JP2021116476A

JP2021116476A - Method for producing high-strength hot-rolled steel sheet

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Publication number: JP2021116476A
Application number: JP2021003156A
Authority: JP
Inventors: 雅康植野; Masayasu Ueno; 俊郎岡崎; Toshiro Okazaki; 貴徳海野; Takanori Umino; 聡太後藤; Sota Goto; 真由美小島; Mayumi Kojima
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2020-01-23
Filing date: 2021-01-13
Publication date: 2021-08-10
Anticipated expiration: 2041-01-13
Also published as: JP7226458B2

Abstract

To provide a method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent hole spreading property.SOLUTION: In a method for manufacturing a high-strength hot-rolled steel sheet, a steel strip is heated to 1150°C or higher in a heating furnace and then rolled to a sheet bar having a thickness of 30-40 mm by a roughing mill. A finish rolling mill equipped with at least 5 stands is used to perform hot rolling with a finish rolling inlet temperature of 1000 -1150°C, a reduction ratio of a first stand of the finish rolling mill of 40-60%, a reduction ratio of a second stand of the finish rolling mill of 40-60%, and a total reduction ratio of less than 75% after the third stand. After the hot rolling, it is cooled to a cooling stop temperature of 350-530°C and then coiled.SELECTED DRAWING: Figure 1

Description

本発明は、加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法に関する。特に、穴拡げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法に関する。 The present invention relates to a method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent workability. In particular, the present invention relates to a method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent hole expandability.

自動車の足回り部品などの素材に用いられる熱延鋼板には、軽量化のための高い強度や大きな伸びに加えて、伸びフランジ加工に耐える良好な穴拡げ性や曲げ性が要求される。 Hot-rolled steel sheets used as materials for undercarriage parts of automobiles are required to have good hole expandability and bendability to withstand stretch flange processing, in addition to high strength and large elongation for weight reduction.

これに対して、従来から多数の検討が行われてきている。例えば、特許文献１には、引張強さが６９０ＭＰａ以上の高強度鋼板に関して、Ｔｉ、Ｎｂ等の炭化物を形成する元素を添加して、フェライトやベイニティックフェライト等の軟質層を多量に生成させて、硬質第２相の生成を抑制し、かつ、粗大に析出しやすいＴｉＮの粒子径をある程度以下に小さくし、穴拡げ性を向上させることが開示されている。製造方法としては、加熱温度を１２００℃以上とすることで、析出物構成元素を十分に再固溶させ、粗圧延終了後の仕上圧延をＡｒ３変態点以上の温度域で終了することが記載されている。 On the other hand, many studies have been conducted so far. For example, in Patent Document 1, with respect to a high-strength steel plate having a tensile strength of 690 MPa or more, an element forming carbides such as Ti and Nb is added to generate a large amount of soft layers such as ferrite and bainitic ferrite. Therefore, it is disclosed that the formation of the hard second phase is suppressed, the particle size of TiN that tends to be coarsely precipitated is reduced to a certain extent or less, and the hole expandability is improved. As a manufacturing method, it is described that by setting the heating temperature to 1200 ° C. or higher, the precipitate constituent elements are sufficiently re-solidified, and the finish rolling after the completion of rough rolling is completed in a temperature range above the Ar3 transformation point. ing.

特許文献２では、加工性を向上させるための方法として、特に穴拡げ性を改善する高強度鋼板の製造方法が開示されている。具体的には、鋳造時の凝固組織を十分に破壊して、結晶組織を等軸化するために、連続鋳造後、１１５０℃以下に温度が低下する以前に６０％以上の圧下率で粗圧延を行い、仕上圧延の総圧下率を６０％以上とすると共に、展伸された加工フェライトが生成しないようにＡｒ３変態点以上の温度で仕上圧延を終了する方法が開示されている。 Patent Document 2 discloses, as a method for improving workability, a method for producing a high-strength steel sheet that particularly improves hole expandability. Specifically, in order to sufficiently destroy the solidified structure during casting and equiax the crystal structure, rough rolling at a rolling reduction of 60% or more after continuous casting and before the temperature drops to 1150 ° C. or less. The method is disclosed in which the total rolling reduction of the finish rolling is 60% or more, and the finish rolling is finished at a temperature equal to or higher than the Ar3 transformation point so that the stretched processed ferrite is not generated.

また、特許文献３では、鋳造後の鋼片を圧延最終温度８８０から９３０℃の間で熱間圧延し、最後から２番目のパスの圧下率を２５％未満、最終パスの圧下率を１５％未満で、かつ最終パスおよび最終から２番目のパスの総圧延率を３７％未満とすると共に、最後から２番目のパスの圧延開始温度を９６０℃未満とする熱間圧延鋼シートの製造方法が開示されている。これにより、等軸組織を生成することができ、良好な穴拡げ率を確保できるとしている。 Further, in Patent Document 3, the steel piece after casting is hot-rolled at a final rolling temperature of 880 to 930 ° C., the reduction rate of the penultimate pass is less than 25%, and the reduction rate of the final pass is 15%. A method for producing a hot-rolled steel sheet having less than 37% and a total rolling ratio of less than 37% in the final pass and the penultimate pass and a rolling start temperature of less than 960 ° C in the penultimate pass. It is disclosed. As a result, an equiaxed structure can be generated, and a good hole expansion rate can be secured.

特開２００４-２４４６５１号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2004-244651 特開２００６-１６１１１１号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2006-161111 特開２０１６-４７９６３号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2016-47963

しかしながら、特許文献１に記載された高強度鋼板の製造方法は、粗大な析出物の生成を抑制し、穴拡げ性のばらつきを防止するものであり、引張強度が高い鋼板に対する効果が十分ではない。また、仕上圧延をＡｒ３変態点以上の温度域で終了するのは、ひずみの残留により延性が低下しないためとされ、穴拡げ性に対する圧延条件の影響については明らかにされていない。 However, the method for producing a high-strength steel sheet described in Patent Document 1 suppresses the formation of coarse precipitates and prevents variations in hole expandability, and is not sufficiently effective for steel sheets having high tensile strength. .. Further, it is said that the finish rolling is completed in the temperature range above the Ar3 transformation point because the ductility does not decrease due to the residual strain, and the influence of the rolling conditions on the hole expandability has not been clarified.

また、特許文献２の場合、実際の操業上においては、仕上圧延は１１５０℃以下の条件で行われることが多く、仕上圧延の条件によっては穴拡げ性が悪化する場合がある。 Further, in the case of Patent Document 2, in actual operation, the finish rolling is often performed under the condition of 1150 ° C. or lower, and the hole expandability may be deteriorated depending on the condition of the finish rolling.

また、特許文献３の場合、仕上圧延の前段の圧延条件によっては穴拡げ性が悪化する場合がある。 Further, in the case of Patent Document 3, the hole expandability may be deteriorated depending on the rolling conditions in the first stage of the finish rolling.

本発明は、上記問題を解決するためのものであり、優れた穴拡げ性を有する高強度熱延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。 The present invention is for solving the above problems, and an object of the present invention is to provide a method for manufacturing a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent hole-expanding properties.

なお、本発明における高強度とは、引張強さが７８０ＭＰａ以上のことをいう。 The high strength in the present invention means that the tensile strength is 780 MPa or more.

本発明者らが鋭意検討した結果、仕上圧延の前段２スタンドでの圧下率を所定の値以上とすることで、鋼板組織の再結晶を促進すると共に、第３スタンド以降の圧下率を所定の値以下とすることで結晶粒の伸展を抑制することができ、従来に比べて穴拡げ性に優れた高強度熱延鋼板を得ることができるという知見を得た。特に、仕上圧延入側温度が比較的低温であっても優れた穴拡げ性が得られるという知見を得た。 As a result of diligent studies by the present inventors, by setting the rolling reduction ratio at the first two stands of finish rolling to a predetermined value or more, recrystallization of the steel sheet structure is promoted, and the rolling reduction ratio after the third stand is predetermined. It was found that the elongation of crystal grains can be suppressed by setting the value to less than or equal to the value, and a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent hole expansion property can be obtained as compared with the conventional one. In particular, it was found that excellent hole expandability can be obtained even when the finish rolling inlet temperature is relatively low.

本発明は、かかる知見に基づき、さらなる検討を加えて完成させたものである。すなわち、本発明の要旨は次の通りである。
［１］高強度熱延鋼板の製造方法であって、
加熱炉において、鋼片を１１５０℃以上に加熱した後に、粗圧延機により板厚３０〜４０ｍｍのシートバーまで圧延し、
少なくとも５スタンド以上を備える仕上圧延機を用いて、
仕上圧延入側温度が１０００〜１１５０℃、
前記仕上圧延機の第１スタンドの圧下率を４０〜６０％、第２スタンドの圧下率を４０〜６０％とすると共に、第３スタンド以降での総圧下率を７５％未満で熱間圧延を行い、
該熱間圧延後に３５０〜５３０℃の冷却停止温度まで冷却した後に、巻取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
［２］前記高強度熱延鋼板の組織は、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が１．３以上５．０以下であり、ベイナイト相の面積率が８０％以上であることを特徴とする［１］に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
［３］前記高強度熱延鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：１．０〜４．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：１．０％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．３％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする［１］または［２］に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
［４］前記第２スタンド入側における鋼板温度Ｔｐ２［℃］と、前記第１スタンドで圧延された後の鋼板が、前記第１スタンドを出てから第２スタンドに搬送されるまでの時間Ｔ［秒］が、下記式（１）を満足することを特徴とする［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
Ｔｐ２≧１１００−１００×ｌｏｇ_１０（Ｔ）（１）
［５］前記シートバーは、先行材のシートバーの尾端部または後行材のシートバーの先端部と接合された後に、前記仕上圧延機を用いて熱間圧延を行うことを特徴とする［１］〜［４］のいずれかに記載の高強度熱延鋼板の製造方法。 The present invention has been completed with further studies based on such findings. That is, the gist of the present invention is as follows.
[1] A method for manufacturing a high-strength hot-rolled steel sheet.
In the heating furnace, the steel pieces are heated to 1150 ° C. or higher, and then rolled by a rough rolling mill to a sheet bar having a plate thickness of 30 to 40 mm.
Using a finishing rolling mill equipped with at least 5 stands,
Finish rolling inlet temperature is 1000-1150 ℃,
The reduction rate of the first stand of the finishing rolling mill is 40 to 60%, the reduction rate of the second stand is 40 to 60%, and the total reduction rate of the third and subsequent stands is less than 75% for hot rolling. Do,
A method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet, which comprises cooling to a cooling shutdown temperature of 350 to 530 ° C. after the hot rolling and then winding.
[2] The structure of the high-strength hot-rolled steel sheet is characterized in that the average aspect ratio of the former austenite grains is 1.3 or more and 5.0 or less, and the area ratio of the bainite phase is 80% or more [1]. ]. The method for manufacturing a high-strength hot-rolled steel sheet.
[3] The composition of the high-strength hot-rolled steel sheet is, in mass%, C: 0.04 to 0.2%, Si: 3.0% or less, Mn: 1.0 to 4.0%, P: It contains 0.1% or less, S: 0.02% or less, Al: 1.0% or less, N: 0.01% or less, Ti: 0.3% or less, and consists of the balance Fe and unavoidable impurities. The method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet according to [1] or [2].
[4] The steel sheet temperature Tp2 [° C.] on the entrance side of the second stand and the time T from when the steel sheet rolled in the first stand to being conveyed to the second stand after leaving the first stand. The method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet according to any one of [1] to [3], wherein [second] satisfies the following formula (1).
Tp2 ≧ 1100-100 × log ₁₀ (T) (1)
[5] The seat bar is characterized in that after being joined to the tail end portion of the seat bar of the preceding material or the tip end portion of the seat bar of the trailing material, hot rolling is performed using the finishing rolling mill. The method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet according to any one of [1] to [4].

本発明によれば、穴拡げ性に優れた高強度熱延鋼板を得ることができる。 According to the present invention, a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent hole expandability can be obtained.

図１は、本発明の実施形態に係る熱間圧延設備の模式図である。FIG. 1 is a schematic view of a hot rolling equipment according to an embodiment of the present invention. 図２は、本発明の他の実施形態に係る熱間圧延設備の模式図である。FIG. 2 is a schematic view of a hot rolling apparatus according to another embodiment of the present invention.

以下、本発明について、図面を参照しながら説明する。なお、この実施形態によって本発明が限定されるものではない。 Hereinafter, the present invention will be described with reference to the drawings. The present invention is not limited to this embodiment.

図１は、本発明に基づく実施形態の熱間圧延設備を説明する模式図である。図１に示すように、搬送方向の上流側から下流側に向けて、加熱炉１、粗圧延機２、仕上圧延機３、ランアウトテーブル４、巻取り装置５が順に配置されている。 FIG. 1 is a schematic view illustrating a hot rolling apparatus according to an embodiment of the present invention. As shown in FIG. 1, the heating furnace 1, the rough rolling mill 2, the finishing rolling mill 3, the runout table 4, and the winding device 5 are arranged in this order from the upstream side to the downstream side in the transport direction.

加熱炉１では、スラブ（鋼片）を予め設定したスラブ温度まで加熱する。次いで、粗圧延機２において、加熱されたスラブを予め設定した板厚まで粗圧延する。次いで、仕上圧延機３において、目標とする板厚まで仕上圧延する。その後、ランアウトテーブル４において、水冷により鋼板を所定の温度まで冷却し（ランアウト冷却）、巻取り装置（コイラー）５において冷却後の鋼板を巻き取る。本発明において、仕上圧延機３は少なくとも５スタンド以上の圧延機から構成され、好ましくは７スタンド以上とするのが良い。 In the heating furnace 1, the slab (steel piece) is heated to a preset slab temperature. Next, in the rough rolling mill 2, the heated slab is roughly rolled to a preset plate thickness. Next, in the finish rolling mill 3, finish rolling is performed to a target plate thickness. Then, in the runout table 4, the steel sheet is cooled to a predetermined temperature by water cooling (runout cooling), and the cooled steel sheet is wound up in the winding device (coiler) 5. In the present invention, the finishing rolling mill 3 is composed of rolling mills having at least 5 stands or more, preferably 7 stands or more.

なお、後述するように、粗圧延機２と仕上圧延機３の間に、シートバー同士を接合し連続して仕上圧延を行うための接合装置やそれに付随する設備があってもよい。また、粗圧延機２の上流側に鋳造機が連結していてもよく、この場合は鋳造された薄スラブが直接粗圧延機に搬送されて圧延されればよい。 As will be described later, between the rough rolling mill 2 and the finish rolling mill 3, there may be a joining device for joining the sheet bars to each other and continuously performing finish rolling, and equipment associated therewith. Further, the casting machine may be connected to the upstream side of the rough rolling mill 2, and in this case, the cast thin slab may be directly conveyed to the rough rolling mill and rolled.

本発明では、所定の成分組成を有する鋼片を、加熱炉において１１５０℃以上に加熱する。鋼片中には、Ｔｉなどの炭窒化物形成元素の殆どが、粗大な炭窒化物として存在している。この粗大で不均一な析出物の存在は、熱延鋼板の加工性を劣化させる。そのため、熱間圧延前の鋼片中の粗大な析出物を十分に固溶させるために、加熱温度を１１５０℃以上とする必要がある。また、鋼片の加熱温度が高くなりすぎるとスラブ疵の発生や、スケールオフによる歩留まり低下を招くため、鋼片の加熱温度は１３５０℃以下とすることが好ましい。より好ましくは、鋼片の加熱温度は１１８０℃以上である。また、より好ましくは、鋼片の加熱温度は１３００℃以下である。さらに好ましくは、鋼片の加熱温度は１２００℃以上である。また、さらに好ましくは、鋼片の加熱温度は１２８０℃以下である。 In the present invention, a steel piece having a predetermined composition is heated to 1150 ° C. or higher in a heating furnace. Most of the carbonitride-forming elements such as Ti are present as coarse carbonitrides in the steel pieces. The presence of this coarse and non-uniform deposit deteriorates the workability of the hot-rolled steel sheet. Therefore, it is necessary to set the heating temperature to 1150 ° C. or higher in order to sufficiently dissolve the coarse precipitates in the steel pieces before hot rolling. Further, if the heating temperature of the steel piece becomes too high, slab flaws may occur and the yield may decrease due to scale-off. Therefore, the heating temperature of the steel piece is preferably 1350 ° C. or lower. More preferably, the heating temperature of the steel piece is 1180 ° C. or higher. Further, more preferably, the heating temperature of the steel piece is 1300 ° C. or lower. More preferably, the heating temperature of the steel piece is 1200 ° C. or higher. Further, more preferably, the heating temperature of the steel piece is 1280 ° C. or lower.

鋼片を加熱した後、粗圧延機により板厚３０〜４０ｍｍのシートバーまで圧延する。シートバー厚が３０ｍｍ未満の場合、仕上圧延の前段スタンドで所定の圧下率を確保できない場合や、粗圧延での温度低下が大きくなって、仕上入側温度が所定の温度を確保できない場合がある。一方、シートバー厚が４０ｍｍを超えると、仕上圧延の後段スタンドの圧下率が過大となって穴拡げ性が確保できない場合がある。また、粗圧延機と仕上圧延機の間にシートバー同士を接合し連続して仕上圧延を行うための接合装置を備える場合において、シートバー厚が４０ｍｍを超えると、接合装置が大型化し設備コストの増加を招く場合もある。なお、シートバー厚としては、３２ｍｍ以上とするのが望ましい。 After heating the steel pieces, they are rolled by a rough rolling mill to a sheet bar having a plate thickness of 30 to 40 mm. If the sheet bar thickness is less than 30 mm, the predetermined rolling reduction may not be secured by the pre-stage stand for finish rolling, or the temperature drop in rough rolling may become large and the finish inlet side temperature may not be able to secure the predetermined temperature. .. On the other hand, if the thickness of the seat bar exceeds 40 mm, the rolling reduction of the post-stage stand for finish rolling may become excessive and the hole expandability may not be ensured. Further, in the case where a joining device for joining sheet bars to each other and continuously performing finish rolling is provided between the rough rolling mill and the finishing rolling mill, if the sheet bar thickness exceeds 40 mm, the joining device becomes large and the equipment cost increases. May lead to an increase in. The thickness of the seat bar is preferably 32 mm or more.

本発明では、少なくとも５スタンド以上を備える仕上圧延機を用いて、仕上圧延入側温度が１０００〜１１５０℃で、仕上圧延機の第１スタンドの圧下率を４０〜６０％、第２スタンドの圧下率を４０〜６０％とすると共に、第３スタンド以降での総圧下率を７５％未満で熱間圧延を行う。 In the present invention, a finishing rolling mill having at least 5 stands is used, the finishing rolling inlet temperature is 1000 to 1150 ° C., the rolling reduction of the first stand of the finishing rolling mill is 40 to 60%, and the rolling of the second stand is reduced. Hot rolling is performed with a ratio of 40 to 60% and a total reduction ratio of less than 75% after the third stand.

本発明では、仕上圧延の第１スタンドにおいて大きな圧下率を付与することで、加工発熱により第２スタンド入側の温度を高くすることができる。そこで、本発明では、仕上圧延機入側における仕上入側温度として１０００〜１１５０℃とする。仕上圧延入側温度が１０００℃未満では、仕上圧延の前段スタンドにおける再結晶が不十分となり、伸展された結晶粒が巻取後の組織に残存しやすくなって、穴拡げ性が低下してしまう。好ましくは１０５０℃以上である。一方、仕上圧延入側温度が１１５０℃を超えると、仕上圧延の後段スタンドにおいてオーステナイト相に蓄積されたひずみの回復が進行し、ベイナイト相の強度が低下する場合があるため、１１５０℃以下とする。好ましくは１１２５℃以下とする。 In the present invention, by imparting a large rolling reduction ratio at the first stand for finish rolling, the temperature on the entrance side of the second stand can be increased due to processing heat generation. Therefore, in the present invention, the temperature on the finish-in side of the finish-rolling machine is set to 1000 to 1150 ° C. If the temperature on the entry side of finish rolling is less than 1000 ° C, recrystallization in the pre-stage stand of finish rolling becomes insufficient, and the stretched crystal grains tend to remain in the structure after winding, and the hole expandability deteriorates. .. It is preferably 1050 ° C. or higher. On the other hand, if the temperature on the inlet side of the finish rolling exceeds 1150 ° C., the strain accumulated in the austenite phase may be recovered at the post-stage stand of the finish rolling, and the strength of the bainite phase may decrease. .. The temperature is preferably 1125 ° C. or lower.

次に、各スタンドの圧下率の限定理由について説明する。 Next, the reason for limiting the reduction rate of each stand will be described.

仕上圧延機の第１スタンドの圧下率を４０％以上とするのは、加工発熱による温度上昇により第１スタンドでの圧延温度を高く保つことができるため、大きな加工ひずみを付与することができ、第２スタンドまで搬送される間に再結晶が促進され、結晶粒の等軸化が進展する。これにより、最終製品の穴拡げ性が向上する。好ましくは４５％以上とする。また、第２スタンドの圧下率を４０％以上とするのも、同様な理由であり、第１スタンドの圧下率を高くとることで、加工発熱による温度上昇のため、第２スタンドでの圧延温度を高く保つことができ、さらに、第２スタンドの圧下率を高くすることで、第３スタンドまで搬送される間の再結晶を促進し、結晶粒の等軸化を進展させるためである。そして、第３スタンド以降の圧下により結晶粒に蓄積されるひずみを軽減することで、伸展された結晶粒が巻取後の組織に残存するのを軽減することができる。
一方、第１スタンドおよび第２スタンドの圧下率を６０％以下としているのは、圧延負荷が過大となり設備破損のおそれや、スリップによる噛み込み不良が生じて圧延が不安定化するおそれがあるからであり、好ましくは５０％以下とする。なお、圧下率をできるだけ大きくするために、潤滑剤を供給しながら圧延することで圧延荷重を低下させ、高圧下率を確保してもよい。 The reason why the rolling reduction ratio of the first stand of the finishing rolling mill is set to 40% or more is that the rolling temperature at the first stand can be kept high due to the temperature rise due to the processing heat generation, so that a large processing strain can be applied. Recrystallization is promoted during transportation to the second stand, and equiaxing of crystal grains progresses. This improves the hole expandability of the final product. It is preferably 45% or more. Further, the reason why the reduction rate of the second stand is set to 40% or more is the same reason. By increasing the reduction rate of the first stand, the temperature rises due to the processing heat generation, so that the rolling temperature at the second stand This is because the temperature can be kept high, and further, by increasing the rolling ratio of the second stand, recrystallization is promoted during transportation to the third stand, and equiaxialization of crystal grains is promoted. Then, by reducing the strain accumulated in the crystal grains due to the reduction after the third stand, it is possible to reduce the remaining of the stretched crystal grains in the structure after winding.
On the other hand, the reason why the rolling reduction ratio of the first stand and the second stand is set to 60% or less is that the rolling load may become excessive and the equipment may be damaged, or the rolling may become unstable due to poor biting due to slipping. It is preferably 50% or less. In addition, in order to increase the rolling reduction ratio as much as possible, the rolling load may be reduced by rolling while supplying a lubricant to secure the high-pressure rolling reduction ratio.

なお、仕上圧延機では後段スタンドほど材料速度が増加するため、前段スタンドの方がスタンド間を通過する時間が後段スタンドより長い。したがって、スタンド間の搬送時間が長い前段スタンドの方がスタンド間での再結晶による結晶粒の等軸化が期待できるため、本発明では第１スタンドおよび第２スタンドの圧下率を高く設定している。 In the finishing rolling mill, the material speed increases as the post-stage stand increases, so that the front-stage stand takes longer to pass between the stands than the latter-stage stand. Therefore, the front-stage stand, which has a longer transfer time between the stands, can be expected to have equiaxed crystal grains due to recrystallization between the stands. Therefore, in the present invention, the reduction ratios of the first stand and the second stand are set higher. There is.

一方、第３スタンドから最終スタンドまでの総圧下率は７５％未満とする。第３スタンド以降では、温度低下およびスタンド間での搬送時間が短くなるため、再結晶による結晶粒を等軸化させることが難しい。このため、結晶粒に導入されるひずみを軽減し、伸展された結晶粒が巻取後の組織に残存することを防ぐために、本発明では第３スタンドから最終スタンドまでの総圧下率は７５％未満とする。好ましくは、第３スタンドから最終スタンドまでの総圧下率は６５％未満とする。 On the other hand, the total reduction rate from the third stand to the final stand is less than 75%. After the third stand, it is difficult to equiax the crystal grains by recrystallization because the temperature drops and the transport time between the stands becomes short. Therefore, in order to reduce the strain introduced into the crystal grains and prevent the stretched crystal grains from remaining in the structure after winding, the total reduction rate from the third stand to the final stand is 75% in the present invention. Less than. Preferably, the total reduction rate from the third stand to the final stand is less than 65%.

以上のようにして、仕上圧延機を通過した鋼板は、３５０〜５３０℃の冷却停止温度まで冷却（ランアウト冷却）した後に、コイラーによって巻き取る。冷却停止温度（巻取り温度）が低いほど、ベイナイト変態が促進しベイナイト相の面積率が増加するが、冷却停止温度が３５０℃未満の場合は、マルテンサイト変態が生じて粗大なマルテンサイト相を形成し、所望の穴広げ性が得られなくなる。一方、冷却停止温度が５３０℃を超えると、ベイナイト変態の駆動力が不足し、ベイナイト変態が完了しない。そのため、ベイナイトと未変態オーステナイトの状態で等温保持されるので、未変態オーステナイトに炭素が分配される。そして、粗大なマルテンサイト相またはマルテンサイト−オーステナイト混合相が生成されるので、穴広げ性が低下する。また、冷却停止温度が５３０℃を超えると、Ｔｉ、ＮｂやＶ等の炭化物形成元素が炭素と結合して直径２０ｎｍ未満の析出物が形成され、加工性も劣化する。そのため、冷却停止温度は３５０〜５３０℃とする。好ましくは、冷却停止温度は３８０℃以上である。また、好ましくは、冷却停止温度は５１０℃以下である。より好ましくは、冷却停止温度は４１０℃以上である。また、より好ましくは、冷却停止温度は４８０℃以下である。 As described above, the steel sheet that has passed through the finish rolling mill is cooled to a cooling shutdown temperature of 350 to 530 ° C. (runout cooling), and then wound up by a coiler. The lower the cooling stop temperature (winding temperature), the more the bainite transformation is promoted and the area ratio of the bainite phase increases. However, when the cooling stop temperature is less than 350 ° C, martensitic transformation occurs and a coarse martensitic phase is formed. It is formed and the desired hole-expanding property cannot be obtained. On the other hand, when the cooling shutdown temperature exceeds 530 ° C., the driving force for bainite transformation is insufficient and the bainite transformation is not completed. Therefore, the bainite and the untransformed austenite are maintained at an isothermal temperature, so that carbon is distributed to the untransformed austenite. Then, a coarse martensite phase or a martensite-austenite mixed phase is produced, so that the perforation property is reduced. Further, when the cooling shutdown temperature exceeds 530 ° C., carbide-forming elements such as Ti, Nb and V are bonded to carbon to form a precipitate having a diameter of less than 20 nm, and the workability is also deteriorated. Therefore, the cooling shutdown temperature is set to 350 to 530 ° C. Preferably, the cooling shutdown temperature is 380 ° C. or higher. Further, preferably, the cooling shutdown temperature is 510 ° C. or lower. More preferably, the cooling shutdown temperature is 410 ° C. or higher. Further, more preferably, the cooling shutdown temperature is 480 ° C. or lower.

なお、ランアウト冷却では、平均冷却速度として、３０℃／ｓ以上が好適である。強制冷却において、仕上圧延完了温度から巻取り温度までの平均冷却速度が低いと、ベイナイト変態の前にフェライト変態が起こり、所望の面積率のベイナイト相が得られないからである。平均冷却速度の上限は特に規定されないが、平均冷却速度が大きくなりすぎると、表面温度が低くなりすぎて、鋼板表面にマルテンサイトが生成しやすくなって、所望の穴広げ性が得られなくなる場合があるため、平均冷却速度を１２０℃／ｓ以下とすることが好ましい。また、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。 In run-out cooling, the average cooling rate is preferably 30 ° C./s or higher. This is because in forced cooling, if the average cooling rate from the finish rolling completion temperature to the take-up temperature is low, ferrite transformation occurs before bainite transformation, and a bainite phase having a desired area ratio cannot be obtained. The upper limit of the average cooling rate is not particularly specified, but if the average cooling rate becomes too high, the surface temperature becomes too low and martensite is likely to be generated on the surface of the steel plate, and the desired hole expanding property cannot be obtained. Therefore, it is preferable that the average cooling rate is 120 ° C./s or less. The average cooling rate is the average cooling rate on the surface of the steel sheet.

さらに、本発明では、仕上圧延機の第２スタンド入側における鋼板温度Ｔｐ２［℃］と、第１スタンドで圧延された後の鋼板が、第１スタンドを出てから第２スタンドに搬送されるまでの時間Ｔ［秒］が、以下の式（１）を満足することが好ましい。
Ｔｐ２≧１１００−１００×ｌｏｇ_１０（Ｔ）（１）
本発明では、上記式（１）を満足することにより、コイル内で圧延速度（仕上圧延機３の最終スタンド出側における鋼板の搬送速度）が変化した場合にも、鋼板の長手方向における材質の均一性を向上させることができる。上述したように、第１スタンドから第２スタンドまでの搬送時間が長いほど、スタンド間での再結晶が促進され、結晶粒の等軸化が進展するため、上記式（１）を満足することにより、第２スタンド入側における鋼板温度Ｔｐ２が比較的低くなっても第２スタンドから第３スタンドの間の再結晶を促進することができると共に、第３スタンド以降の圧下により結晶粒に蓄積されるひずみを軽減することができる。 Further, in the present invention, the steel plate temperature Tp2 [° C.] on the entrance side of the second stand of the finishing rolling mill and the steel plate after being rolled in the first stand are conveyed to the second stand after leaving the first stand. It is preferable that the time T [seconds] until the time T [seconds] satisfies the following equation (1).
Tp2 ≧ 1100-100 × log ₁₀ (T) (1)
In the present invention, by satisfying the above formula (1), even when the rolling speed (the transport speed of the steel sheet on the exit side of the final stand of the finishing rolling mill 3) changes in the coil, the material of the material in the longitudinal direction of the steel sheet Uniformity can be improved. As described above, the longer the transport time from the first stand to the second stand, the more the recrystallization between the stands is promoted and the equiaxed crystal grains are promoted, so that the above formula (1) is satisfied. As a result, recrystallization between the 2nd stand and the 3rd stand can be promoted even if the steel plate temperature Tp2 on the entry side of the 2nd stand becomes relatively low, and the recrystallization is accumulated in the crystal grains by the reduction after the 3rd stand. Distortion can be reduced.

式（１）を満足させるには、例えば、仕上圧延機の圧延速度や第１スタンドと第２スタンドのスタンド間に配置したストリップクーラントの流量を調整すればよい。圧延速度が変化すると、スタンド間の搬送時間や、スタンド間での温度低下量が変化する。本発明では、圧延速度を変更することで、第１スタンドを出てから、第２スタンドに搬送されるまでの時間Ｔを変化させることができる。また、第１スタンドと第２スタンドのスタンド間に配置したストリップクーラントの流量を低下させることで、第２スタンド入側における鋼板温度Ｔｐ２を高くすることができる。 In order to satisfy the formula (1), for example, the rolling speed of the finishing rolling mill and the flow rate of the strip coolant arranged between the stands of the first stand and the stands of the second stand may be adjusted. When the rolling speed changes, the transfer time between the stands and the amount of temperature decrease between the stands change. In the present invention, by changing the rolling speed, the time T from leaving the first stand to being conveyed to the second stand can be changed. Further, by reducing the flow rate of the strip coolant arranged between the stands of the first stand and the stands of the second stand, the steel plate temperature Tp2 on the entrance side of the second stand can be increased.

なお、第１スタンドで圧延された後の鋼板が、第１スタンドを出てから第２スタンドに搬送されるまでの時間とは、第１スタンドのロールバイト直下の位置にある鋼板がスタンド間を搬送されて、第２スタンドのロールバイトに到達するまでの時間であり、（第１スタンドと第２スタンドのスタンド間距離）／（第１スタンド出側の材料速度）から計算される。したがって、仕上圧延中に圧延速度が変化する場合には、シートバーの長手方向の位置によって第１スタンドを出てから第２スタンドに搬送されるまでの時間は変化するため、鋼板の全長にわたって式（１）を満足することが好ましい。第１スタンド出側の材料速度については、スタンド間の板速度計による計測値を用いることができる。また、圧延速度と板厚および第１スタンド出側の板厚から、マスフロー一定則により算出してもよい。 The time from when the steel plate rolled in the first stand to being conveyed to the second stand is the time between the steel plates located directly under the roll bite of the first stand. It is the time required for being transported to reach the roll bite of the second stand, and is calculated from (distance between the stands of the first stand and the second stand) / (material speed on the exit side of the first stand). Therefore, when the rolling speed changes during finish rolling, the time from leaving the first stand to being conveyed to the second stand changes depending on the position of the seat bar in the longitudinal direction. It is preferable to satisfy (1). As for the material speed on the exit side of the first stand, the value measured by the plate speedometer between the stands can be used. Further, it may be calculated from the rolling speed, the plate thickness, and the plate thickness on the exit side of the first stand according to the constant mass flow rule.

また、本発明では、圧延速度が低いほど、スタンド間での再結晶による結晶粒の等軸化が期待でき、良好な穴拡げ性を得ることができるが、圧延速度が低い場合には生産能率が低下する。圧延速度は、仕上圧延のパススケジュール（各スタンドの圧下率配分）によって影響を受けるものであるが、５００〜１３００ｍｐｍであることが好ましい。より好ましくは５５０〜９００ｍｐｍである。 Further, in the present invention, the lower the rolling speed, the more equiaxed the crystal grains can be expected by recrystallization between the stands, and good hole expansion can be obtained. However, when the rolling speed is low, the production efficiency is high. Decreases. The rolling speed is affected by the pass schedule of finish rolling (rolling ratio distribution of each stand), but is preferably 500 to 1300 mpm. More preferably, it is 550 to 900 mpm.

次に、本発明が対象とする高強度熱延鋼板の組織について説明する。本発明の高強度熱延鋼板は、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が１．３以上５．０以下であることが好ましい。その理由は、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が１．３未満では、引張強さとして７８０ＭＰａ以上を得ることが難しい場合がある。また、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が５．０を超えると、相界面における応力集中により穴拡げ性が低下する場合がある。 Next, the structure of the high-strength hot-rolled steel sheet targeted by the present invention will be described. In the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention, the average aspect ratio of the former austenite grains is preferably 1.3 or more and 5.0 or less. The reason is that if the average aspect ratio of the old austenite grains is less than 1.3, it may be difficult to obtain a tensile strength of 780 MPa or more. Further, if the average aspect ratio of the old austenite grains exceeds 5.0, the hole expansion property may decrease due to stress concentration at the phase interface.

また、本発明の高強度鋼板はベイナイト相を主相とし、面積率８０％以上とすることが好ましい。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、ベイニティックフェライトの間および／又は内部にＦｅ系炭化物を有する組織（Ｆｅ系炭化物の析出が全くない場合を含む）を意味する。ベイニティックフェライトは、形状がラス状でかつ内部に比較的高い転位密度を有するため、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）やＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて容易に区別ができる。引張強さＴＳ：７８０ＭＰａ以上の強度を実現し、穴拡げ性を高めるためにはベイナイト相を主相とすることが好ましく、第２相組織の面積率が２０％未満であれば穴拡げ時に相界面でマクロ的な応力集中が起きず、優れた穴拡げ性が得られる。 Further, the high-strength steel plate of the present invention preferably has a bainite phase as the main phase and an area ratio of 80% or more. The bainite phase means a structure having Fe-based carbides between and / or inside the lath-shaped bainitic ferrites (including the case where there is no precipitation of Fe-based carbides). Since vanitic ferrite has a lath shape and a relatively high dislocation density inside, it can be easily distinguished by using an SEM (scanning electron microscope) or a TEM (transmission electron microscope). Tensile strength TS: It is preferable to use the bainite phase as the main phase in order to achieve a strength of 780 MPa or more and enhance the hole expansion property, and if the area ratio of the second phase structure is less than 20%, the phase at the time of hole expansion Macro stress concentration does not occur at the interface, and excellent hole expandability can be obtained.

次に、本発明の高強度熱延鋼板について、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：１．０〜４．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：１．０％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．３％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが望ましい。以下に、望ましい成分組成の限定理由について説明する。なお、とくに断らない限り、以下の成分組成を表す％は質量％を意味するものとする。 Next, regarding the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention, in terms of mass%, C: 0.04 to 0.2%, Si: 3.0% or less, Mn: 1.0 to 4.0%, P: 0. .A component composition containing 1% or less, S: 0.02% or less, Al: 1.0% or less, N: 0.01% or less, Ti: 0.3% or less, and the balance Fe and unavoidable impurities. It is desirable to have. The reasons for limiting the desirable component composition will be described below. Unless otherwise specified,% representing the following component composition shall mean mass%.

Ｃ：０．０４〜０．２％
Ｃは、焼入れ性を向上させることによってベイナイトの生成を促進する元素である。そのため、本発明では、Ｃ含有量を０．０４％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．２％を超えると、ベイナイトの生成制御が困難となり、マルテンサイト相またはマルテンサイト−オーステナイト混合相の生成が増加し、熱延鋼板の穴拡げ性が低下する。したがって、Ｃ含有量を０．０４〜０．２％とすることが好ましい。より好適な範囲は０．０４〜０．１８％である。 C: 0.04 to 0.2%
C is an element that promotes the formation of bainite by improving hardenability. Therefore, in the present invention, the C content is preferably 0.04% or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.2%, it becomes difficult to control the formation of bainite, the formation of the martensite phase or the martensite-austenite mixed phase increases, and the hole expansion property of the hot-rolled steel sheet decreases. Therefore, the C content is preferably 0.04 to 0.2%. A more preferred range is 0.04 to 0.18%.

Ｓｉ：３．０％以下
Ｓｉはフェライト生成を促進する元素であり、Ｓｉ含有量が３．０％を超えると、フェライトが生成し、熱延鋼板の穴拡げ性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は３．０％以下とすることが好ましい。より好適な範囲は０．１〜２．０％である。 Si: 3.0% or less Si is an element that promotes the formation of ferrite, and if the Si content exceeds 3.0%, ferrite is formed and the hole expansion property of the hot-rolled steel sheet deteriorates. Therefore, the Si content is preferably 3.0% or less. A more preferred range is 0.1 to 2.0%.

Ｍｎ：１．０〜４．０％
Ｍｎは、固溶して熱延鋼板の強度増加に寄与するとともに、焼入れ性向上によってベイナイトの生成を促進し、穴拡げ性を向上させる。このような効果を得るためには、Ｍｎ含有量を１．０％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が４．０％を超えると、ベイナイトの生成制御が困難となり、マルテンサイト相またはマルテンサイト−オーステナイト混合相が増加して熱延鋼板の穴拡げ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量を１．０〜４．０％とすることが好ましい。より好適には１．０〜３．０％である。 Mn: 1.0 to 4.0%
Mn dissolves in a solid solution and contributes to an increase in the strength of the hot-rolled steel sheet, and at the same time, promotes the formation of bainite by improving the hardenability and improves the hole expandability. In order to obtain such an effect, the Mn content is preferably 1.0% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 4.0%, it becomes difficult to control the formation of bainite, the martensite phase or the martensite-austenite mixed phase increases, and the hole expansion property of the hot-rolled steel sheet decreases. Therefore, the Mn content is preferably 1.0 to 4.0%. More preferably, it is 1.0 to 3.0%.

Ｐ：０．１％以下
Ｐは、固溶して熱延鋼板の強度増加に寄与する元素である。しかし、粒界、特に旧オーステナイト粒界に偏析し、加工性の低下を招く元素でもある。このため、Ｐ含有量を極力低くすることが好ましいが、０．１％までのＰの含有は許容できる。したがって、Ｐ含有量は０．１％以下とすることが好ましい。 P: 0.1% or less P is an element that dissolves in a solid solution and contributes to an increase in the strength of the hot-rolled steel sheet. However, it is also an element that segregates at the grain boundaries, especially the former austenite grain boundaries, and causes a decrease in workability. Therefore, it is preferable to reduce the P content as much as possible, but the content of P up to 0.1% is acceptable. Therefore, the P content is preferably 0.1% or less.

Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、ＴｉやＭｎと結合して粗大な硫化物を形成し、熱延鋼板の穴拡げ性を低下させる。そのため、Ｓ含有量を極力低くすることが好ましいが、０．０２％まで含有することは許容できる。したがって、Ｓ含有量を０．０２％以下とすることが好ましい。より好適には０．００５％以下である。 S: 0.02% or less S combines with Ti and Mn to form coarse sulfide, which reduces the hole expandability of the hot-rolled steel sheet. Therefore, it is preferable to reduce the S content as much as possible, but it is acceptable to contain up to 0.02%. Therefore, the S content is preferably 0.02% or less. More preferably, it is 0.005% or less.

Ａｌ：１．０％以下
Ａｌの過剰な添加は酸化物系介在物の増加を招き、熱延鋼板の穴拡げ性を低下させるとともに、疵の発生原因となる。したがって、Ａｌ含有量を１．０％以下とすることが好ましい。より好適には０．００５〜０．１％である。 Al: 1.0% or less Excessive addition of Al causes an increase in oxide-based inclusions, reduces the hole-expandability of the hot-rolled steel sheet, and causes defects. Therefore, the Al content is preferably 1.0% or less. More preferably, it is 0.005 to 0.1%.

Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、高温でＴｉと結合して粗大な窒化物になり易く、熱延鋼板の穴拡げ性を低下させる。このため、Ｎ含有量を０．０１％以下とすることが好ましい。より好適には０．００５％以下である。 N: 0.01% or less N tends to combine with Ti at a high temperature to form a coarse nitride, which lowers the hole expansion property of the hot-rolled steel sheet. Therefore, the N content is preferably 0.01% or less. More preferably, it is 0.005% or less.

Ｔｉ：０．３％以下
Ｔｉ含有量が０．３％を超えると、旧オーステナイト粒の再結晶温度が高くなり、仕上圧延によりオーステナイト粒が扁平してしまい、穴拡げ性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量を０．３％以下とすることが好ましい。より好適には０．０２〜０．１５％である。 Ti: 0.3% or less When the Ti content exceeds 0.3%, the recrystallization temperature of the old austenite grains becomes high, the austenite grains are flattened by finish rolling, and the hole expansion property is lowered. Therefore, the Ti content is preferably 0.3% or less. More preferably, it is 0.02 to 0.15%.

本発明はさらに必要に応じて、以下に述べる元素を適宜含有してもよい。 The present invention may further appropriately contain the elements described below, if necessary.

Ｖ：０．０３〜１．０％
Ｖは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であるこれらの効果を発現させるためには、Ｖ含有量を０．０３％以上とすることが好ましい。一方、含有量が１．０％を超えると、旧オーステナイト粒の再結晶温度が高くなりすぎ、仕上圧延完了後のオーステナイト粒のアスペクト比が５．０を超えてしまい、穴拡げ性が低下する場合がある。したがって、Ｖを含有する場合は、１．０％以下とする。 V: 0.03 to 1.0%
V is an element having an action of improving the strength of the steel sheet by precipitation strengthening or solid solution strengthening. In order to exhibit these effects, the V content is preferably 0.03% or more. On the other hand, if the content exceeds 1.0%, the recrystallization temperature of the old austenite grains becomes too high, the aspect ratio of the austenite grains after the finish rolling is completed exceeds 5.0, and the hole expansion property is lowered. In some cases. Therefore, when V is contained, it is set to 1.0% or less.

Ｎｂ：０．００５〜０．１８％
Ｎｂは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる作用を有する元素である。これらの効果を発現させるためには、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、含有量が０．１８％を超えると、旧オーステナイト粒の再結晶温度が高くなりすぎて、仕上圧延完了後のオーステナイト粒のアスペクト比が５．０を超えてしまい、穴拡げ性が低下する場合がある。したがって、Ｎｂを含有する場合は、０．１８％以下とする。 Nb: 0.005 to 0.18%
Nb is an element having an action of improving the strength of the steel sheet by precipitation strengthening or solid solution strengthening. In order to exhibit these effects, the Nb content is preferably 0.005% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.18%, the recrystallization temperature of the old austenite grains becomes too high, and the aspect ratio of the austenite grains after the finish rolling is completed exceeds 5.0, and the hole expandability is lowered. May be done. Therefore, when Nb is contained, it should be 0.18% or less.

Ｃｒ：０．１〜１．０％
Ｃｒは、炭化物を形成して熱延鋼板の高強度化に寄与するとともに、焼入れ性向上によってベイナイトの生成を促進し、ベイナイト粒内へのＦｅ系炭化物析出を促進する元素である。これらの効果を発現させるためには、Ｃｒ含有量を０．１％以上とすることが好ましい。一方、含有量が１．０％を超えると、マルテンサイト相が生成しやすくなり、熱延鋼板の穴拡げ性が低下する場合がある。したがって、Ｃｒを含有する場合は、１．０％以下とする。 Cr: 0.1 to 1.0%
Cr is an element that forms carbides and contributes to increasing the strength of hot-rolled steel sheets, promotes the formation of bainite by improving hardenability, and promotes the precipitation of Fe-based carbides in bainite grains. In order to exhibit these effects, the Cr content is preferably 0.1% or more. On the other hand, if the content exceeds 1.0%, the martensite phase is likely to be formed, and the hole expansion property of the hot-rolled steel sheet may be lowered. Therefore, when Cr is contained, it is set to 1.0% or less.

Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは、旧オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成・成長を抑制し、熱延鋼板の強度と穴広げ性向上に寄与する元素である。これらの効果を発現させるためには、Ｂ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方で、含有量が０．００５０％を超えると、効果が飽和する。したがって、Ｂを含有する場合は、０．００５０％以下とする。 B: 0.0005 to 0.0050%
B is an element that segregates at the old austenite grain boundaries, suppresses the formation and growth of ferrite, and contributes to the improvement of the strength and hole expandability of the hot-rolled steel sheet. In order to exhibit these effects, the B content is preferably 0.0005% or more. On the other hand, when the content exceeds 0.0050%, the effect is saturated. Therefore, when B is contained, it is set to 0.0050% or less.

Ｍｏ：０．０５〜０．５０％
Ｍｏは、焼入れ性の向上を通じてベイナイト相の形成を促進し、熱延鋼板の強度と穴広げの向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｍｏ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。一方で、含有量が０．５０％を超えると、マルテンサイト相が生成しやすくなり、熱延鋼板の穴拡げ性が低下する場合がある。したがって、Ｍｏを含有する場合は、０．５０％以下とする。 Mo: 0.05 to 0.50%
Mo promotes the formation of the bainite phase through the improvement of hardenability, and contributes to the improvement of the strength and hole expansion of the hot-rolled steel sheet. In order to obtain such an effect, the Mo content is preferably 0.05% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.50%, the martensite phase is likely to be formed, and the hole expansion property of the hot-rolled steel sheet may be lowered. Therefore, when Mo is contained, it is 0.50% or less.

Ｃｕ：０．０１〜０．３０％
Ｃｕは、固溶して熱延鋼板の強度増加に寄与する元素である。また、Ｃｕは、焼入れ性の向上を通じてベイナイト相の形成を促進し、強度と穴広げ性の向上に寄与する。これらの効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方で、含有量が０．３０％を超えると、熱延鋼板の表面性状の劣化を招く場合がある。したがって、Ｃｕを含有する場合は、０．３０％以下とする。 Cu: 0.01-0.30%
Cu is an element that dissolves in solid solution and contributes to increasing the strength of hot-rolled steel sheets. In addition, Cu promotes the formation of a bainite phase through the improvement of hardenability, and contributes to the improvement of strength and hole expandability. In order to obtain these effects, the Cu content is preferably 0.01% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.30%, the surface texture of the hot-rolled steel sheet may be deteriorated. Therefore, when Cu is contained, it is set to 0.30% or less.

Ｎｉ：０．０１〜０．５０％
Ｎｉは、固溶して熱延鋼板の強度増加に寄与する元素である。また、Ｎｉは、焼入れ性の向上を通じてベイナイト相の形成を促進し、強度と穴広げ性の向上に寄与する。これらの効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方で、含有量が０．５０％を超えると、マルテンサイト相が生成しやすくなり、熱延鋼板の穴拡げ性が低下する場合がある。したがって、Ｎｉを含有する場合は、０．５０％以下とする。 Ni: 0.01 to 0.50%
Ni is an element that dissolves in solid solution and contributes to increasing the strength of hot-rolled steel sheets. In addition, Ni promotes the formation of the bainite phase through the improvement of hardenability, and contributes to the improvement of strength and hole expanding property. In order to obtain these effects, the Ni content is preferably 0.01% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.50%, the martensite phase is likely to be formed, and the hole expansion property of the hot-rolled steel sheet may be lowered. Therefore, when Ni is contained, the content is 0.50% or less.

Ｓｂ：０．０００２〜０．０２００％
Ｓｂは、スラブ加熱段階でスラブ表面の窒化を抑制する効果を有し、その結果、スラブ表層部のＢＮの析出が抑制される。また、固溶Ｂが存在することにより熱延鋼板表層部においてもベイナイトの生成に必要な焼入れ性を得ることができ、熱延鋼板の強度と穴広げ性を向上させる。このような効果の発現のためにはその量を０．０００２％以上とすることが好ましい。一方で、含有量が０．０２００％を超えると、圧延荷重の増大を招き、生産性を低下させる場合がある。したがって、Ｓｂを含有する場合は、０．０２００％以下とする。 Sb: 0.0002 to 0.0200%
Sb has an effect of suppressing nitriding of the slab surface at the slab heating step, and as a result, precipitation of BN on the slab surface layer portion is suppressed. Further, due to the presence of the solid solution B, the hardenability required for the formation of bainite can be obtained even in the surface layer portion of the hot-rolled steel sheet, and the strength and hole-expandability of the hot-rolled steel sheet are improved. In order to exhibit such an effect, the amount is preferably 0.0002% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.0200%, the rolling load may increase and the productivity may decrease. Therefore, when Sb is contained, it should be 0.0200% or less.

残部はＦｅおよび不可避的不純物とする。 The rest is Fe and unavoidable impurities.

本発明の他の実施形態として、対象材（本発明が対象とする高強度熱延鋼板）に対して先行するシートバー（先行材）と後続のシートバー（後行材）を接合し連続して仕上圧延を行うための接合装置やそれに付随する設備がある場合について、説明する。なお、本発明において、「対象材」は先行材とのみ接合されている場合、「後行材」とのみ接合されている場合、「先行材」と「後行材」の両者と接合されている場合のいずれの場合も含む。 As another embodiment of the present invention, the preceding sheet bar (preceding material) and the succeeding sheet bar (successor material) are joined to the target material (high-strength hot-rolled steel sheet targeted by the present invention) to be continuous. A case where there is a joining device for performing finish rolling and equipment associated therewith will be described. In the present invention, when the "target material" is joined only to the preceding material, when it is joined only to the "following material", it is joined to both the "leading material" and the "following material". Including any case where there is.

図２に示す熱間圧延設備では、粗圧延機２と仕上圧延機３との間に、コイルボックス６および接合装置７が配置される。コイルボックス６は、粗圧延機による粗圧延を終えた先行材を巻き取って、対象材の粗圧延が終了するまで先行材を待機させる設備である。これにより、先行材の温度低下を抑えることができる。接合装置７は、先行材の尾端部に、対象材の先端部を接合するための設備である。例えば、先行材と対象材の接合部近傍を誘導加熱装置により加熱して、それらを突き合わせして押圧することで、先行材に対象材を接合することができる。さらに、対象材がコイルボックス６に巻き取られた後には、後行材の粗圧延が終了するまで待機し、接合装置７により対象材の尾端部に、後行材の先端部を接合することで、複数のシートバーを接続することができる。なお、接合装置７には、押圧による接合を容易にするために、前材の尾端部と後材の先端部を切り落とすクロップシャーや、押圧部を拘束するクランプ装置が併設される場合がある。 In the hot rolling equipment shown in FIG. 2, a coil box 6 and a joining device 7 are arranged between the rough rolling mill 2 and the finishing rolling mill 3. The coil box 6 is a facility that winds up the preceding material that has been roughly rolled by the rough rolling machine and makes the preceding material stand by until the rough rolling of the target material is completed. As a result, the temperature drop of the preceding material can be suppressed. The joining device 7 is a device for joining the tip end portion of the target material to the tail end portion of the preceding material. For example, the target material can be joined to the preceding material by heating the vicinity of the joint portion between the preceding material and the target material with an induction heating device and pressing them against each other. Further, after the target material is wound around the coil box 6, it waits until the rough rolling of the trailing material is completed, and the joining device 7 joins the tip end portion of the trailing material to the tail end portion of the target material. By doing so, a plurality of seat bars can be connected. In addition, in order to facilitate joining by pressing, the joining device 7 may be provided with a crop shear that cuts off the tail end portion of the front material and the tip end portion of the rear material, and a clamp device that restrains the pressing portion. ..

図２に示す熱間圧延設備では、このようにして先行材と後行材とを対象材に接合した状態で、仕上圧延機３により連続圧延を行う。なお、ランアウトテーブル４とコイラー５の間には、切断装置８が配置される。これにより、前材と後材は、接合部近傍で走間での切断が行われてからコイラー５により巻き取られる。 In the hot rolling equipment shown in FIG. 2, continuous rolling is performed by the finishing rolling mill 3 in a state where the leading lumber and the trailing lumber are joined to the target lumber in this way. A cutting device 8 is arranged between the runout table 4 and the coiler 5. As a result, the front material and the rear material are taken up by the coiler 5 after being cut between runs in the vicinity of the joint portion.

図２に示す熱間圧延設備を用いて本発明の高強度熱延鋼板を製造する場合、本発明の高強度熱延鋼板を「対象材」、「対象材」に先行するシートバーを「先行材」、「対象材」の後続のシートバーを「後行材」として、「対象材」は少なくとも「先行材」および「後行材」のいずれかと接合されて仕上圧延が行われる場合について説明する。 When the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention is manufactured using the hot-rolled equipment shown in FIG. Explains the case where the "target material" is joined to at least one of the "preceding material" and the "following material" and the finish rolling is performed, with the sheet bar following the "material" and the "target material" as the "following material". do.

本発明の高強度熱延鋼板を製造する場合、対象材を粗圧延機により板厚３０〜４０ｍｍのシートバーまで圧延した後に、先行材のシートバーの尾端部または後行材のシートバーの先端部と接合し、その後仕上圧延機３により連続的に熱間圧延を行う。先行材のシートバーの尾端部と接合する場合には、対象材の先端部が仕上圧延機３を通過する際に、先行材のシートバーの定常部に対して圧延速度を低下させる必要がないので、対象材のシートバーの先端部から定常部にかけての温度履歴を均一化することができ、長手方向で材質の変動が小さい高強度熱延鋼板を製造することができる。また、対象材のシートバーの先端部の各スタンドに対する通板作業をなくすことができるので、圧延中のスリップのリスクが減り、第１スタンドおよび第２スタンドにおける対象材のシートバーの先端部の圧下率を大きくすることが容易になる。 In the case of producing the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention, after rolling the target material to a sheet bar having a plate thickness of 30 to 40 mm by a rough rolling machine, the tail end of the leading material sheet bar or the trailing material sheet bar After joining with the tip portion, hot rolling is continuously performed by the finishing rolling mill 3. When joining with the tail end of the sheet bar of the preceding material, it is necessary to reduce the rolling speed with respect to the stationary portion of the sheet bar of the preceding material when the tip of the target material passes through the finishing rolling mill 3. Therefore, the temperature history from the tip of the sheet bar of the target material to the stationary portion can be made uniform, and a high-strength hot-rolled steel sheet with small material fluctuation in the longitudinal direction can be manufactured. In addition, since it is possible to eliminate the plate passing work for each stand at the tip of the seat bar of the target material, the risk of slipping during rolling is reduced, and the tip of the seat bar of the target material at the first stand and the second stand It becomes easy to increase the rolling reduction rate.

一方、対象材の尾端部を後行材のシートバーの先端部と接合する場合には、対象材のシートバーの尾端部が仕上圧延機３を通過する際に、対象材のシートバーの定常部と同一の圧延速度で通過させることができるので、対象材のシートバーの定常部から尾端部にかけての温度履歴を均一化することができ、長手方向で材質の変動が小さい高強度熱延鋼板を製造することができる。また、対象材のシートバーの尾端部の各スタンドに対する尻抜け作業をなくすことができるので、圧延中のスリップのリスクが減り、第１スタンドおよび第２スタンドにおける対象材のシートバーの尾端部の圧下率を大きくすることが容易になる。 On the other hand, when the tail end of the target material is joined to the tip of the seat bar of the trailing material, the seat bar of the target material passes through the finishing rolling mill 3. Since it can be passed at the same rolling speed as the stationary part of the target material, the temperature history from the stationary part to the tail end of the sheet bar of the target material can be made uniform, and the material has little variation in the longitudinal direction. A hot-rolled steel sheet can be manufactured. In addition, since it is possible to eliminate the tail slipping work for each stand at the tail end of the seat bar of the target material, the risk of slipping during rolling is reduced, and the tail end of the seat bar of the target material at the first stand and the second stand. It becomes easy to increase the rolling reduction rate of the part.

対象となるシートバーと接合する先行材または後行材は、成分組成や製品強度などが同種の鋼材であっても、異なる鋼材であってもよいが、成分組成は上述した成分組成であることが好ましい。 The leading material or trailing material to be joined to the target seat bar may be a steel material having the same component composition or product strength, or a steel material having a different component composition, but the component composition shall be the above-mentioned component composition. Is preferable.

本発明においては、図２の熱間圧延設備を用いて高強度熱延鋼板を製造することがより好ましい。すなわち、対象材を先行材のシートバーの尾端部および後行材のシートバーの先端部と接合して、仕上圧延機３により対象材の先端部および尾端部が接合された状態で連続的に熱間圧延を行うのが、より好ましい。図２の熱間圧延設備を用いて高強度熱延鋼板を製造することにより、先端部から尾端部に至るまでの材質の均一性をより向上させることができ、鋼帯の長手方向における圧下率を一定に維持しやすい。 In the present invention, it is more preferable to manufacture a high-strength hot-rolled steel sheet using the hot rolling equipment shown in FIG. That is, the target material is joined to the tail end of the seat bar of the preceding material and the tip of the seat bar of the trailing material, and the tip and tail ends of the target material are continuously joined by the finishing rolling mill 3. It is more preferable to perform hot rolling. By manufacturing a high-strength hot-rolled steel sheet using the hot rolling equipment shown in FIG. 2, the uniformity of the material from the tip to the tail can be further improved, and the reduction in the longitudinal direction of the steel strip can be further improved. It is easy to keep the rate constant.

表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によりスラブ（鋼片）とし、図１に示す熱間圧延設備にて熱間圧延を施した。具体的には、厚さ２６０ｍｍのスラブを加熱炉１で１１８０℃まで加熱した後、粗圧延機２により表２に示す厚さのシートバーとなるように圧延した後、さらに７スタンドを備える仕上圧延機３により表２に示す圧下率にて厚さ２．９ｍｍまで圧延した。圧延後、ランアウトテーブル４にて４１０〜４８０℃の範囲となるように水冷を行い巻取り装置５にて巻き取った。巻取状態で室温まで冷却した鋼板から、試験片を切り出し、組織観察、引張試験、穴拡げ試験を実施した。 The molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a converter to form a slab (steel piece) by a continuous casting method, and hot-rolled in the hot rolling equipment shown in FIG. Specifically, a slab having a thickness of 260 mm is heated to 1180 ° C. in a heating furnace 1, rolled by a rough rolling mill 2 to obtain a sheet bar having a thickness shown in Table 2, and then finished with 7 stands. The rolling mill 3 rolled to a thickness of 2.9 mm at the rolling reduction ratio shown in Table 2. After rolling, it was water-cooled on the runout table 4 so as to be in the range of 410 to 480 ° C., and wound by the winding device 5. A test piece was cut out from a steel sheet cooled to room temperature in a wound state, and a microstructure observation, a tensile test, and a hole expansion test were carried out.

組織観察については、熱延鋼板から光学顕微鏡用試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、腐食液（ピクリン酸、界面活性剤、シュウ酸を含有する水溶液）で旧オーステナイト組織を現出させ、板厚１／４位置にて光学顕微鏡を用い、４００倍の倍率で５視野撮影して、旧オーステナイト粒を楕円に近似し、すなわち、粒の最長部を長径とし、最短部を短径とし、（長径）／（短径）をアスペクト比として測定した。得られた各旧オーステナイト粒のアスペクト比を算術平均した値を、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比とした。 For microstructure observation, a test piece for an optical microscope is taken from a hot-rolled steel plate, the cross section of the plate thickness parallel to the rolling direction is polished, and then austenite is used in a corrosive solution (an aqueous solution containing picric acid, a surfactant, and oxalic acid). The structure is exposed, and an optical microscope is used at a plate thickness of 1/4, and 5 fields are photographed at a magnification of 400 times to approximate the old austenite grains to an ellipse. The portion was taken as the minor axis, and (major axis) / (minor axis) was measured as the aspect ratio. The value obtained by arithmetically averaging the aspect ratios of the obtained former austenite grains was taken as the average aspect ratio of the former austenite grains.

引張試験については、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ＪＩＳ５号試験片（ＧＬ：５０ｍｍ）を採取し、ＪＩＳＺ２２４１（２０１１）の規定に準拠して引張試験を行い、引張強さを求めた。 Regarding the tensile test, a JIS No. 5 test piece (GL: 50 mm) is collected from the hot-rolled steel sheet so that the tensile direction is perpendicular to the rolling direction, and the tensile test is performed in accordance with the provisions of JIS Z 2241 (2011). The tensile strength was determined.

穴拡げ試験については、試験片の中央に１０ｍｍ径の穴を打ち抜き、頂角６０°の円錐ポンチでこの穴をクラックが断面を貫通するまで押し拡げ、穴直径の増加割合を調べた。穴拡げ率λは式（３）で定義される。
λ＝１００×（φ１―φ０）／φ０（３）
λ：穴拡げ率（％）
φ０：初期穴直径（ｍｍ）
φ１：クラックが断面を貫通した時点の穴直径（ｍｍ）
穴拡げ率λが８０％以上のものを合格（〇または◎）とし、なかでも穴拡げ率λが９５％以上ものを合格（◎）とした。なお、穴拡げ率λが８０％未満のものを不合格（×）とした。 In the hole expansion test, a hole having a diameter of 10 mm was punched in the center of the test piece, and the hole was expanded with a conical punch having an apex angle of 60 ° until the crack penetrated the cross section, and the rate of increase in the hole diameter was examined. The hole expansion rate λ is defined by Eq. (3).
λ = 100 × (φ1-φ0) / φ0 (3)
λ: Hole expansion rate (%)
φ0: Initial hole diameter (mm)
φ1: Hole diameter (mm) when the crack penetrates the cross section
Those with a hole expansion rate λ of 80% or more were evaluated as acceptable (○ or ⊚), and those with a hole expansion rate λ of 95% or more were evaluated as acceptable (⊚). Those having a hole expansion rate λ of less than 80% were regarded as rejected (x).

表２に結果を示す。 The results are shown in Table 2.

表２の結果から、本発明例についてはいずれも穴拡げ性を満足した。 From the results in Table 2, all of the examples of the present invention satisfied the hole expandability.

表３に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によりスラブ（鋼片）とし、図２に示す熱間圧延設備にて熱間圧延を施した。本実施例では、同一の成分組成および製品目標寸法を有する鋼片を３本連続して圧延を行った。具体的には、厚さ２６０ｍｍのスラブを加熱炉１で１２３０℃まで加熱した後、粗圧延機２により表４に示す厚さのシートバーとなるように圧延した。その際、１本目の鋼片についての粗圧延後のシートバーＡをコイルボックス６に巻き取って待機させた後、２本目の鋼片についての粗圧延後のシートバーＢを同様に巻き取る。一方で、先行材であるシートバーＡはコイルボックスから払い出し、シートバーＡの尾端部とシートバーＢの先端部とを接合装置７により接合し、その後、仕上圧延機３によりシートバーＡ、接合部、シートバーＢの順に連続的に圧延が行われる。さらに、その間に、３本目の鋼片についての粗圧延後のシートバーＣがコイルボックス６で巻き取られ、上記と同様に、シートバーＢの尾端部とシートバーＣの先端部を接合装置７により接合し、仕上圧延機３により連続的な圧延が行われる。これにより、少なくともシートバーＡの尾端部、シートバーＢの先端部および尾端部、シートバーＣの先端部については、連続圧延が行われたことになる。なお、シートバーＢが「対象材」、シートバーＡが「先行材」、シートバーＣが「後行材」に相当する。したがって、本実施例における、材料試験の対象はシートバーＢである。 The molten steel having the composition shown in Table 3 was melted in a converter to form a slab (steel piece) by a continuous casting method, and hot-rolled by the hot rolling equipment shown in FIG. In this example, three steel pieces having the same composition and product target dimensions were continuously rolled. Specifically, a slab having a thickness of 260 mm was heated to 1230 ° C. in a heating furnace 1 and then rolled by a rough rolling mill 2 so as to have a sheet bar having a thickness shown in Table 4. At that time, the sheet bar A after rough rolling of the first steel piece is wound around the coil box 6 to stand by, and then the sheet bar B after rough rolling of the second steel piece is wound in the same manner. On the other hand, the seat bar A, which is the preceding material, is discharged from the coil box, the tail end portion of the seat bar A and the tip end portion of the seat bar B are joined by the joining device 7, and then the seat bar A, by the finishing rolling mill 3. Rolling is continuously performed in the order of the joint portion and the sheet bar B. Further, in the meantime, the seat bar C after rough rolling of the third steel piece is wound by the coil box 6, and the tail end portion of the seat bar B and the tip end portion of the seat bar C are joined to each other in the same manner as described above. 7 is used for joining, and the finishing rolling mill 3 is used for continuous rolling. As a result, at least the tail end portion of the seat bar A, the tip end portion and the tail end portion of the seat bar B, and the tip end portion of the seat bar C are continuously rolled. The seat bar B corresponds to the "target material", the seat bar A corresponds to the "preceding material", and the seat bar C corresponds to the "sequential material". Therefore, the subject of the material test in this example is the seat bar B.

このとき、仕上圧延機３は７スタンドの圧延機から構成されており、上記シートバーＡ〜Ｃはいずれも板厚２．４ｍｍまで圧延された。その後、ランアウトテーブル４にて巻取り温度が４１０〜４８０℃の範囲となるように水冷を行い、接合部にて切断後、巻取り装置５にて巻き取った。巻取り状態で室温まで冷却した鋼板として、シートバーＢの先端部から、表４の試験Ｎｏ．１〜１２で示した試験片を切り出し、実施例１と同じ手法で組織観察、引張試験、穴拡げ試験を実施した。 At this time, the finishing rolling mill 3 was composed of a 7-stand rolling mill, and all of the seat bars A to C were rolled to a plate thickness of 2.4 mm. Then, it was water-cooled on the runout table 4 so that the winding temperature was in the range of 410 to 480 ° C., cut at the joint, and then wound by the winding device 5. As a steel sheet cooled to room temperature in the wound state, from the tip of the seat bar B, the test No. The test pieces shown in 1 to 12 were cut out, and a tissue observation, a tensile test, and a hole expansion test were carried out by the same method as in Example 1.

表４に結果を示す。 The results are shown in Table 4.

表４の結果から、本発明例については、いずれも優れた穴拡げ性を示した。 From the results in Table 4, all of the examples of the present invention showed excellent hole expandability.

実施例２における、表４の試験Ｎｏ．１０について、シートバーＢから製造された熱延鋼板の長手方向から、先端部および尾端部を含む任意の５か所から試験片を採取し、鋼板の引張試験を行い、引張強さを求めた。引張試験の方法は上記と同じである。その結果、引張強さは９８８〜１００８ＭＰａの範囲にあり、熱延鋼板の長手方向で２０ＭＰａのばらつきとなった。一方、シートバー厚、第１スタンド圧下率、第２スタンド圧下率および第３スタンド以降の合計圧下率、シートバーの先端部の仕上圧延入側温度を、試験Ｎｏ．１０と同一に設定して、先端部または尾端部を接合しない圧延（バッチ圧延）を行った。その結果、引張強さは、９６８〜１０２６ＭＰａの範囲で変動し、熱延鋼板の長手方向では５８ＭＰａのばらつきが生じた。したがって、図２の熱間圧延設備を用いて熱間圧延することにより、鋼板の材質の均一性をより向上させることができる。 Test No. of Table 4 in Example 2. For No. 10, test pieces were collected from any five locations including the tip and tail ends from the longitudinal direction of the hot-rolled steel sheet manufactured from the sheet bar B, and the steel sheet was subjected to a tensile test to determine the tensile strength. rice field. The method of the tensile test is the same as above. As a result, the tensile strength was in the range of 988 to 1008 MPa, and the variation was 20 MPa in the longitudinal direction of the hot-rolled steel sheet. On the other hand, the thickness of the seat bar, the reduction rate of the first stand, the reduction rate of the second stand, the total reduction rate after the third stand, and the temperature of the finish rolling inlet side of the tip of the seat bar were determined by the test No. Rolling (batch rolling) was performed without joining the tip end portion or the tail end portion while setting the same as No. 10. As a result, the tensile strength fluctuated in the range of 968 to 1026 MPa, and a variation of 58 MPa occurred in the longitudinal direction of the hot-rolled steel sheet. Therefore, the uniformity of the material of the steel sheet can be further improved by hot rolling using the hot rolling equipment shown in FIG.

１加熱炉
２粗圧延機
３仕上圧延機
４ランアウトテーブル
５巻取り装置（コイラー）
６コイルボックス
７接合装置
８切断装置 1 Heating furnace 2 Rough rolling mill 3 Finish rolling mill 4 Runout table 5 Winding device (coiler)
6 Coil box 7 Joining device 8 Cutting device

Claims

高強度熱延鋼板の製造方法であって、
加熱炉において、鋼片を１１５０℃以上に加熱した後に、粗圧延機により板厚３０〜４０ｍｍのシートバーまで圧延し、
少なくとも５スタンド以上を備える仕上圧延機を用いて、
仕上圧延入側温度が１０００〜１１５０℃、
前記仕上圧延機の第１スタンドの圧下率を４０〜６０％、第２スタンドの圧下率を４０〜６０％とすると共に、第３スタンド以降での総圧下率を７５％未満で熱間圧延を行い、
該熱間圧延後に３５０〜５３０℃の冷却停止温度まで冷却した後に、巻取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。 A method for manufacturing high-strength hot-rolled steel sheets.
In the heating furnace, the steel pieces are heated to 1150 ° C. or higher, and then rolled by a rough rolling mill to a sheet bar having a plate thickness of 30 to 40 mm.
Using a finishing rolling mill equipped with at least 5 stands,
Finish rolling inlet temperature is 1000-1150 ℃,
The reduction rate of the first stand of the finishing rolling mill is 40 to 60%, the reduction rate of the second stand is 40 to 60%, and the total reduction rate of the third and subsequent stands is less than 75% for hot rolling. Do,
A method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet, which comprises cooling to a cooling shutdown temperature of 350 to 530 ° C. after the hot rolling and then winding.

前記高強度熱延鋼板の組織は、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が１．３以上５．０以下であり、ベイナイト相の面積率が８０％以上であることを特徴とする請求項１に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。 The structure of the high-strength hot-rolled steel sheet according to claim 1, wherein the average aspect ratio of the former austenite grains is 1.3 or more and 5.0 or less, and the area ratio of the bainite phase is 80% or more. Method of manufacturing high-strength hot-rolled steel sheet.

前記高強度熱延鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：１．０〜４．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：１．０％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．３％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。 The composition of the high-strength hot-rolled steel sheet is C: 0.04 to 0.2%, Si: 3.0% or less, Mn: 1.0 to 4.0%, P: 0.1 in mass%. % Or less, S: 0.02% or less, Al: 1.0% or less, N: 0.01% or less, Ti: 0.3% or less, and the balance is Fe and unavoidable impurities. The method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet according to claim 1 or 2.

前記第２スタンド入側における鋼板温度Ｔｐ２［℃］と、前記第１スタンドで圧延された後の鋼板が、前記第１スタンドを出てから第２スタンドに搬送されるまでの時間Ｔ［秒］が、下記式（１）を満足することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
Ｔｐ２≧１１００−１００×ｌｏｇ_１０（Ｔ）（１） The steel sheet temperature Tp2 [° C.] on the entrance side of the second stand and the time T [seconds] from when the steel sheet rolled in the first stand to being conveyed to the second stand after leaving the first stand. However, the method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the method satisfies the following formula (1).
Tp2 ≧ 1100-100 × log ₁₀ (T) (1)

前記シートバーは、先行材のシートバーの尾端部または後行材のシートバーの先端部と接合された後に、前記仕上圧延機を用いて熱間圧延を行うことを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の高強度熱延鋼板の製造方法。 Claim 1 is characterized in that the seat bar is hot-rolled using the finishing rolling mill after being joined to the tail end portion of the seat bar of the preceding material or the tip end portion of the seat bar of the trailing material. 4. The method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet according to any one of 4.