JP6477570B2

JP6477570B2 - Hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof

Info

Publication number: JP6477570B2
Application number: JP2016071618A
Authority: JP
Inventors: 純二嶋村; 俊介豊田
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2016-03-31
Filing date: 2016-03-31
Publication date: 2019-03-06
Anticipated expiration: 2036-03-31
Also published as: JP2017179540A

Description

本発明は、建設用機械、産業用機械の構造部材（以下、建設用機械と産業用機械を併せて、建産機と称することもある）等の素材として好適な、曲げ特性および低温靭性に優れた高硬度高強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。 The present invention provides bending characteristics and low temperature toughness suitable as materials for construction machines and structural members of industrial machines (hereinafter, construction machines and industrial machines may be referred to as construction machines). The present invention relates to an excellent high-hardness high-strength hot-rolled steel sheet and a method for producing the same.

近年、建築物の高層化に伴って、建築物の建設に使用するクレーンやトラック等の建設用機械は大型化されている。また、産業用機械も大型化する傾向にある。このため、これら機械の自重を軽くすることが必要とされ、これらの大型建産機の構造部材の素材として、降伏強さ（以下、YSと称することもある）：960MPa以上の高強度を有する薄鋼板への要望が高まっている。 In recent years, construction machines such as cranes and trucks used for construction of buildings have been increased in size with the rise of buildings. In addition, industrial machines tend to be larger. For this reason, it is necessary to reduce the weight of these machines, and as a material for structural members of these large construction machines, yield strength (hereinafter sometimes referred to as YS): high strength of 960 MPa or more There is an increasing demand for thin steel sheets.

このような要望に対し、例えば、特許文献１には、質量％でC：0.05〜0.15％、Si：1.50％以下、Mn：0.70〜2.50％、Ni：0.25〜1.5％、Ti：0.12〜0.30％、B：0.0005〜0.0015％を含み、さらにP、S、Al、Nを適正量に調整して含む鋼スラブを、1250℃以上に加熱し、Ar3変態点〜950℃、全仕上圧下率80％以上で熱間圧延し、800〜500℃の範囲の冷却速度を30〜80℃/sとして冷却し、500℃以下の温度で巻取る、製造方法が開示されている。特許文献１に記載された技術によれば、降伏点890MPa以上、引張強さ950MPa以上を有し、曲げ加工性、溶接性に優れた高強度熱延鋼板を製造できるとしている。 In response to such a request, for example, in Patent Document 1, in mass%, C: 0.05 to 0.15%, Si: 1.50% or less, Mn: 0.70 to 2.50%, Ni: 0.25 to 1.5%, Ti: 0.12 to 0.30 %, B: 0.0005 to 0.0015%, and steel slab containing P, S, Al, and N adjusted to appropriate amounts, heated to 1250 ° C or higher, Ar3 transformation point to 950 ° C, total finishing reduction rate 80 A manufacturing method is disclosed in which the steel sheet is hot-rolled at a rate of at least%, cooled at a cooling rate in the range of 800 to 500 ° C at 30 to 80 ° C / s, and wound at a temperature of 500 ° C or lower. According to the technique described in Patent Document 1, a high-strength hot-rolled steel sheet having a yield point of 890 MPa or more and a tensile strength of 950 MPa or more and excellent in bending workability and weldability can be manufactured.

特許文献２には、質量％で、C：0.05〜0.20％、Si：0.60％以下、Mn：0.10〜2.50％、sol.Al：0.004〜0.10％、Ti：0.04〜0.30％、B：0.0005〜0.0015％を含む鋼スラブを、少なくとも1100℃から、TiCの溶体化温度以上1400℃以下まで150℃/ｈ以上の昇温速度で加熱し、加熱温度での保定時間を5〜30minとし、その後熱間圧延する、製造方法が開示されている。特許文献２に記載された技術によれば、微量のTiを析出硬化元素とし、微量の固溶Bをオーステナイト（γ）安定化元素として利用し、冷却時の変態温度を低下させ、変態後のフェライト組織を微細化することにより、引張強さ1020MPa程度の高強度と破面選移温度vＴrs：−70℃程度の高靭性とを有する熱延鋼板が得られるとしている。 Patent Document 2 includes mass%, C: 0.05-0.20%, Si: 0.60% or less, Mn: 0.10-2.50%, sol.Al: 0.004-0.10%, Ti: 0.04-0.30%, B: 0.0005- A steel slab containing 0.0015% is heated at a heating rate of 150 ° C / h or more from at least 1100 ° C to a solution temperature of TiC or higher and 1400 ° C or lower, and the holding time at the heating temperature is set to 5 to 30 min. A manufacturing method for rolling is disclosed. According to the technique described in Patent Document 2, a small amount of Ti is used as a precipitation hardening element, and a small amount of solute B is used as an austenite (γ) stabilizing element, thereby lowering the transformation temperature during cooling, and after transformation. By refining the ferrite structure, a hot-rolled steel sheet having a high strength of about 1020 MPa in tensile strength and a high toughness of about fractal surface transition temperature vTrs: −70 ° C. is obtained.

特許文献３には、質量％で、C：0.05〜0.15％、Si：1.50％以下、Mn：0.70〜2.50％、Ni：0.25〜1.5％、Ti：0.12〜0.30％、B：0.0005〜0.0030％を含み、さらにP、S、Al、Nを適正量に調整して含む鋼スラブを、1250℃以上に加熱し、Ar3変態点〜950℃の温度域で全仕上圧下率80％以上で熱間圧延し、800〜200℃の範囲の温度域を冷却速度：20℃/s以上30℃/s未満で冷却し、200℃以下で巻取り、0.2〜5.0％の加工歪を付与し、100〜400℃の範囲の温度で適正時間保持する加工熱処理を施す、製造方法が開示されている。特許文献３に記載された技術によれば、降伏点890MPa以上、引張強さ950MPa以上の高強度熱延鋼板を容易に製造できるとしている。 In Patent Document 3, in mass%, C: 0.05 to 0.15%, Si: 1.50% or less, Mn: 0.70 to 2.50%, Ni: 0.25 to 1.5%, Ti: 0.12 to 0.30%, B: 0.0005 to 0.0030% In addition, a steel slab containing P, S, Al, and N adjusted to an appropriate amount is heated to 1250 ° C or higher, and hot at a total finishing reduction of 80% or higher in the temperature range of Ar3 transformation point to 950 ° C. Rolled, cooled in a temperature range of 800-200 ° C at a cooling rate of 20 ° C / s or more and less than 30 ° C / s, wound at 200 ° C or less, imparted 0.2-5.0% processing strain, 100- A manufacturing method is disclosed in which a heat treatment is performed at a temperature in the range of 400 ° C. for an appropriate time. According to the technique described in Patent Document 3, a high-strength hot-rolled steel sheet having a yield point of 890 MPa or more and a tensile strength of 950 MPa or more can be easily manufactured.

特許文献４には、重量％で、C：0.05〜0.20％、Si：0.05〜0.50％、Mn：1.0〜3.5％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Nb：0.005〜0.30％、Ti：0.001〜0.100％、Cr：0.01〜1.0％、Al：0.1％以下を含有し、かつSi、P、Cr、Ti、Nb、Mnが特定の関係を満足するように含有する組成からなる鋼スラブを鋳造後、直ちに又は一旦冷却し、1100〜1300℃に加熱したのち、仕上圧延終了温度950〜800℃にて熱間圧延し、圧延終了後0.5秒以内に冷却を開始して、30℃/s以上の冷却速度で冷却を行い、500〜300℃で巻取る、製造方法が開示されている。特許文献４に記載された技術によれば、体積分率で60〜90％未満のベイナイトを主相とし、パーライト、フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイトのうちの少なくとも１種を第２相とする金属組織を有し、かつ、ベイナイト相の平均粒径が４μｍ未満である、引張強さが980MPa以上で、伸びフランジ成形性と強度と延性のバランスが優れ、かつ低降伏比をも具えた、加工性に優れた超高強度熱延鋼板が得られるとしている。
特許文献５には、質量％で、C：0.10〜0.25％、Si：1.5％以下、Mn：1.0〜3.0％、P：0.10％以下、S：0.005％以下、Al：0.01〜0.5％、N：0.010％以下、V：0.10〜1.0％を含み、（10Mn＋V）/Cが50以上を満足するように含有する組成からなる鋼スラブを、1000℃以上に加熱後、粗圧延によリシートバーとし、次いで、仕上圧延出側温度：800℃以上の条件で仕上圧延を施したのち、仕上圧延完了後３秒以内に、平均冷却速度：20℃/ｓ以上の冷却速度で、400〜600℃の温度範囲、かつ、11000−3000[％V]≦24×Ta≦15000−1000[％V] を満足するTa℃まで冷却して、巻取る、製造方法が開示されている。特許文献５に記載された技術によれば、焼戻しマルテンサイト相の体積率が80％以上で、粒径：20nm以下のVを含む炭化物が1000個/μm^３以上析出し、かつ、粒径：20nm以下のVを含む炭化物の平均粒径が10nm以下である組織を有し、引張強さが980MPa以上で、強度と延性のバランス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, C: 0.05 to 0.20%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 1.0 to 3.5%, P: 0.05% or less, S: 0.01% or less, Nb: 0.005 to 0.30%, Steel with a composition containing Ti: 0.001 to 0.100%, Cr: 0.01 to 1.0%, Al: 0.1% or less, and containing Si, P, Cr, Ti, Nb, Mn so as to satisfy a specific relationship Immediately or once after the slab is cast, it is cooled to 1100 to 1300 ° C, then hot rolled at a finish rolling finish temperature of 950 to 800 ° C, and cooling is started within 0.5 seconds after the end of rolling, and 30 ° C A manufacturing method is disclosed in which cooling is performed at a cooling rate of at least / s and winding is performed at 500 to 300 ° C. According to the technique described in Patent Document 4, bainite having a volume fraction of 60 to less than 90% is a main phase, and at least one of pearlite, ferrite, retained austenite, and martensite is a second phase. Processing with a microstructure, an average grain size of bainite phase of less than 4μm, a tensile strength of 980MPa or more, excellent balance between stretch flangeability, strength and ductility, and a low yield ratio It is said that an ultra-high strength hot-rolled steel sheet having excellent properties can be obtained.
Patent Document 5 includes mass%, C: 0.10 to 0.25%, Si: 1.5% or less, Mn: 1.0 to 3.0%, P: 0.10% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.01 to 0.5%, N : Steel slab comprising 0.010% or less, V: 0.10 to 1.0%, and containing (10Mn + V) / C satisfying 50 or more, heated to 1000 ° C or more, and then used as a rebar by rough rolling, Next, after finishing rolling at a finish rolling exit temperature of 800 ° C. or more, within 3 seconds after the completion of finish rolling, an average cooling rate of 400 ° C. to 600 ° C. at a cooling rate of 20 ° C./s or more. A manufacturing method is disclosed in which the film is cooled to Ta ° C. satisfying the range and 11000−3000 [% V] ≦ 24 × Ta ≦ 15000−1000 [% V]. According to the technique described in Patent Document 5, 1000 / μm ³ or more of carbides containing V having a volume ratio of the tempered martensite phase of 80% or more and a particle size of 20 nm or less are precipitated, and the particle size: It is said that a high-strength hot-rolled steel sheet having a structure in which an average particle diameter of carbide containing V of 20 nm or less is 10 nm or less, a tensile strength of 980 MPa or more, and an excellent balance between strength and ductility is obtained.

また、特許文献６には、質量％で、C：0.08〜0.25％、Si：0.01〜1.0％、Mn：0.8〜1.5％、P：0.025％以下、S：0.005％以下、Al：0.005〜0.10％、Nb：0.001〜0.05％、Ti：0.001〜0.05％、Mo：0.1〜1.0％、Cr：0.1〜1.0％を含み、さらに、B：0.0005〜0.0050％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材を1100〜1250℃の温度に加熱し、仕上げ圧延入側温度FETを900〜1100℃の範囲の温度とし、仕上げ圧延出側温度FDTを800〜900℃の範囲の温度とし、再結晶オーステナイト域での累積圧下率を60％以上90％以下とする仕上圧延を施し、熱間圧延終了後、直ちに冷却を開始し、750〜500℃の温度範囲を、板厚中心部での冷却速度CRでマルテンサイト生成臨界冷却速度以上の冷却速度で、冷却開始から30ｓ以内に（Ｍｓ点＋50℃）以下の冷却停止温度まで冷却し、該冷却停止温度±100℃の温度範囲で10〜60ｓ間保持し、冷却停止温度±100℃の範囲の温度で巻取る、製造方法が開示されている。特許文献６に記載された技術によれば、マルテンサイト相または焼戻マルテンサイト相を主相とし、圧延方向断面における旧オーステナイト粒のアスペクト比が３〜18である組織を有する、降伏強さYS：960MPa以上の低温靭性に優れた高強度熱延鋼板が得られるとしている。 Further, in Patent Document 6, in mass%, C: 0.08 to 0.25%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.8 to 1.5%, P: 0.025% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.005 to 0.10 %, Nb: 0.001 to 0.05%, Ti: 0.001 to 0.05%, Mo: 0.1 to 1.0%, Cr: 0.1 to 1.0%, and further B: 0.0005 to 0.0050%, the balance Fe and inevitable impurities The steel material having the composition is heated to a temperature of 1100 to 1250 ° C, the finish rolling entry temperature FET is set to a temperature in the range of 900 to 1100 ° C, and the finish rolling exit temperature FDT is set to a temperature in the range of 800 to 900 ° C. Then, finish rolling is performed so that the cumulative reduction ratio in the recrystallized austenite region is 60% or more and 90% or less. After the hot rolling is finished, cooling is started immediately, and a temperature range of 750 to 500 ° C is applied at the center of the plate thickness. At a cooling rate CR equal to or higher than the critical cooling rate for martensite generation, cooling to a cooling stop temperature of (Ms point + 50 ° C) or less within 30 s from the start of cooling, and the cooling stop temperature A manufacturing method is disclosed in which the temperature is held for 10 to 60 seconds in a temperature range of ± 100 ° C. and wound at a temperature in the range of the cooling stop temperature ± 100 ° C. According to the technique described in Patent Document 6, the yield strength YS has a structure in which a martensite phase or a tempered martensite phase is a main phase and the aspect ratio of prior austenite grains in a cross section in the rolling direction is 3 to 18. : A high-strength hot-rolled steel sheet with excellent low-temperature toughness of 960 MPa or more is obtained.

特開平05−230529号公報Japanese Patent Laid-Open No. 05-230529 特開平05−345917号公報JP 05-345917 A 特開平07−138638号公報JP 07-138638 A 特開2000−282175号公報JP 2000-282175 A 特開2006−183141号公報JP 2006-183141 A 特開2011−052321号公報JP 2011-052321 A

しかしながら、特許文献１〜５に記載された技術では、所望の形状が安定して得られにくい。加えて、特許文献１〜５に記載された技術では、鋼板表面のブリネル硬さで370以上かつHB400級、450級、500級のグレードごとの造り分けが難しい。 However, with the techniques described in Patent Documents 1 to 5, it is difficult to stably obtain a desired shape. In addition, according to the techniques described in Patent Documents 1 to 5, it is difficult to make different grades of HB400, 450, and 500 grades with a Brinell hardness of the steel sheet surface of 370 or more.

また、特許文献６に記載された技術では、高価なMoを必須含有する必要があり、製造コストが高騰するという問題がある。 Moreover, in the technique described in patent document 6, it is necessary to contain expensive Mo essentially and there exists a problem that manufacturing cost rises.

本発明は、かかる課題を解決し、大型建産機の構造部材用として好適な、曲げ特性および低温靭性に優れた高硬度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。 This invention solves this subject, and it aims at providing the high-hardness high-strength hot-rolled steel plate excellent in the bending characteristic and low-temperature toughness suitable for structural members of a large-sized construction machine, and its manufacturing method.

本発明者らは、上記した目的を達成するために、鋼板表面のブリネル硬さにおいて、HB400級で370以上、HB450級で425以上、HB500級で460以上の高硬度を有する熱延鋼板の強度・靭性に影響を及ぼす各種要因について、鋭意研究した。その結果、マルテンサイトおよび／または焼戻マルテンサイトを主相とし、旧オーステナイト粒の平均粒径が、圧延方向に平行な断面で20μm以下で、かつ圧延方向に直交する断面で15μm以下であり、圧延方向の断面で旧オーステナイト粒（旧γ粒）のアスペクト比（圧延方向長さ／板厚方向長さ）が18以下となるような組織に調整し、かつ狙いのHB400級〜500級の硬さに応じてC量および合金添加量を調整することにより、HB400級、450級、500級それぞれ高硬度であるにもかかわらず、所望の高靭性、さらには所望の曲げ特性が得られることを知見した。 In order to achieve the above-mentioned object, the present inventors have achieved the strength of a hot-rolled steel sheet having a high hardness of 370 or more for the HB400 class, 425 or more for the HB450 class, and 460 or more for the HB500 class in the Brinell hardness of the steel sheet surface.・ Study diligently on various factors affecting toughness. As a result, with martensite and / or tempered martensite as the main phase, the average particle size of the prior austenite grains is 20 μm or less in a cross section parallel to the rolling direction, and 15 μm or less in a cross section perpendicular to the rolling direction, Adjust the structure so that the aspect ratio (length in the rolling direction / length in the plate thickness direction) of the prior austenite grains (former γ grains) is 18 or less in the cross section in the rolling direction, and target HB400 to 500 grade hardness By adjusting the amount of C and the amount of alloy added depending on the thickness, the desired high toughness and even the desired bending characteristics can be obtained despite the high hardness of each of the HB400, 450, and 500 grades. I found out.

さらに、上記した組織は、Bを必須の成分として含有させ、さらにC、Si、Mn、Nb、Ti、Crをそれぞれ適正範囲に調整したうえ、930℃未満の温度域での累積圧下率を20〜90％とする熱間圧延を行い、さらに熱間圧延後の冷却を、熱間圧延終了後直ちに開始し、100℃/ｓ以上の冷却速度で、300℃以下の冷却停止温度まで冷却し、次いで巻き取ることにより、得られることを見出した。 Furthermore, the above-described structure contains B as an essential component, and further adjusts C, Si, Mn, Nb, Ti, and Cr to appropriate ranges, respectively, and the cumulative rolling reduction in a temperature range of less than 930 ° C. is 20 Perform hot rolling to ˜90%, and start cooling after hot rolling immediately after completion of hot rolling, and cool to a cooling stop temperature of 300 ° C. or lower at a cooling rate of 100 ° C./s or higher, Then, it was found that it was obtained by winding.

さらに、マルテンサイト相および／または焼戻マルテンサイト相のラス内に微細なセメンタイトが析出することで、または、旧オーステナイト粒界および／または焼戻マルテンサイト相のラス界面に析出した粒径：１μm以上のセメンタイトが合計体積率で0.5％以下となる組織を有することで、耐遅れ破壊性にも優れた鋼板となることを知見した。 Further, the grain size of fine cementite precipitated in the lath of the martensite phase and / or tempered martensite phase, or precipitated at the lath interface of the prior austenite grain boundary and / or tempered martensite phase: 1 μm It has been found that the above cementite has a structure in which the total volume ratio is 0.5% or less, so that the steel sheet has excellent delayed fracture resistance.

本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
［１］質量％で、C ：0.16〜0.35％、Si：0.01〜1.00％、Mn：0.50〜2.0％、P ：0.025％以下、S ：0.005％以下、Al：0.005〜0.100％、N ：0.002〜0.006％、Nb：0.001〜0.050％、Ti：0.001〜0.050％、Cr：0.01〜1.00％、B ：0.0005〜0.0050％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、マルテンサイト相および／または焼戻マルテンサイト相の合計量が、組織全体に対する体積率で90％以上であり、旧オーステナイト粒の平均粒径が、圧延方向に平行な断面で20μm以下、圧延方向に直交する断面で15μm以下であり、かつ、圧延方向に平行な断面における旧オーステナイト粒のアスペクト比が18以下である組織を有することを特徴とする熱延鋼板。
［２］前記マルテンサイト相および／または前記焼戻マルテンサイト相は、ラス内に平均粒径が0.5μm以下のセメンタイトを有する組織であることを特徴とする上記[１]に記載の熱延鋼板。
［３］前記旧オーステナイト粒の粒界および／または前記焼戻マルテンサイト相のラス界面に析出した粒径が１μm以上のセメンタイトの合計量が、組織全体に対する体積率で0.5％以下であることを特徴とする上記［１］または［２］に記載の熱延鋼板。
［４］前記成分組成に加えて、さらに、質量％で、V：0.001〜0.50％、Cu：0.01〜0.50％、Ni：0.01〜0.50％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記［１］〜［３］のいずれかに記載の熱延鋼板。
［５］前記成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.0050％を含有することを特徴とする、上記［１］〜［４］のいずれかに記載の熱延鋼板。
［６］上記［１］〜［５］のいずれかに記載の熱延鋼板を製造する方法であって、鋼素材を加熱する加熱工程と、該加熱された鋼素材に粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延を施す熱延工程と、冷却工程と、巻取工程を順次施し、熱延鋼板とするにあたり、前記加熱工程は、1100〜1250℃の温度で加熱する工程であり、前記熱延工程は、粗圧延出側温度RDTを900〜1100℃とする粗圧延と、仕上圧延入側温度FETを900〜1100℃、仕上圧延出側温度FDTを800〜900℃とし、930℃未満の温度域での累積圧下率を20〜90％とする仕上圧延を施す工程であり、前記冷却工程は、前記熱間圧延終了後直ちに冷却を開始し、750〜500℃の温度域における平均冷却速度が、板厚中心部での冷却速度CRで100℃/ｓ以上で、300℃以下の冷却停止温度まで冷却する工程であり、前記巻取工程は、300℃以下の巻取温度で、コイル状に巻き取る工程であることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
なお、本発明において、高硬度高強度熱延鋼板とは、降伏強さYS：960MPa以上であり、鋼板表面のブリネル硬さにおいて、HB400級で370以上、HB450級で425以上、HB500級で460以上である熱延鋼板である。また、「鋼板」とは、鋼帯を含むものとする。また、低温靭性に優れたとは、シャルピー衝撃試験の試験温度：−40℃における吸収エネルギーvＥ₋₄₀が40Ｊ以上、好ましくは50J以上の高靭性を有することである。曲げ特性に優れたとは、最小曲げ半径／板厚が4.0以下である。 This invention is made | formed based on the above knowledge, and makes the following a summary.
[1] By mass%, C: 0.16-0.35%, Si: 0.01-1.00%, Mn: 0.50-2.0%, P: 0.025% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.005-0.100%, N: 0.002 -0.006%, Nb: 0.001-0.050%, Ti: 0.001-0.050%, Cr: 0.01-1.00%, B: 0.0005-0.0050%, with the balance being composed of Fe and inevitable impurities, The total amount of the martensite phase and / or tempered martensite phase is 90% or more by volume ratio with respect to the entire structure, and the average grain size of the prior austenite grains is 20 μm or less in the cross section parallel to the rolling direction, in the rolling direction. A hot-rolled steel sheet having a structure in which the aspect ratio of prior austenite grains in a cross section perpendicular to the rolling direction is 15 μm or less in an orthogonal cross section, and the aspect ratio is 18 or less.
[2] The hot-rolled steel sheet according to [1], wherein the martensite phase and / or the tempered martensite phase is a structure having cementite having an average particle diameter of 0.5 μm or less in the lath. .
[3] The total amount of cementite having a particle size of 1 μm or more deposited at the grain boundaries of the prior austenite grains and / or the lath interface of the tempered martensite phase is 0.5% or less in terms of the volume ratio relative to the entire structure. The hot-rolled steel sheet according to [1] or [2] above, which is characterized.
[4] In addition to the above component composition, the composition further contains one or more selected from V: 0.001 to 0.50%, Cu: 0.01 to 0.50%, and Ni: 0.01 to 0.50% in mass%. The hot-rolled steel sheet according to any one of [1] to [3] above.
[5] The hot-rolled steel sheet according to any one of the above [1] to [4], further containing Ca: 0.0005 to 0.0050% by mass% in addition to the component composition.
[6] A method for producing a hot-rolled steel sheet according to any one of [1] to [5] above, comprising a heating step of heating a steel material, and rough rolling and finish rolling on the heated steel material. In order to obtain a hot-rolled steel sheet by sequentially performing a hot rolling step, a cooling step, and a winding step for performing hot rolling, the heating step is a step of heating at a temperature of 1100 to 1250 ° C, and the heat The rolling process includes rough rolling with a rough rolling outlet temperature RDT of 900 to 1100 ° C, a finishing rolling inlet temperature FET of 900 to 1100 ° C, a finishing rolling outlet temperature FDT of 800 to 900 ° C, and less than 930 ° C. It is a step of performing finish rolling to make the cumulative reduction ratio in the temperature range 20 to 90%, and the cooling step starts cooling immediately after the hot rolling is finished, and the average cooling rate in the temperature range of 750 to 500 ° C Is a step of cooling to a cooling stop temperature of 300 ° C. or lower at a cooling rate CR at the center of the plate thickness of 100 ° C./s or higher. Degree is at 300 ° C. or less of the winding temperature, method for producing a hot-rolled steel sheet, which is a step of winding into a coil.
In the present invention, the high-hardness and high-strength hot-rolled steel sheet has a yield strength of YS: 960 MPa or more, and the Brinell hardness of the steel sheet surface is 370 or more for the HB400 class, 425 or more for the HB450 class, 460 for the HB500 class. This is the hot-rolled steel sheet. The “steel plate” includes a steel strip. The excellent low temperature toughness means that the absorbed energy vE- _{40 at} a Charpy impact test temperature: −40 ° C. is 40 J or higher, preferably 50 J or higher. Excellent bending characteristics means that the minimum bending radius / plate thickness is 4.0 or less.

本発明によれば、曲げ特性および低温靭性に優れた高硬度高強度熱延鋼板が得られる。 According to the present invention, a high-hardness and high-strength hot-rolled steel sheet excellent in bending characteristics and low-temperature toughness can be obtained.

本発明では、高価な合金元素を含有しないので、製造コストが高騰するという問題が解決される。鋼板表面のブリネル硬さにおいて、HB400級で370以上、HB450級で425以上、HB500級で460以上の高硬度と、vＥ₋₄₀が40Ｊ以上の高靭性とを有し、曲げ加工性、さらには耐遅れ破壊性にも優れ、建設用機械や産業用機械の車体重量の軽減に大きく寄与し、建設用機械や産業用機械の構造部材用として好適である。
以上のように、本発明は、産業上極めて有用な発明である。 In the present invention, since an expensive alloy element is not contained, the problem that the manufacturing cost increases is solved. The Brinell hardness of the steel plate surface has a high hardness of 370 or higher for the HB400 class, 425 or higher for the HB450 class, 460 or higher for the HB500 class, and a high toughness of vE- ₄₀ of 40J or higher, bending workability, It is also excellent in delayed fracture resistance, greatly contributes to the reduction of the body weight of construction machines and industrial machines, and is suitable as a structural member for construction machines and industrial machines.
As described above, the present invention is an industrially extremely useful invention.

以下、本発明について具体的に説明する。
まず、本発明の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％を意味するものとする。 Hereinafter, the present invention will be specifically described.
First, 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% unless there is particular notice.

C：0.16〜0.35％
Cは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、本発明では所望の高強度を得るために、0.16％以上含有することが必要である。一方、0.35％を超えて過剰に含有すると、溶接性を低下させるとともに、母材靭性を低下させる。以上より、C含有量は0.16〜0.35％の範囲に限定した。なお、ブリネル硬さにおいて、HB400級では好ましくは0.16％以上0.18％未満であり、HB450級では好ましくは0.18％以上0.25％未満であり、HB500級では好ましくは0.25％以上0.35%以下である。 C: 0.16-0.35%
C is an element having an action of increasing the strength of steel, and in the present invention, it is necessary to contain 0.16% or more in order to obtain a desired high strength. On the other hand, if it exceeds 0.35% and contains excessively, it will reduce weldability and base material toughness. From the above, the C content was limited to the range of 0.16 to 0.35%. The Brinell hardness is preferably 0.16% or more and less than 0.18% for the HB400 class, preferably 0.18% or more and less than 0.25% for the HB450 class, and preferably 0.25% or more and 0.35% or less for the HB500 class.

Si：0.01〜1.00％
Siは、固溶強化、焼入れ性の向上を介して、鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果はSiを0.01％以上含有することで認められる。一方、Siを1.00％を超えて多量に含有すると、Cをオーステナイト相（γ相）に濃化させ、γ相を安定化させて組織の複合化を促進させる。以上より、強度が低下する。また、1.00％を超えて多量に含有すると、溶接部にSiを含む酸化物を形成し、溶接部品質を低下させる。以上より、Si含有量は0.01〜1.00％の範囲に限定した。なお、組織の複合化を抑制する観点から、Si含有量は0.80％以下とすることが好ましい。 Si: 0.01-1.00%
Si is an element having an action of increasing the strength of steel through solid solution strengthening and hardenability improvement. Such an effect is recognized by containing 0.01% or more of Si. On the other hand, when Si is contained in a large amount exceeding 1.00%, C is concentrated in the austenite phase (γ phase), the γ phase is stabilized, and the composite of the structure is promoted. As described above, the strength decreases. Moreover, when it contains exceeding 1.00% and a large amount, the oxide containing Si will be formed in a welding part and the quality of a welding part will be reduced. As mentioned above, Si content was limited to 0.01 to 1.00% of range. Note that the Si content is preferably 0.80% or less from the viewpoint of suppressing the composite of the structure.

Mn：0.50〜2.0％
Mnは、焼入性を向上させることによって、鋼板の強度を増加させる作用を有する元素である。また、Mnは、MnSを形成してSを固定することにより、Sの粒界偏析を防止してスラブ（鋼素材）割れを抑制する。このような効果を得るためには、Mnは0.50％以上含有することが必要である。一方、Mnが2.0％を超えると、スラブ鋳造時の凝固偏析を助長させる。また、鋼板にMn濃化部を残存させて、セパレーションの発生を増加させる。このようなMn濃化部を消失させるには、スラブを1300℃を超える温度に加熱する必要があり、このような熱処理を工業的規模で実施することは現実的でない。以上より、Mn含有量は0.50〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.70％以上である。好ましくは1.8％以下である。 Mn: 0.50 to 2.0%
Mn is an element having an action of increasing the strength of the steel sheet by improving the hardenability. Further, Mn forms MnS and fixes S to prevent grain boundary segregation of S and suppress slab (steel material) cracking. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain Mn in an amount of 0.50% or more. On the other hand, if Mn exceeds 2.0%, solidification segregation during slab casting is promoted. In addition, the Mn-enriched portion remains in the steel sheet to increase the occurrence of separation. In order to eliminate such a Mn enriched part, it is necessary to heat the slab to a temperature exceeding 1300 ° C., and it is not practical to carry out such a heat treatment on an industrial scale. As mentioned above, Mn content was limited to 0.50 to 2.0% of range. In addition, Preferably it is 0.70% or more. Preferably it is 1.8% or less.

P：0.025％以下
Pは、鋼中に不純物として不可避的に含まれるが、鋼の強度を上昇させる作用を有する元素である。しかし、Pが0.025％を超えて過剰に含有すると溶接性が低下する。このため、P含有量は0.025％以下に限定した。なお、好ましくは0.015％以下である。 P: 0.025% or less
P is an element inevitably contained as an impurity in steel, but has an effect of increasing the strength of steel. However, if P exceeds 0.025% and is contained excessively, weldability deteriorates. For this reason, the P content is limited to 0.025% or less. In addition, Preferably it is 0.015% or less.

S：0.005％以下
Sは、Pと同様に、鋼中に不純物として不可避的に含まれる。Sが0.005％を超えると、スラブ割れが生起する。また、熱延鋼板中に粗大なMnSが形成され、延性の低下が生じる。このため、S含有量は0.005％以下に限定した。なお、好ましくは0.004％以下である。 S: 0.005% or less
S, like P, is inevitably contained as an impurity in the steel. When S exceeds 0.005%, slab cracking occurs. Moreover, coarse MnS is formed in the hot-rolled steel sheet, and ductility is reduced. For this reason, S content was limited to 0.005% or less. In addition, Preferably it is 0.004% or less.

Al：0.005〜0.100％
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには、Alを0.005％以上含有させることが必要となる。一方、Alが0.100％を超えると、溶接部の清浄性が著しく低下する。以上より、Al含有量は0.005〜0.100％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.050％以下である。 Al: 0.005-0.100%
Al is an element that acts as a deoxidizing agent. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain Al in an amount of 0.005% or more. On the other hand, when Al exceeds 0.100%, the cleanliness of the welded portion is significantly lowered. As mentioned above, Al content was limited to 0.005 to 0.100% of range. In addition, Preferably it is 0.050% or less.

N：0.002〜0.006％
Nは、Ti等と窒化物を形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制し鋼板の低温靭性の向上に貢献する。鋼板中に微細に析出した窒化物は、オーステナイト粒界をピンニングし、オーステナイト粒の粗大化を抑制する。このような効果を得るためには、Nは0.002％以上含有する必要がある。一方、0.006％を超えて過剰に含有すると、Tiなどと粗大な窒化物を形成して鋼板の低温靭性を低下させる。以上より、N含有量は0.002〜0.006％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.004％以下である。 N: 0.002 to 0.006%
N forms nitrides with Ti and the like, suppresses coarsening of austenite grains, and contributes to improvement of low temperature toughness of the steel sheet. The nitride finely precipitated in the steel sheet pins the austenite grain boundary and suppresses the coarsening of the austenite grain. In order to acquire such an effect, N needs to contain 0.002% or more. On the other hand, if it exceeds 0.006% and excessively contained, coarse nitrides such as Ti are formed and the low temperature toughness of the steel sheet is lowered. As mentioned above, N content was limited to 0.002 to 0.006% of range. In addition, Preferably it is 0.004% or less.

Nb：0.001〜0.050％
Nbは、炭窒化物として鋼板中に微細析出することにより、溶接性を損なうことなく、少ない含有量で熱延鋼板を高強度化する作用を有する元素である。また、オーステナイト粒の粗大化、再結晶を抑制する作用を有する元素でもあり、熱間仕上圧延におけるオーステナイト未再結晶温度域圧延を可能にする。これらの効果を得るために、Nbは0.001％以上含有する必要がある。一方、0.050％を超えて多量に含有すると、熱間仕上圧延中の圧延荷重の増大をもたらし、熱間圧延が困難となる場合がある。以上より、Nb含有量は0.001〜0.050％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.010％以上である。好ましくは0.040％以下である。 Nb: 0.001 to 0.050%
Nb is an element having the effect of increasing the strength of a hot-rolled steel sheet with a small content without degrading weldability by fine precipitation in the steel sheet as a carbonitride. Moreover, it is an element which has the effect | action which suppresses the coarsening and recrystallization of austenite grain, and enables the austenite non-recrystallization temperature range rolling in hot finish rolling. In order to obtain these effects, Nb needs to be contained by 0.001% or more. On the other hand, when it contains more than 0.050% in a large amount, the rolling load during hot finish rolling is increased, and hot rolling may be difficult. As described above, the Nb content is limited to the range of 0.001 to 0.050%. In addition, Preferably it is 0.010% or more. Preferably it is 0.040% or less.

Ti：0.001〜0.050％
Tiは、炭化物として鋼板中に微細析出することにより、鋼板を高強度化する。また、窒化物を形成することでNを固定し、スラブ割れを防止するとともに、オーステナイト粒の粗大化を抑制する作用を有する。このような効果は、Tiを0.001％以上含有することで顕著になる。一方、0.050％を超えて多量に含有すると、析出強化により降伏点が著しく上昇し、靭性が低下する。また、Ti炭窒化物の溶体化に、1250℃超という高温加熱を必要とし、旧オーステナイト粒（旧γ粒）の粗大化を招き、所望の旧γ粒の微細化が困難となる。以上より、Ti含有量は0.001〜0.050％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.010％以上である。好ましくは0.030％以下である。 Ti: 0.001 to 0.050%
Ti finely precipitates in the steel sheet as carbide, thereby increasing the strength of the steel sheet. Moreover, N is fixed by forming a nitride, and it has the effect | action which suppresses the coarsening of an austenite grain while preventing a slab crack. Such an effect becomes remarkable by containing 0.001% or more of Ti. On the other hand, if the content exceeds 0.050%, the yield point is remarkably increased due to precipitation strengthening, and the toughness is lowered. Moreover, high temperature heating exceeding 1250 ° C. is required for solutionizing Ti carbonitride, leading to coarsening of prior austenite grains (old γ grains), making it difficult to refine desired old γ grains. As mentioned above, Ti content was limited to 0.001 to 0.050% of range. In addition, Preferably it is 0.010% or more. Preferably it is 0.030% or less.

Cr：0.01〜1.00％
Crは、焼入性を向上させ、鋼板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、Crを0.01％以上含有させる必要がある。一方、1. 00％を超えて含有すると、溶接性が低下する。以上より、Cr含有量は0.01〜1.00％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.10％以上である。好ましくは0.60％以下である。 Cr: 0.01-1.00%
Cr is an element that has the effect of improving hardenability and increasing the strength of the steel sheet. In order to acquire such an effect, it is necessary to contain 0.01% or more of Cr. On the other hand, if the content exceeds 1.00%, the weldability decreases. As mentioned above, Cr content was limited to 0.01 to 1.00% of range. In addition, Preferably it is 0.10% or more. Preferably it is 0.60% or less.

B：0.0005〜0.0050％
Bは、オーステナイト粒界（γ粒界）に偏析し、少ない含有量でも焼入れ性を顕著に向上させ、鋼の強度を高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、0.0005％以上含有する必要がある。一方、0.0050％を超えてBを含有させても、効果が飽和するため、含有量に見合う効果が期待できず経済的に不利となる。以上より、B含有量は0.0005〜0.0050％の範囲に限定した。好ましくは0.0030％以下である。 B: 0.0005-0.0050%
B is an element that segregates at the austenite grain boundary (γ grain boundary) and has the effect of significantly improving the hardenability and increasing the strength of the steel even with a small content. In order to acquire such an effect, it is necessary to contain 0.0005% or more. On the other hand, even if it contains B exceeding 0.0050%, since the effect is saturated, an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. As mentioned above, B content was limited to 0.0005 to 0.0050% of range. Preferably it is 0.0030% or less.

上記以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、O（酸素）：0.005％以下、Mg：0.003％以下、Sn：0.005％以下が許容できる。 The balance other than the above is Fe and inevitable impurities. Inevitable impurities include O (oxygen): 0.005% or less, Mg: 0.003% or less, and Sn: 0.005% or less.

O（酸素）は、鋼中では各種の酸化物として存在し、熱間加工性、耐食性、靭性等を低下させる原因となる。このため、本発明ではO（酸素）含有量をできるだけ低減させることが望ましい。しかしながら、0.005％までは許容できる。このため、O（酸素）の含有量は0.005％以下とすることが好ましい。 O (oxygen) exists as various oxides in steel, and causes hot workability, corrosion resistance, toughness, and the like to decrease. For this reason, in the present invention, it is desirable to reduce the O (oxygen) content as much as possible. However, up to 0.005% is acceptable. Therefore, the O (oxygen) content is preferably 0.005% or less.

Mgは、Caと同様に酸化物、硫化物を形成し、粗大なMnSの形成を抑制する作用を有する。しかし、Mg含有量が0.003％を超えると、Mg酸化物、Mg硫化物のクラスターが数多く発生し、靭性の低下を招く。このため、Mg含有量は0.003％以下とすることが好ましい。 Mg, like Ca, forms oxides and sulfides and has the effect of suppressing the formation of coarse MnS. However, if the Mg content exceeds 0.003%, a large number of Mg oxide and Mg sulfide clusters are generated, leading to a decrease in toughness. For this reason, the Mg content is preferably 0.003% or less.

Snは、製鋼原料として使用されるスクラップ等から混入する。Snは粒界等に偏析しやすい元素であり、Sn含有量が0.005％を超えると、粒界強度が低下し靭性の低下を招く。このため、Sn含有量は0.005％以下とすることが好ましい。 Sn is mixed from scraps used as steelmaking raw materials. Sn is an element that easily segregates at grain boundaries and the like, and if the Sn content exceeds 0.005%, the grain boundary strength decreases and the toughness decreases. For this reason, it is preferable that Sn content shall be 0.005% or less.

以上が本発明の熱延鋼板の基本成分であるが、本発明の熱延鋼板は、さらに必要に応じて、選択元素として、V：0.001〜0.50％、Cu：0.01〜0.50％、Ni：0.01〜0.50％のうちから選ばれる１種または２種以上、および／または、Ca：0.0005〜0.0050％を含有することができる。 The above are the basic components of the hot-rolled steel sheet of the present invention. However, the hot-rolled steel sheet of the present invention may further include V: 0.001 to 0.50%, Cu: 0.01 to 0.50%, Ni: 0.01 as optional elements as necessary. One or two or more selected from ˜0.50% and / or Ca: 0.0005 to 0.0050% can be contained.

V：0.001〜0.50％、Cu：0.01〜0.50％、Ni：0.01〜0.50％のうちから選ばれた１種または２種以上
V、Cu、Ni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種以上含有することができる。 V: 0.001 ~ 0.50%, Cu: 0.01 ~ 0.50%, Ni: 0.01 ~ 0.50%
V, Cu, and Ni are all elements that contribute to an increase in strength of the steel sheet, and can be selected as necessary and contained in one or more kinds.

Vは、鋼中に固溶することにより鋼板の強度増加に寄与するとともに、炭化物、窒化物あるいは炭窒化物として鋼板中に析出して、析出強化により強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Vは0.001％以上含有することが好ましい。一方、0.50％を超えて含有すると、靭性が低下する。以上より、含有する場合には、V含有量は0.001〜0.50％の範囲とする。 V is an element that contributes to an increase in strength of the steel sheet by dissolving in the steel, and precipitates in the steel sheet as carbide, nitride, or carbonitride, and contributes to an increase in strength by precipitation strengthening. In order to obtain such an effect, V is preferably contained in an amount of 0.001% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.50%, the toughness decreases. As mentioned above, when it contains, V content shall be 0.001 to 0.50% of range.

Cuは、鋼中に固溶して強度増加に寄与するとともに、耐食性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、Cuは0.01％以上含有することが好ましい。一方、0.50％を超えて含有すると、鋼板の表面性状が劣化する。以上より、含有する場合は、Cu含有量は0.01〜0.50％の範囲とする。 Cu is an element that dissolves in steel and contributes to an increase in strength and improves corrosion resistance. In order to acquire such an effect, it is preferable to contain Cu 0.01% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.50%, the surface properties of the steel sheet deteriorate. As mentioned above, when it contains, Cu content shall be 0.01 to 0.50% of range.

Niは、鋼中に固溶して強度増加に寄与するとともに、靭性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、Niは0.01％以上含有することが好ましい。一方、0.50％を超えて含有すると、材料コストの高騰を招く。以上より、含有す場合には、Ni含有量は0.01〜0.50％の範囲とする。 Ni is an element that dissolves in steel and contributes to an increase in strength and improves toughness. In order to obtain such an effect, Ni is preferably contained in an amount of 0.01% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.50%, the material cost increases. As mentioned above, when it contains, Ni content shall be 0.01 to 0.50% of range.

Ca：0.0005〜0.0050％
Caは、SをCaSとして固定し、硫化物系介在物を球状化し、介在物の形態を制御する作用を有する。さらに、介在物の周囲のマトリックスの格子歪を小さくし、水素のトラップ能を低下させる作用を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、Caを0.0005％以上含有させることが好ましい。一方、0.0050％を超えて含有すると、CaOの増加を招き、耐食性および靭性が低下する。以上より、含有する場合には、Ca含有量は0.0005〜0.0050％の範囲にとする。より好ましくは0.0030％以下である。 Ca: 0.0005 to 0.0050%
Ca has the action of fixing S as CaS, spheroidizing sulfide inclusions, and controlling the form of the inclusions. Furthermore, it is an element having an action of reducing the lattice strain of the matrix around the inclusion and reducing the trapping ability of hydrogen, and can be contained as necessary. In order to acquire such an effect, it is preferable to contain Ca 0.0005% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.0050%, CaO is increased, and the corrosion resistance and toughness are lowered. As mentioned above, when it contains, Ca content shall be 0.0005 to 0.0050% of range. More preferably, it is 0.0030% or less.

次に、本発明の熱延鋼板の組織の限定理由について説明する。 Next, the reason for limiting the structure of the hot rolled steel sheet according to the present invention will be described.

本発明の熱延鋼板は、マルテンサイト相および／または焼戻マルテンサイト相の合計量が、組織全体に対する体積率で90％以上であり、旧オーステナイト粒の平均粒径が、圧延方向に平行な断面で20μm以下、圧延方向に直交する断面で15μm以下であり、かつ、圧延方向に平行な断面における旧オーステナイト粒のアスペクト比が18以下である組織を有する。好ましくは、マルテンサイト相および／または焼戻マルテンサイト相のラス内に平均粒径が0.5μm以下のセメンタイトを有する組織である。好ましくは、旧オーステナイト粒界および／または焼戻マルテンサイト相のラス界面に析出した粒径が１μm以上のセメンタイトの合計量が、組織全体に対する体積率で0.5％以下である。 In the hot-rolled steel sheet of the present invention, the total amount of martensite phase and / or tempered martensite phase is 90% or more by volume ratio with respect to the entire structure, and the average grain size of prior austenite grains is parallel to the rolling direction. The cross section is 20 μm or less, the cross section perpendicular to the rolling direction is 15 μm or less, and the aspect ratio of the prior austenite grains in the cross section parallel to the rolling direction is 18 or less. A structure having cementite having an average particle diameter of 0.5 μm or less in the lath of the martensite phase and / or tempered martensite phase is preferable. Preferably, the total amount of cementite having a particle size of 1 μm or more precipitated at the prior austenite grain boundaries and / or the lath interface of the tempered martensite phase is 0.5% or less in terms of the volume ratio with respect to the entire structure.

マルテンサイト相および／または焼戻マルテンサイト相を主相とする。ここでいう「マルテンサイト相」は、焼戻されていない、転位密度が高いマルテンサイト相をいうものとする。また、「主相」とは、当該相が体積率で90％以上であることをいう。好ましくは95％以上である。すなわち、マルテンサイト相および焼戻マルテンサイト相のいずれも含有する場合は、各体積率の合計が90％以上であり、マルテンサイト相または焼戻マルテンサイト相のいずれかを含有する場合は、いずれかの体積率が90％以上である。
マルテンサイト相および／または焼戻マルテンサイト相を主相とすることにより、所望の高強度を得ることができる。なお、主相以外の第二相は、ベイナイト相、フェライト相、パーライト相のうちの少なくとも１種からなるものとする。第二相の組織分率が高くなると、強度が低下し、所望の高強度を得ることができなくなる。このため、第二相は体積率で10％以下、好ましくは5％以下とする。 The martensite phase and / or the tempered martensite phase is the main phase. The “martensitic phase” here refers to a martensitic phase that is not tempered and has a high dislocation density. The “main phase” means that the phase is 90% or more by volume. Preferably it is 95% or more. That is, when both the martensite phase and the tempered martensite phase are contained, the sum of each volume fraction is 90% or more, and when either the martensite phase or the tempered martensite phase is contained, The volume ratio is 90% or more.
By using the martensite phase and / or the tempered martensite phase as the main phase, a desired high strength can be obtained. The second phase other than the main phase is composed of at least one of a bainite phase, a ferrite phase, and a pearlite phase. When the structure fraction of the second phase is increased, the strength is lowered and the desired high strength cannot be obtained. For this reason, the volume ratio of the second phase is 10% or less, preferably 5% or less.

旧オーステナイト粒の平均粒径が、圧延方向に平行な断面（Ｌ方向断面）で20μm以下で、圧延方向に直交する断面（Ｃ方向断面）で15μm以下である。このような組織とすることにより、シャルピー衝撃試験において、試験温度：−40℃における吸収工ネルギーvＥ_−４０が40Ｊ以上を得ることができ、高靭性でかつ曲げ加工性にも優れた熱延鋼板となる。旧オーステナイト粒の平均粒径が、Ｌ方向断面で20μmを超えて、もしくは、Ｃ方向断面で15μmを超えて粗大化すると、上記した高靭性を得ることができなくなる。なお、旧オーステナイト粒の平均粒径は、好ましくは、Ｌ方向断面で18μm以下、Ｃ方向断面で13μm以下である。 The average grain size of the prior austenite grains is 20 μm or less in a cross section parallel to the rolling direction (L direction cross section) and 15 μm or less in a cross section perpendicular to the rolling direction (C direction cross section). By adopting such a structure, in a Charpy impact test, a hot rolled steel sheet having an absorption energy vE- ₄₀ of 40 J or more at a test temperature of −40 ° C. and having high toughness and excellent bending workability. It becomes. If the average grain size of the prior austenite grains exceeds 20 μm in the L-direction cross section or exceeds 15 μm in the C-direction cross section, the high toughness described above cannot be obtained. The average grain size of the prior austenite grains is preferably 18 μm or less in the L direction section and 13 μm or less in the C direction section.

圧延方向に平行な断面における旧オーステナイト粒のアスペクト比は18以下とする。旧オーステナイト粒のアスペクト比は、圧延方向に平行な断面で測定した、旧オーステナイト粒の圧延方向長さと板厚方向長さの比、すなわち（旧オーステナイト粒の圧延方向長さ／旧オーステナイト粒の板厚方向長さ）で定義される。このアスペクト比が18を超えると、曲げ加工性が低下する。このため、旧γ粒のアスペクト比は18以下の範囲に限定した。なお、好ましくは、15以下である。アスペクト比が１に近いほど、曲げ加工性は向上するが、本発明の圧延条件ではアスペクト比が３程度以下となることは実際上ない。 The aspect ratio of the prior austenite grains in the cross section parallel to the rolling direction is 18 or less. The aspect ratio of the prior austenite grains is the ratio of the length in the rolling direction of the prior austenite grains and the length in the sheet thickness direction, measured in a cross section parallel to the rolling direction, that is, (Length in the thickness direction). When this aspect ratio exceeds 18, bending workability is deteriorated. For this reason, the aspect ratio of the old γ grains was limited to a range of 18 or less. Preferably, it is 15 or less. As the aspect ratio is closer to 1, the bending workability is improved, but the aspect ratio is practically not less than about 3 under the rolling conditions of the present invention.

マルテンサイト相および／または焼戻マルテンサイト相のラス内に平均粒径が0.5μm以下のセメンタイトを有することが好ましい。粗大なセメンタイトがラス内に析出すると、水素のトラップサイトとなり遅れ破壊が生起しやすくなる。 It is preferable to have cementite having an average particle size of 0.5 μm or less in the lath of the martensite phase and / or tempered martensite phase. When coarse cementite precipitates in the lath, it becomes a hydrogen trap site, and delayed fracture is likely to occur.

旧オーステナイト粒界および／または焼戻マルテンサイト相のラス界面に析出した粒径が１μm以上のセメンタイトの合計量は、組織全体に対する体積率で0.5％以下が好ましい。旧オーステナイト粒界に析出したセメンタイトまたはラス界面に析出したセメンタイトが粗大化すると、水素のトラップサイトとなり遅れ破壊が生起しやすくなる。 The total amount of cementite having a particle size of 1 μm or more precipitated at the prior austenite grain boundaries and / or the lath interface of the tempered martensite phase is preferably 0.5% or less in terms of the volume ratio with respect to the entire structure. When cementite precipitated at the prior austenite grain boundaries or cementite precipitated at the lath interface becomes coarse, it becomes a hydrogen trap site and delayed fracture tends to occur.

なお、マルテンサイト相および／または焼戻マルテンサイト相の合計体積率、旧オーステナイト粒の平均粒径、旧オーステナイト粒のアスペクト比、マルテンサイト相および／または焼戻マルテンサイト相のラス内のセメンタイトの有無、旧オーステナイト粒界および／または焼戻マルテンサイト相のラス界面に析出したセメンタイトの粒径および体積率は、後述する実施例の方法にて測定することができる。 The total volume fraction of the martensite phase and / or tempered martensite phase, the average grain size of the prior austenite grains, the aspect ratio of the prior austenite grains, the cementite in the lath of the martensite phase and / or tempered martensite phase Presence / absence, prior austenite grain boundaries, and / or the particle size and volume fraction of cementite deposited on the lath interface of the tempered martensite phase can be measured by the methods of the examples described later.

なお、鋼板表面のブリネル硬さはマルテンサイト組織の硬さに主に依存し、マルテンサイトの硬さはほぼC含有量によって決定される。本発明では、C含有量を適正範囲にコントロールすることで、鋼板表面のブリネル硬さHB400級、HB450級、HB500級を造り分けることが可能となる。 In addition, the Brinell hardness of the steel sheet surface mainly depends on the hardness of the martensite structure, and the hardness of the martensite is substantially determined by the C content. In the present invention, by controlling the C content within an appropriate range, it becomes possible to make Brinell hardness HB400 grade, HB450 grade, and HB500 grade on the steel sheet surface.

また、本発明の熱延鋼板は、板厚が3mm以上12mm以下であることが好ましい。 The hot-rolled steel sheet of the present invention preferably has a thickness of 3 mm or more and 12 mm or less.

次に、本発明の熱延鋼板の製造方法について説明する。 Next, the manufacturing method of the hot rolled steel sheet of the present invention will be described.

本発明では、上記した成分組成を有する鋼素材を加熱する加熱工程と、加熱された鋼素材に粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延を施す熱延工程と、冷却工程と、巻取工程を順次施し、熱延鋼板とする。加熱工程は、1100〜1250℃の温度で加熱する。熱延工程は、粗圧延出側温度RDTを900〜1100℃とする粗圧延と、仕上圧延入側温度FETを900〜1100℃、仕上圧延出側温度FDTを800〜900℃とし、930℃未満の温度域での累積圧下率を20〜90％とする仕上圧延を施す。冷却工程は、熱間圧延終了後直ちに冷却を開始し、750〜500℃の温度域における平均冷却速度が、板厚中心部での冷却速度CRで100℃/ｓ以上で、300℃以下の冷却停止温度まで冷却する。巻取工程は、300℃以下の巻取温度で、コイル状に巻き取る。 In the present invention, a heating process for heating a steel material having the above-described component composition, a hot rolling process for subjecting the heated steel material to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling, a cooling process, and a winding process. To give a hot-rolled steel sheet. A heating process heats at the temperature of 1100-1250 degreeC. The hot rolling process includes rough rolling with a rough rolling outlet temperature RDT of 900 to 1100 ° C, finishing rolling inlet temperature FET of 900 to 1100 ° C, and finishing rolling outlet temperature FDT of 800 to 900 ° C, less than 930 ° C. Finish rolling with a cumulative rolling reduction in the temperature range of 20 to 90% is performed. The cooling process starts immediately after the end of hot rolling, and the average cooling rate in the temperature range of 750 to 500 ° C is 100 ° C / s or more at the cooling rate CR at the center of the plate thickness, and the cooling is 300 ° C or less. Cool to stop temperature. In the winding process, the coil is wound in a coil shape at a winding temperature of 300 ° C. or less.

鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はないが、上記した組成の溶鋼を転炉等の常用の方法で溶製し、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ことが好ましい。 The manufacturing method of the steel material is not particularly limited, but the molten steel having the above composition is melted by a conventional method such as a converter, and is used as a steel material such as a slab by a conventional casting method such as a continuous casting method. It is preferable.

加熱工程について説明する。
加熱工程では、上記した組成の鋼素材を1100〜1250℃の温度に加熱する。加熱温度が1100℃未満の場合、熱間圧延での変形抵抗が高く圧延負荷が増大し、圧延機への負荷が大きくなる。一方、加熱温度が1250℃を超えて高温になると、結晶粒が粗大化して、得られる熱延鋼板の低温靭性が低下するうえ、スケール生成量が増大し、歩留りが低下する。このため、鋼素材の加熱温度は1100〜1250℃の範囲に限定した。なお、好ましくは1240℃以下である。 The heating process will be described.
In the heating step, the steel material having the above composition is heated to a temperature of 1100 to 1250 ° C. When the heating temperature is less than 1100 ° C., the deformation resistance in hot rolling is high, the rolling load increases, and the load on the rolling mill increases. On the other hand, when the heating temperature is higher than 1250 ° C., the crystal grains are coarsened, the low temperature toughness of the resulting hot rolled steel sheet is lowered, the amount of scale generation is increased, and the yield is lowered. For this reason, the heating temperature of the steel material was limited to a range of 1100 to 1250 ° C. In addition, Preferably it is 1240 degrees C or less.

熱延工程について説明する。
加熱された鋼素材をシートバーとする粗圧延と、シートバーを熱延鋼板とする仕上圧延とからなる熱延工程を実施する。 The hot rolling process will be described.
A hot rolling process including rough rolling using a heated steel material as a sheet bar and finish rolling using a sheet bar as a hot rolled steel sheet is performed.

粗圧延は、鋼素材を所望の寸法形状のシートバーとするとともに、仕上げ圧延における930℃未満の温度域での圧下率を所望の範囲内に調整できるようにするため、粗圧延出側温度RDTを900〜1100℃の範囲の温度とする。なお、粗圧延における温度は鋼板の表面温度を用いるものとする。粗圧延出側温度RDTが900℃未満の場合、粗圧延に続く仕上圧延で、930℃未満の温度域での圧下率を所望の範囲内に調整することが困難となる。また、粗圧延出側温度RDTが1100℃を超えて高温になると、粗圧延に続く仕上圧延で、930℃未満の温度域での圧下率を所望の範囲内に調整することが困難となる。 In the rough rolling, the steel material is made into a sheet bar having a desired size and shape, and the rolling reduction temperature RDT in the temperature range of less than 930 ° C in the finish rolling can be adjusted within a desired range. Is in the range of 900 to 1100 ° C. In addition, the surface temperature of a steel plate shall be used for the temperature in rough rolling. When the rough rolling exit temperature RDT is less than 900 ° C, it is difficult to adjust the rolling reduction in the temperature range of less than 930 ° C within a desired range by finish rolling subsequent to the rough rolling. Further, when the rough rolling outlet temperature RDT exceeds 1100 ° C. and becomes high, it becomes difficult to adjust the rolling reduction in the temperature range below 930 ° C. within a desired range by finish rolling subsequent to rough rolling.

粗圧延に続く仕上圧延は、仕上圧延入側温度FETを900〜1100℃の範囲の温度とし、仕上圧延出側温度FDTを800〜900℃の範囲の温度とし、930℃未満の温度域での累積圧下率を20〜90％とする。なお、仕上圧延における温度は、鋼板の表面温度を用いるものとする。 In the finish rolling following the rough rolling, the finish rolling entry side temperature FET is set to a temperature in the range of 900 to 1100 ° C, the finish rolling exit side temperature FDT is set to a temperature in the range of 800 to 900 ° C, and the temperature range is less than 930 ° C. The cumulative rolling reduction is 20 to 90%. In addition, the temperature in finish rolling shall use the surface temperature of a steel plate.

なお、累積圧下率は、次式
累積圧下率（％）＝｛（930℃未満の温度域における圧延開始板厚）−（930℃未満の温度域における圧延終了板厚）｝×100／（930℃未満の温度域における圧延開始板厚）
を用いて算出するものとする。 The cumulative rolling reduction is expressed by the following formula: cumulative rolling reduction (%) = {(rolling start sheet thickness in a temperature range below 930 ° C.) − (Rolling end sheet thickness in a temperature range below 930 ° C.)} × 100 / (930 Rolling start plate thickness in the temperature range below ℃)
It shall be calculated using

930℃以上の温度域は、本発明範囲の鋼組成においては、ほぼ再結晶オーステナイト域に相当する。再結晶オーステナイト域においては、圧延によってオーステナイト結晶粒は圧延方向に伸展され、さらに結晶粒界およびオーステナイト結晶粒内に生ずる変形帯を核にして発生する再結晶によって、オーステナイト結晶粒は微細になる。しかし、930℃以上の温度域においては、結晶粒の成長速度も大きいため圧延再結晶による結晶粒の微細化には限界がある。一方、930℃未満の温度域は、本発明範囲の鋼組成においては、ほぼ部分再結晶あるいは未再結晶オーステナイト域に相当する。この温度域では再結晶は起こりにくいが、結晶粒の成長速度も小さいため、この温度域での圧延によって、オーステナイト結晶粒は圧延方向に伸展されるとともに微細になる。 The temperature range of 930 ° C. or higher substantially corresponds to the recrystallized austenite range in the steel composition within the range of the present invention. In the recrystallized austenite region, the austenite crystal grains are extended in the rolling direction by rolling, and the austenite crystal grains become finer by recrystallization that occurs with the deformation bands generated in the grain boundaries and austenite crystal grains as nuclei. However, in the temperature range of 930 ° C. or higher, there is a limit to the refinement of crystal grains by rolling recrystallization because the growth rate of crystal grains is high. On the other hand, the temperature range below 930 ° C. corresponds to a partially recrystallized or non-recrystallized austenite range in the steel composition within the range of the present invention. Although recrystallization hardly occurs in this temperature range, since the growth rate of the crystal grains is small, the austenite crystal grains are expanded in the rolling direction and become fine by rolling in this temperature range.

仕上圧延入側温度FETが900℃未満の場合、仕上圧延前段スタンドでの930℃以上の温度域での圧下率が減少し、旧オーステナイト粒の微細化が困難になる。また、930℃未満の温度域での累積圧下率が大きくなりすぎるため、旧オーステナイト粒のアスペクト比が過度に大きくなる。このため、曲げ加工性の低下を招く。一方、仕上圧延の入側温度FETが1100℃を超えると、仕上圧延出側温度FDTを800〜900℃とすることが困難となる。 When the finish rolling entry temperature FET is less than 900 ° C., the reduction ratio in the temperature range of 930 ° C. or higher at the stand before the finish rolling is reduced, making it difficult to refine the prior austenite grains. Further, since the cumulative rolling reduction in the temperature range below 930 ° C. becomes too large, the aspect ratio of the prior austenite grains becomes excessively large. For this reason, bending workability is reduced. On the other hand, when the entry temperature FET of finish rolling exceeds 1100 ° C, it becomes difficult to set the finish rolling exit temperature FDT to 800 to 900 ° C.

仕上圧延出側温度FDTが800℃未満の場合、熱延鋼板の表層温度がＡr_３変態点未満となる場合があり、板厚方向の組織が不均一となり靭性が低下する。一方、仕上圧延出側温度FDTが900℃を超えて高温となると、靭性の劣化を招く。 When the finish rolling exit temperature FDT is less than 800 ° C., the surface temperature of the hot-rolled steel sheet may be less than the Ar ₃ transformation point, the structure in the sheet thickness direction becomes nonuniform, and the toughness decreases. On the other hand, when the finish rolling exit temperature FDT exceeds 900 ° C. and becomes high, toughness is deteriorated.

なお、熱延鋼板の板厚が厚い場合には、仕上圧延前のシートバーに加速冷却を施すか、あるいはテーブル上でオシレーションなどを行って仕上圧延入側温度を調整することが好ましい。一方、熱延鋼板の板厚が薄い場合には、バーヒーター等を用いるなどして、仕上圧延時の温度降下を緩和させてもよい。 In addition, when the plate | board thickness of a hot-rolled steel plate is thick, it is preferable to perform accelerated cooling to the sheet bar before finish rolling, or to perform finish etc. on a table and adjust finish rolling entrance temperature. On the other hand, when the thickness of the hot-rolled steel sheet is thin, a temperature drop during finish rolling may be reduced by using a bar heater or the like.

930℃未満の温度域での累積圧下率が20％未満では、旧オーステナイト粒の平均粒径が粗大化するため、所望の靭性を得ることが困難となる。一方、930℃未満の温度域での累積圧下率が90％超となると、旧オーステナイト粒のアスペクト比が増大し、所望のアスペクト比の範囲に調整することができず、曲げ加工性が低下する。 If the cumulative rolling reduction in the temperature range of less than 930 ° C. is less than 20%, the average grain size of the prior austenite grains becomes coarse, making it difficult to obtain the desired toughness. On the other hand, when the cumulative rolling reduction in the temperature range of less than 930 ° C exceeds 90%, the aspect ratio of the prior austenite grains increases, and it cannot be adjusted to the desired aspect ratio range, and the bending workability decreases. .

以上のような圧延条件とすることにより、旧オーステナイト粒の平均粒径が、圧延方向に平行な断面で20μm以下、圧延方向に直交する断面で15μm以下で、かつ、圧延方向に平行な断面における旧オーステナイト粒のアスペクト比が18以下である組織とすることができる。 By setting the rolling conditions as described above, the average grain size of the prior austenite grains is 20 μm or less in a cross section parallel to the rolling direction, 15 μm or less in a cross section perpendicular to the rolling direction, and in a cross section parallel to the rolling direction. A structure in which the aspect ratio of the prior austenite grains is 18 or less can be obtained.

冷却工程について説明する。
熱延工程（熱間圧延終了）後、直ちにホットランテーブル上に設置された冷却装置で、冷却を開始し、冷却工程を実施する。具体的には、仕上圧延スタンドを出てから冷却を開始するまでの時間を、５ｓ以内とすることが必要である。冷却開始までの滞留時間が長くなると、マルテンサイト形成臨界時間を超過する恐れがある。また、鋼板表面の温度が750℃以上であるうちに冷却を開始することが好ましい。鋼板表面の温度が750℃未満となると、高温変態フェライト（ポリゴナルフェライト）あるいはベイナイトが形成され、所望の組織を形成できなくなる恐れがある。 The cooling process will be described.
Immediately after the hot rolling process (end of hot rolling), cooling is started by the cooling device installed on the hot run table, and the cooling process is performed. Specifically, it is necessary to make the time from the finishing rolling stand to the start of cooling within 5 s. If the residence time until the start of cooling becomes long, the martensite formation critical time may be exceeded. Moreover, it is preferable to start cooling while the temperature of the steel sheet surface is 750 ° C. or higher. When the temperature of the steel sheet surface is less than 750 ° C., high-temperature transformation ferrite (polygonal ferrite) or bainite is formed, and a desired structure may not be formed.

冷却工程では、750〜500℃（板厚中心部の温度）の温度域における平均冷却速度が、板厚中心部での冷却速度CRで100℃/ｓ以上で、300℃以下の冷却停止温度まで冷却する。冷却停止温度は鋼板の表面温度を用いるものとする。 In the cooling process, the average cooling rate in the temperature range of 750 to 500 ° C (temperature at the center of the plate thickness) is 100 ° C / s or higher at the cooling rate CR at the center of the plate thickness up to the cooling stop temperature of 300 ° C or lower. Cooling. The surface temperature of the steel sheet is used as the cooling stop temperature.

板厚中心部の冷却速度CRが、100℃/ｓ未満では、マルテンサイト相および/または焼戻マルテンサイト相を主相とする所望の組織が得られなくなる。このため、冷却工程における板厚中心部の冷却速度CRを100℃/ｓ以上とする。好ましくは120℃/s以上である。なお、冷却速度の上限は、使用する冷却装置の能力に依存して決定されるが、反り等の鋼板形状の悪化を伴わない冷却速度である、250℃/ｓ以下とすることが好ましい。 When the cooling rate CR at the center of the plate thickness is less than 100 ° C./s, a desired structure having a martensite phase and / or a tempered martensite phase as a main phase cannot be obtained. For this reason, the cooling rate CR at the center of the plate thickness in the cooling step is set to 100 ° C./s or more. Preferably, it is 120 ° C./s or more. The upper limit of the cooling rate is determined depending on the ability of the cooling device to be used, but is preferably set to 250 ° C./s or less, which is a cooling rate that does not cause deterioration of the steel plate shape such as warpage.

冷却停止温度が、300℃超えの場合は、マルテンサイト相および/または焼戻マルテンサイト相を主相とする所望の組織が得られなくなる。このため、冷却停止温度は300℃以下に限定する。好ましくは200℃以下である。なお、冷却停止温度300℃以下の温度調整は、ホットランテーブル上でのマルテンサイト変態発熱を利用し、ホットランテーブル上に複数箇所設置した表面温度計を参照して、水冷バンクの水量ないし水圧を調整することにより行うことができる。 When the cooling stop temperature exceeds 300 ° C., a desired structure whose main phase is the martensite phase and / or the tempered martensite phase cannot be obtained. For this reason, the cooling stop temperature is limited to 300 ° C. or less. Preferably it is 200 degrees C or less. In order to adjust the cooling stop temperature to 300 ° C or lower, use the martensitic transformation heat generated on the hot run table, and adjust the water amount or water pressure of the water cooling bank by referring to the surface thermometers installed on multiple locations on the hot run table. This can be done.

巻取工程について説明する。
冷却工程を終了したのち、300℃以下の巻取温度でコイル状に巻き取る巻取工程を実施し、熱延鋼板とする。なお、巻取温度は鋼板表面の温度である。このような条件で巻取ることで、生成したマルテンサイト相が焼戻され、ラス内に微細なセメンタイトが析出する。これにより、強度（降伏強さ）が上昇し、かつ靭性が向上するとともに、水素のトラップサイトとなる粗大なセメンタイトの旧オーステナイト粒界やラス界面等への生成を防止し、遅れ破壊を防止することができるようになる。巻取温度が300℃を超えて高温となると、焼戻効果が過剰となり、セメンタイトが粗大化して所望の靭性が得られず、また遅れ破壊が生起しやすくなる。なお、巻取温度の調整手段としては、誘導加熱等の手段を用いることもできる。 The winding process will be described.
After finishing the cooling step, a winding step of winding in a coil shape at a winding temperature of 300 ° C. or lower is performed to obtain a hot rolled steel sheet. The coiling temperature is the temperature on the steel sheet surface. By winding under such conditions, the generated martensite phase is tempered, and fine cementite is precipitated in the lath. This increases strength (yield strength) and improves toughness, and prevents the formation of coarse cementite that forms hydrogen trap sites at the prior austenite grain boundaries and the lath interface, thereby preventing delayed fracture. Will be able to. When the coiling temperature is higher than 300 ° C., the tempering effect becomes excessive, the cementite is coarsened, the desired toughness cannot be obtained, and delayed fracture tends to occur. In addition, means, such as induction heating, can also be used as the winding temperature adjusting means.

以下、さらに実施例に基づいて本発明を詳細に説明する。 Hereinafter, the present invention will be described in detail based on examples.

表１に示す成分組成からなるスラブ（鋳片）（肉厚：230mm）を用いて、表２に示す条件で、加熱工程、熱延工程を施した。次いで、熱間圧延終了後、表２に示す条件で、冷却工程と巻取工程とを順次施し、表２に示す板厚の熱延鋼板（鋼帯）を製造した。 Using a slab (slab) (thickness: 230 mm) having the component composition shown in Table 1, a heating step and a hot rolling step were performed under the conditions shown in Table 2. Subsequently, after completion of hot rolling, a cooling step and a winding step were sequentially performed under the conditions shown in Table 2 to produce a hot-rolled steel plate (steel strip) having a thickness shown in Table 2.

なお、各鋼のＭｓ点は、次のような方法で決定した値を用いた。各鋼（鋼板）から円柱状試験片を採取し、該試験片を1200℃に加熱し、300ｓ間保持したのち、20℃/ｓの冷却速度で1000℃まで冷却し、1000℃で1/ｓの歪速度で30％の圧下を加え、ついで1000℃で60ｓ間保持する処理を行った。次いで、20℃/ｓの冷却速度で800℃まで冷却し、800℃で1/ｓの歪速度で50％の圧下を加え、次いで、10〜200℃/ｓの冷却速度で150℃まで連続冷却した。連続冷却中、試験片の熱膨張変化を測定した。また、冷却後、各試験片の組織観察、硬さ（ビッカース硬さ）測定を行い、熱膨張測定、組織観察、硬さ測定結果からＭｓ点を決定した。 In addition, the value determined by the following methods was used for the Ms point of each steel. A cylindrical test piece is taken from each steel (steel plate), heated to 1200 ° C., held for 300 s, cooled to 1000 ° C. at a cooling rate of 20 ° C./s, and 1 / s at 1000 ° C. A 30% reduction was applied at a strain rate of 1, and then a treatment was held at 1000 ° C. for 60 s. Next, it is cooled to 800 ° C. at a cooling rate of 20 ° C./s, 50% reduction is applied at a strain rate of 1 / s at 800 ° C., and then continuously cooled to 150 ° C. at a cooling rate of 10 to 200 ° C./s. did. During continuous cooling, the change in thermal expansion of the specimen was measured. After cooling, the structure of each test piece was observed and the hardness (Vickers hardness) was measured, and the Ms point was determined from the results of thermal expansion measurement, structure observation, and hardness measurement.

以上により得られた熱延鋼板から試験片を採取し、組織観察、ブリネル硬さ試験、引張試験、衝撃試験、曲げ試験、遅れ破壊試験を実施した。組織観察方法および各種試験方法は以下の通りである。 Test pieces were collected from the hot-rolled steel sheets obtained as described above, and subjected to structure observation, Brinell hardness test, tensile test, impact test, bending test, and delayed fracture test. The tissue observation method and various test methods are 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、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）、および、圧延方向に直交する断面（幅方向断面、Ｃ断面）を研磨し、ナイタール液で腐食し、光学顕微鏡（倍率：500倍）で組織を観察した。観察位置は、Ｌ断面、Ｃ断面とも、鋼板表面から1／4ｔ（ｔ：板厚）の位置とした。また、各観察位置で各２視野以上観察し、撮像して、画像解析装置を用いて、組織の種類、各相の組織分率を測定した。
なお、旧γ粒（旧オーステナイト粒）の平均粒径は、以下の方法により求めた。
旧γ粒の粒界は、腐食液：ピクリン酸水溶液を用いて、現出した。そして、上記した各観察位置で各２視野以上観察し、撮像して、画像解析装置を用いて、圧延方向に平行な断面および圧延方向に直交する断面における各旧オーステナイト粒の面積を求め、該面積から円相当直径を算出し、旧オーステナイト粒の粒径とし、各旧オーステナイト粒の粒径を算術平均して、熱延鋼板の圧延方向に平行な断面における旧オーステナイト粒の平均粒径DLおよび圧延方向に直交する断面における旧オーステナイト粒の平均粒径DCとした。なお、測定した旧オーステナイト粒は、各断面で100個以上とした。
さらに、Ｌ断面の旧γ粒について、圧延方向の長さおよび板厚方向の長さをそれぞれ測定し、（圧延方向の長さ）／（板厚方向の長さ）をもとめた。そして各視野で（圧延方向の長さ）／（板厚方向の長さ）の平均値をそれぞれ求め、さらにそれらの平均をその鋼板の旧γ粒のアスペクト比とした。
また、ラス内に析出したセメンタイトについて、走査型電子顕微鏡(倍率：10000倍)で観察し、各セメンタイト粒の面積を測定し、円相当直径に換算した。得られた各セメンタイト粒の直径を平均し、鋼板のラス内のセメンタイトの平均粒径とした。また、旧γ粒界および／またはラス界面に析出したセメンタイトについても、同様に、各セメンタイト粒の面積を測定し、円相当直径に換算し、粒径１μm以上のセメンタイトの分率（体積％）を算出した。主相（マルテンサイト相および／または焼戻マルテンサイト相）や主相以外の第2相の組織分率は、各相内やラス界面に析出したセメンタイトを含めた組織の体積分率としている。 (1) Microstructure observation A specimen for microstructural observation is collected from the obtained hot-rolled steel sheet, and a cross section parallel to the rolling direction (L cross section) and a cross section orthogonal to the rolling direction (cross section in the width direction, C cross section) are polished. The sample was corroded with a nital solution, and the structure was observed with an optical microscope (magnification: 500 times). The observation position was set to 1/4 t (t: plate thickness) from the steel plate surface for both the L cross section and the C cross section. Further, two or more visual fields were observed at each observation position, imaged, and the type of tissue and the tissue fraction of each phase were measured using an image analysis apparatus.
The average particle size of the prior γ grains (former austenite grains) was determined by the following method.
The grain boundaries of the former γ grains appeared using a corrosive solution: picric acid aqueous solution. Then, at least two fields of view are observed at each observation position described above, imaged, and using an image analyzer, the area of each prior austenite grain in a cross section parallel to the rolling direction and a cross section perpendicular to the rolling direction is obtained, The equivalent circle diameter is calculated from the area, the grain size of the prior austenite grains, the grain size of each prior austenite grain is arithmetically averaged, and the mean grain size DL of the prior austenite grains in the cross section parallel to the rolling direction of the hot rolled steel sheet The average grain size DC of prior austenite grains in the cross section perpendicular to the rolling direction was used. The measured prior austenite grains were 100 or more in each cross section.
Furthermore, the length in the rolling direction and the length in the plate thickness direction were measured for the old γ grains having an L cross section, and (length in the rolling direction) / (length in the plate thickness direction) was determined. The average value of (length in the rolling direction) / (length in the plate thickness direction) was determined for each field of view, and the average was used as the aspect ratio of the old γ grains of the steel sheet.
Further, the cementite precipitated in the lath was observed with a scanning electron microscope (magnification: 10000 times), and the area of each cementite grain was measured and converted to an equivalent circle diameter. The diameter of each obtained cementite grain was averaged and it was set as the average grain diameter of the cementite in the lath of a steel plate. Similarly, for cementite precipitated at the prior γ grain boundary and / or lath interface, the area of each cementite grain is similarly measured and converted to a circle equivalent diameter, and the fraction (volume%) of cementite having a particle diameter of 1 μm or more. Was calculated. The structure fraction of the main phase (martensite phase and / or tempered martensite phase) and the second phase other than the main phase is the volume fraction of the structure including cementite precipitated in each phase or lath interface.

（２）ブリネル硬さ試験
得られた熱延鋼板の所定の位置（コイル長手方向端部、幅方向1／4の位置）から、板状の試験片（45mm幅×40mm長）を採取し、JIS Z 2243の規定に基づき、ブリネル硬さ試験機を用いて、直径１０ｍｍの硬球（鋼球又は超硬合金球）からなる圧子を、押圧荷重3000kgfを掛けて試料表面に押込んで永久くぼみを形成し、この押圧荷重を永久くぼみの表面積で除した値を、ブリネル硬さとし評価した。なお、測定位置はランダムに選んだ５点とし、５点の平均値を求め、その鋼板の表面硬さ（ブリネル硬さ）とした。 (2) Brinell hardness test A plate-shaped test piece (45 mm width x 40 mm length) was sampled from a predetermined position (coil longitudinal direction end, width direction 1/4 position) of the obtained hot rolled steel sheet, Based on the provisions of JIS Z 2243, using a Brinell hardness tester, an indenter consisting of a hard ball (steel ball or cemented carbide ball) with a diameter of 10 mm is applied to the sample surface with a pressing load of 3000 kgf to form a permanent recess. The value obtained by dividing the pressing load by the surface area of the permanent depression was evaluated as Brinell hardness. In addition, the measurement position was made into five points selected at random, the average value of five points was calculated | required, and it was set as the surface hardness (Brinell hardness) of the steel plate.

（３）引張試験
得られた熱延鋼板の所定の位置（コイル長手方向端部、幅方向1／4の位置）から、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）が長手方向となるように、板状の試験片（平行部幅：25mm、標点間距離：50mm）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、室温で引張試験を実施し、降伏強さYS、引張強さTS、伸びElを求めた。 (3) From a predetermined position (coil longitudinal direction end, position in the width direction 1/4) of the hot-rolled steel sheet obtained by the tensile test, the direction (C direction) perpendicular to the rolling direction is the longitudinal direction. A plate-shaped test piece (parallel part width: 25 mm, distance between gauge points: 50 mm) is collected and subjected to a tensile test at room temperature in accordance with JIS Z 2241. Yield strength YS, tensile strength TS , Asked for elongation El.

（４）衝撃試験
得られた熱延鋼板の所定の位置（コイル長手方向端部、幅方向1／4の位置）の板厚中心部から、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）が長手方向となるようにＶノッチ試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、試験温度：−40℃での吸収エネルギーvＥ_−４０（Ｊ）を求めた。なお、試験片は各３本とし、得られた吸収エネルギー値の算術平均をもとめ、その鋼板の吸収エネルギー値vＥ_−４０（Ｊ）とした。なお、板厚が10mm未満の鋼板については、サブサイズでの測定値を記載した。 (4) The direction (C direction) orthogonal to the rolling direction is the longitudinal direction from the center of the thickness of the predetermined position (coil longitudinal direction end, position in the width direction 1/4) of the hot-rolled steel sheet obtained by the impact test. V-notch test pieces were collected so that the Charpy impact test was performed in accordance with the provisions of JIS Z 2242, and the absorbed energy vE- ₄₀ (J) at a test temperature of −40 ° C. was obtained. In addition, the test piece was set to three each, the arithmetic mean of the obtained absorbed energy value was calculated | required, and it was set as the absorbed energy value vE- ₄₀ (J) of the steel plate. For steel plates with a thickness of less than 10 mm, the measured values at the subsize are shown.

（５）曲げ試験
得られた熱延鋼板の所定の位置（コイル長手方向端部、幅方向1／4の位置）から曲げ試験片（長辺側が圧延方向と直角方向となるように、短辺側が板厚の５倍以上となるようにした短柵状試験片）を採取し、180度曲げ試験を実施し、割れの発生しない最小曲げ半径（mm）を求め、最小曲げ半径（mm）／板厚（mm）で示した。最小曲げ半径／板厚が4.0以下である場合を曲げ加工性に優れると評価した。 (5) Bending test From the predetermined position of the obtained hot-rolled steel sheet (end in the coil longitudinal direction, 1/4 position in the width direction), the bending test piece (the long side is perpendicular to the rolling direction) Take a short-fence-shaped test piece that is 5 times the thickness of the plate) and conduct a 180-degree bending test to find the minimum bending radius (mm) at which no cracks occur. The minimum bending radius (mm) / It was shown by plate thickness (mm). The case where the minimum bending radius / plate thickness was 4.0 or less was evaluated as excellent in bending workability.

（６）遅れ破壊試験
得られた熱延鋼板から、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）が長手方向となるように、丸棒引張試験片（６ｍｍΦ、ＧＬ.25mm）を採取し、陰極水素チャージをしたのち、電気亜鉛めっきを施し、鋼中に水素を封じ込めた試験片Ａとした。このような処理を施さない試験片を試験片Ｂとし、これら試験片を歪速度：10×10^-６/ｓ（室温）で引張り、絞り値を求めた。得られた絞り値から絞り比（＝（試験片Ａの絞り値）／（試験片Ｂの絞り値））を求めた。絞り比が85％以上を耐遅れ破壊性に優れると評価した。 (6) Delayed fracture test From the obtained hot-rolled steel sheet, a round bar tensile test piece (6 mmΦ, GL.25 mm) was collected so that the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) was the longitudinal direction, and cathode hydrogen After charging, electrogalvanizing was performed to obtain a test piece A containing hydrogen in steel. A test piece not subjected to such treatment was designated as test piece B, and these test pieces were pulled at a strain rate of 10 × 10 ⁻⁶ / s (room temperature) to obtain a drawing value. An aperture ratio (= (aperture value of test piece A) / (aperture value of test piece B)) was determined from the obtained aperture value. A drawing ratio of 85% or more was evaluated as having excellent delayed fracture resistance.

得られた結果を表３に示す。 The obtained results are shown in Table 3.

表３に示すように、本発明例はいずれも、ブリネル硬さにおいて、HB400級で370以上、HB450級で425以上、HB500級で460以上の高表面硬度と、vＥ_−４０が40Ｊ以上の高靭性と、さらに伸びEl：12％以上の高延性とを兼備し、さらに、曲げ加工性に優れ、また耐遅れ破壊性にも優れた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は、上記特性のいずれか一つ以上が劣っている。 As shown in Table 3, all of the inventive examples have a high surface hardness of Brinell hardness of 370 or higher for the HB400 class, 425 or higher for the HB450 class, 460 or higher for the HB500 class, and a high vE- ₄₀ of 40 J or higher. Combined with toughness and high elongation of El: 12% or more, it is a high-strength hot-rolled steel sheet with excellent bending workability and delayed fracture resistance. On the other hand, the comparative example which is out of the scope of the present invention is inferior in any one or more of the above characteristics.

Claims

In mass%, C: 0.16-0.35%, Si: 0.01-1.00%, Mn: 0.50-2.0%, P: 0.025% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.005-0.100%, N: 0.002-0.006% Nb: 0.001 to 0.050%, Ti: 0.001 to 0.050%, Cr: 0.01 to 1.00%, B: 0.0005 to 0.0050%, and the balance has a component composition consisting of Fe and inevitable impurities,
The total amount of martensite phase and / or tempered martensite phase is 90% or more by volume ratio with respect to the entire structure,
The average grain size of the prior austenite grains is 20 μm or less in a cross section parallel to the rolling direction, and 15 μm or less in a cross section perpendicular to the rolling direction,
And, have a tissue aspect ratio of prior austenite grains is 18 or less in a cross section parallel to the rolling direction,
The martensite phase and / or the tempered martensite phase is a structure having cementite having an average particle size of 0.5 μm or less in the lath,
The total amount of cementite having a particle size of 1 μm or more precipitated at the grain boundaries of the prior austenite grains and / or the lath interface of the tempered martensite phase is 0.5% or less in terms of the volume ratio with respect to the entire structure. Hot rolled steel sheet.

In addition to the above component composition, the composition further contains one or more selected from V: 0.001 to 0.50%, Cu: 0.01 to 0.50%, and Ni: 0.01 to 0.50% by mass%. The hot-rolled steel sheet according to claim 1 .

The hot-rolled steel sheet according to claim 1 or 2 , further comprising Ca: 0.0005 to 0.0050% by mass% in addition to the component composition.

A method for producing the hot-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 3 ,
A heating process for heating a steel material, a hot rolling process for subjecting the heated steel material to hot rolling comprising rough rolling and finish rolling, a cooling process, and a winding process are sequentially performed to obtain a hot rolled steel sheet. In the above, the heating step is a step of heating at a temperature of 1100 to 1250 ° C.,
The hot rolling process includes rough rolling with a rough rolling outlet temperature RDT of 900 to 1100 ° C, a finishing rolling inlet temperature FET of 900 to 1100 ° C, a finishing rolling outlet temperature FDT of 800 to 900 ° C, and 930 ° C. Is a step of performing finish rolling with a cumulative rolling reduction in a temperature range of less than 20 to 90%,
The cooling step starts cooling immediately after completion of the hot rolling, and the average cooling rate in the temperature range of 750 to 500 ° C. is 100 ° C./s or more and 300 ° C. or less at the cooling rate CR at the center of the plate thickness. Cooling to the cooling stop temperature of
The method of manufacturing a hot-rolled steel sheet, wherein the winding step is a step of winding in a coil shape at a winding temperature of 300 ° C. or less.