MPa or more, excellent mass production punchability and mass production burring workability. On the other hand, the hot-rolled steel sheet of the comparative example that is out of the scope of the present invention does not ensure the desired mass production punchability or has reduced mass production burring workability.

Claims

% By mass
C: 0.050% or more and 0.160% or less, Si: 1.00% or less,
Mn: 0.80% or more and 2.20% or less, P: 0.040% or less,
S: 0.0050% or less, Al: 0.100% or less,
N: 0.0100% or less, Ti: 0.050% or more and 0.150% or less,
V: 0.100% or more and 0.400% or less, B: 0.0002% or more and 0.0030% or less, with the balance being composed of Fe and inevitable impurities,
Including the bainite phase of 90% or more in area ratio, among all Fe carbides precipitated in the bainite phase, the number ratio of Fe carbides precipitated in bainitic ferrite grains is 30% or more, The average grain size of the Fe-based carbide precipitated in the bainitic ferrite grains is 150 nm or less, the solid solution V amount in the steel is 0.100% or more by mass, and the tensile strength TS A high-strength hot-rolled steel sheet characterized by a 980 MPa or higher.

In addition to the above composition, Nb: 0.0050% to 0.0500%, Cu: 0.005% to 0.200%, Ni: 0.005% to 0.200%, Cr: 0.005% to 0.400%, Mo: 0.005% The high-strength hot-rolled steel sheet according to claim 1, comprising one or more selected from 0.400% or less.

2. In addition to the above composition, the composition further contains one or two selected from Ca: 0.0002% to 0.0050% and REM: 0.0002% to 0.0100% by mass%. 2. A high-strength hot-rolled steel sheet according to 2.

After the steel material having the composition according to any one of claims 1 to 3 is heated to 1200 ° C or higher, the finish rolling start temperature is 1050 ° C to 1200 ° C and the finish rolling end temperature is 860 ° C to 980 ° C. After the finish rolling of the hot rolling is finished, cooling is started within 2.0 s, and is cooled to a cooling stop temperature of 250 ° C. or higher and 430 ° C. or lower at an average cooling rate of 40 ° C./s or higher. , Characterized by winding at the cooling stop temperature, including a bainite phase with an area ratio of 90% or more, out of all Fe-based carbides precipitated in the bainite phase, precipitated in bainitic ferrite grains The number ratio of Fe-based carbides is 30% or more, the average particle size of Fe-based carbides precipitated in the bainitic ferrite grains is 150 nm or less, and the amount of solute V in the steel is mass%. It has a structure that is 0.100% or more and has a tensile strength TS of 980 MPa or more. A method for producing hot-rolled steel sheets.