JP2014031538A - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】伸びフランジ成形に適した、穴広げ性と高い降伏比を有する安価な高強度熱延鋼板を、表面品質を損なわずに提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.010〜0.20％、Si：0.001〜0.50％、Mn：0.001〜0.64％、sol.Al：0.001〜0.50％、Ti：0.100〜0.50％、Nb：0〜0.090％、Ｖ：0〜0.50％を含有し、残部がFeおよび不純物からなり、かつＣ、Ti、NbおよびＶの含有量が下記式(1)を満足する化学組成と、面積率80％以上のポリゴナルフェライト、残部がベイニティックフェライト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトの一種以上からなる鋼組織を有する。−0.030≦Ｃ*≦0.030・・・(1)。Ｃ*＝Ｃ−12.01（Ti／47.88＋Nb／92.91＋Ｖ／50.94）・・・(2)
【選択図】図１
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.010〜0.20％、Si：0.001〜0.50％、Mn：0.001〜0.64％、sol.Al：0.001〜0.50％、Ti：0.100〜0.50％、Nb：0〜0.090％、Ｖ：0〜0.50％を含有し、残部がFeおよび不純物からなり、かつＣ、Ti、NbおよびＶの含有量が下記式(1)を満足する化学組成と、面積率80％以上のポリゴナルフェライト、残部がベイニティックフェライト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトの一種以上からなる鋼組織を有する。−0.030≦Ｃ*≦0.030・・・(1)。Ｃ*＝Ｃ−12.01（Ti／47.88＋Nb／92.91＋Ｖ／50.94）・・・(2)
【選択図】図１
Description
本発明は熱延鋼板およびその製造方法に関する。より具体的には、本発明は、主として自動車用鋼板においてプレス加工等により様々な形状に成形される、特に足回り部品に好適な、穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板に関する。
比較的安価に製造される熱延鋼板は、自動車をはじめとする各種の産業機器に広く使用されている。近年、地球温暖化対策に伴う二酸化炭素排出量規制の観点から、自動車の燃費向上が求められており、車体の軽量化と衝突安全性確保のために、高強度熱延鋼板の適用が拡大しつつある。
言うまでもなく、自動車用部品に供される鋼板においては、強度だけでなく、プレス成形性や溶接性等、部品成形時に要求される各種施工性が満足されなければならない。足回り部品のプレス成形に関しては、伸びフランジ成形およびバーリング成形の使用頻度が極めて高いため、同部品に供される高強度熱延鋼板には優れた穴広げ性が要求される。
また、高強度鋼板は、耐衝突特性を要求される部品や大入力時に塑性変形することを避ける必要がある部品に適用される場合があり、このような用途に供される場合には降伏比（ＹＲ）が高いことが要求される。したがって、高強度熱延鋼板にも高い降伏比が要求される場合がある。
一般に、高強度熱延鋼板においては、高い降伏比と優れた穴広げ性を両立させるため、鋼組織をフェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイトなどの単相系組織とし、Ｍｎ，Ｓｉ等の固溶強化、および／またはＴｉ，Ｎｂ，Ｖ等の炭化物あるいはＣｕによる析出強化により、前記母相を均一に強化することが志向される。以下にその開発例を示す。
特許文献１には、実質的にフェライト単相からなる鋼組織に、Ｍｏを含むＴｉ炭化物を均一微細に分散させることを特徴とした、穴広げ性に優れるとされる高強度熱延鋼板に関する技術が開示されている。しかし、Ｍｏという極めて高価な合金元素の添加を必須とするため、この技術は経済的な観点から量産に適さない。
特許文献２には、所定のＭｎ、Ｓｉ量を含有するＴｉ添加鋼について、仕上熱延〜巻取までの冷却を適切に制御することで、鋼組織をフェライト＋ベイナイトとし、さらにＴｉＣを微細析出させることにより、伸びおよび伸びフランジ性を向上させたとされる高強度熱延鋼板に関する技術が開示されている。しかし、この特許文献では、足回り用熱延鋼板に必要な特性の一つである降伏比に関しては考慮されていない。
特許文献３には、ＭｎおよびＳｉ含有量を低減し、かつＴｉとともにＢを一定量添加することによりＴｉＣの粗大化を抑制した、穴広げ性に優れるとされる高強度熱延鋼板に関する技術が開示されている。しかし、Ｂはオーステナイトの再結晶を抑制する効果があり、同様の効果を有するＴｉと複合添加すると、熱間圧延時の圧延加重が著しく上昇し、熱延ミルへの負荷増大を招くため、操業トラブルを引き起こす場合がある。また、Ｂは、わずか数ｐｐｍの添加量変動により最終製品の強度が変化するため、鋼板のロバスト性を悪化させる。このような鋼は量産に適さない。
特許文献４には、多量のＳｉ，Ｍｎ，およびＴｉを含有する鋼を適切な冷却条件にて冷却し、鋼組織をグラニュラーベイニティックフェライト単相組織とすることで、高い降伏比と優れた穴広げ性を有するとされる高強度熱延鋼板に関する技術が開示されている。しかし、グラニュラーベイニティックフェライト組織を得るために多量のＳｉ，Ｍｎを含有させる必要があるため、この技術は合金コストの増大を招く。
ところで、多量のＳｉを含有する鋼を加熱すると、鋼板表面を覆うＦｅＯと地鉄との界面にＦｅＯ−Ｆｅ2ＳｉＯ4共晶化合物層が形成され、通常のデスケーリングによっては完全に除去することができない島状スケールが発生し、鋼板表面性状を損なう場合がある。この点に関し、特許文献５には、デスケーリング時の鋼板温度、スラブ抽出からデスケーリングまでの時間、および水圧を制御することにより、表面品質に優れたＳｉ含有熱延鋼板の製造方法に関する技術が開示されている。特許文献５に開示された技術は非常に優れたものであるが、大量生産時に常時これら全ての条件を満たしながら操業を行うことは必ずしも容易ではない。
上記のような現状に鑑み、本発明の目的は、自動車用部品、特に足回り部品において多用される伸びフランジ成形に適した、優れた穴広げ性および高い降伏比を有する熱延鋼板およびその製造方法を、表面品質を損なわず、安価かつ容易に安定して提供することである。
本発明者らは、高い降伏比と優れた穴広げ性を達成するため、まず鋼組織をフェライト主体組織とすることを前提とした。また、表面品質の安定確保のため、高強度熱延鋼板において頻繁に用いられるＳｉの含有量は極力抑制することを志向した。本発明者らは比較的安価かつ微量添加で著しい析出強化を発現するＴｉに着目し、Ｔｉ添加高強度熱延鋼板の穴広げ性を向上させる手法について鋭意検討を行った。その結果、以下の知見を得た。
Ｔｉを添加したフェライト主体組織を有する高強度熱延鋼板の穴広げ性は、フェライト粒内に析出したＴｉ系炭化物の形状に依存することが判明した。具体的には、母相フェライトの特定方位に沿って伸長した非等軸形状のＴｉ系炭化物が穴広げ性に悪影響を及ぼしていることを突き止めた。また、前記Ｔｉ系炭化物の形状が等軸形状であれば、穴広げ性の劣化は抑制できることを見出した。
これに関して、非等軸形状のＴｉ系炭化物を減少させ、等軸形状のＴｉ系炭化物を増加させるには、仕上圧延後の高温域でフェライト変態を促進させることが有効であることを見出した。具体的には、高強度熱延鋼板において高強度化のために一定量の含有が必須と考えられていたＭｎを、既存鋼の含有レベルより大きく低減させ、かつ、熱間圧延後のホットランテーブル上にて少なくとも６５０℃以上の高温域に、Ｍｎ含有量に応じた時間以上滞在させ、フェライト変態を促進することにより、等軸形状のＴｉ系炭化物を増加できることを見出した。
Ｔｉ系炭化物の形状が穴広げ性に影響を及ぼすメカニズムは必ずしも明らかでないが、等軸形状のＴｉ系炭化物と比較して、非等軸形状のＴｉ系炭化物は母相フェライトとの整合性が高く、したがってその周囲には大きな整合歪みが発生していることが推定される。この整合歪みが穴広げ加工中における亀裂の伝播を助長するため、穴広げ性の劣化因子として働いたものと推定される。
さらにＭｎ含有量の削減は、上記効果に加え、Ｍｎミクロ偏析の軽減に伴う鋼組織の均質化という効果も有しており、穴広げ性の上昇に極めて有効であることを知見した。上記の効果が重畳した結果、高い降伏比と穴広げ性を有する熱延鋼板を得ることに成功したのである。
上記知見に基づいてなされた本発明は、以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０.０１０％以上０.２０％以下、Ｓｉ：０.００１％以上０.５０％以下、Ｍｎ：０.００１％以上０.６４％以下、Ｐ：０.０５０％以下、Ｓ：０.０１０％以下、Ｎ：０.００７０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０.００１％以上０.５０％以下、Ｔｉ：０.１００％以上０.５０％以下、Ｎｂ：０％以上０.０９０％以下、Ｖ：０％以上０.５０％以下、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつＣ、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量が下記式（１）を満足する化学組成と、ポリゴナルフェライトの面積率が８０％以上であり、残部がベイニティックフェライト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトの一種以上からなる鋼組織と、引張強度が５９０ＭＰａ以上、引張強度と０.２％耐力との比である降伏比が７５％以上、引張強度とＪＦＳＴ１００１で規定される穴広げ率との積が５００００ＭＰａ・％以上である機械特性と、を有することを特徴とする熱延鋼板。
（１）質量％で、Ｃ：０.０１０％以上０.２０％以下、Ｓｉ：０.００１％以上０.５０％以下、Ｍｎ：０.００１％以上０.６４％以下、Ｐ：０.０５０％以下、Ｓ：０.０１０％以下、Ｎ：０.００７０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０.００１％以上０.５０％以下、Ｔｉ：０.１００％以上０.５０％以下、Ｎｂ：０％以上０.０９０％以下、Ｖ：０％以上０.５０％以下、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつＣ、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量が下記式（１）を満足する化学組成と、ポリゴナルフェライトの面積率が８０％以上であり、残部がベイニティックフェライト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトの一種以上からなる鋼組織と、引張強度が５９０ＭＰａ以上、引張強度と０.２％耐力との比である降伏比が７５％以上、引張強度とＪＦＳＴ１００１で規定される穴広げ率との積が５００００ＭＰａ・％以上である機械特性と、を有することを特徴とする熱延鋼板。
−０.０３０≦Ｃ*≦０.０３０ ・・・ （１）
Ｃ*＝Ｃ−12.01（Ｔｉ／47.88＋Ｎｂ／92.91＋Ｖ／50.94） ・・・ （２）
式（２）において、各元素記号は前記化学組成におけるその元素の含有量（質量％）を意味する。
Ｃ*＝Ｃ−12.01（Ｔｉ／47.88＋Ｎｂ／92.91＋Ｖ／50.94） ・・・ （２）
式（２）において、各元素記号は前記化学組成におけるその元素の含有量（質量％）を意味する。
（２）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：０.５０％以下、Ｎｉ：０.５０％以下、Ｃｕ：０.５０％以下、Ｍｏ：０.５０％以下およびＢ：０.００１０％以下からなる群から選択された一種または二種以上を含有する、上記（１）に記載の熱延鋼板。
（３）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０.０１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下およびＢｉ：０.０１％以下からなる群から選択された一種または二種以上を含有する、上記（１）または（２）に記載の熱延鋼板。
（４）鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する、上記（１）〜（３）のいずれかに記載の熱延鋼板。
（５）前記溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層である、上記（４）に記載の熱延鋼板。
（６）下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を備えることを特徴とする熱延鋼板の製造方法：
（Ａ）上記（１）から（３）までのいずれかに記載の化学組成を有するスラブを１１００℃以上１３５０℃以下とした後に、粗熱間圧延を施して粗バーとする粗熱間圧延工程；
（Ｂ）前記粗熱間圧延工程により得られた前記粗バーに、熱間圧延完了温度が８３０℃以上９８０℃以下である仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とする仕上熱間圧延工程；および
（Ｃ）前記仕上熱間圧延工程により得られた前記熱延鋼板に、水冷設備により６５０℃以上８３０℃以下の温度域まで冷却する一次冷却を施し、引き続いて前記温度域に下記式（３）で規定されるΔｔ秒間以上滞留させ、しかる後に水冷設備により４００℃以上６５０℃以下の温度域の巻取温度まで冷却する二次冷却を施して巻取る冷却工程。
（Ａ）上記（１）から（３）までのいずれかに記載の化学組成を有するスラブを１１００℃以上１３５０℃以下とした後に、粗熱間圧延を施して粗バーとする粗熱間圧延工程；
（Ｂ）前記粗熱間圧延工程により得られた前記粗バーに、熱間圧延完了温度が８３０℃以上９８０℃以下である仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とする仕上熱間圧延工程；および
（Ｃ）前記仕上熱間圧延工程により得られた前記熱延鋼板に、水冷設備により６５０℃以上８３０℃以下の温度域まで冷却する一次冷却を施し、引き続いて前記温度域に下記式（３）で規定されるΔｔ秒間以上滞留させ、しかる後に水冷設備により４００℃以上６５０℃以下の温度域の巻取温度まで冷却する二次冷却を施して巻取る冷却工程。
Δｔ（秒）＝１０×Ｍｎ2 ・・・・・ （３）
ここで、Ｍｎは前記鋼組成中のＭｎ含有量（質量％）を意味する。
ここで、Ｍｎは前記鋼組成中のＭｎ含有量（質量％）を意味する。
（７）前記冷却工程(Ｃ)の後に、前記熱延鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施す溶融亜鉛めっき工程をさらに備える、上記（６）に記載の熱延鋼板の製造方法。
（８）前記溶融亜鉛めっき処理が合金化溶融亜鉛めっき処理である、上記（７）に記載の熱延鋼板の製造方法。
本発明により、高い降伏比、優れた穴広げ性、および良好な表面品質を有する高強度熱延鋼板を安価かつ容易に安定して製造することができる。本発明にかかる鋼板は、産業上、特に、自動車分野において広範に使用可能である。
以下に本発明に係る熱延鋼板の化学組成、鋼組織および機械特性、ならびにその製造方法について、より詳しく説明する。以下の説明において、鋼の化学組成を規定する「％」は全て「質量％」である。
１．化学組成
Ｃ：０.０１０％以上０.２０％以下
Ｃは、鋼板の強度を高める作用を有する。Ｃ含有量が０.０１０％未満では５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難である。したがって、Ｃ含有量は０.０１０％以上とする。好ましくは０.０４０％以上である。一方、Ｃ含有量が０.２０％を超えると、穴広げ性や溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０.２０％以下とする。好ましくは０.１２０％以下である。
Ｃ：０.０１０％以上０.２０％以下
Ｃは、鋼板の強度を高める作用を有する。Ｃ含有量が０.０１０％未満では５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難である。したがって、Ｃ含有量は０.０１０％以上とする。好ましくは０.０４０％以上である。一方、Ｃ含有量が０.２０％を超えると、穴広げ性や溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０.２０％以下とする。好ましくは０.１２０％以下である。
Ｓｉ：０.００１％以上０.５０％以下
Ｓｉは、固溶強化元素であり、鋼板の強度を高める作用を有する。しかし、Ｓｉ含有量が０.５０％を超えると島状スケールが発生して表面性状の劣化を招く場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０.５０％以下とする。好ましくは０.２０％以下である。Ｓｉの上記作用による効果を得るためにＳｉ含有量を０.００１％以上とする。好ましくは０.０１％以上であり、より好ましくは０.０２％以上である。
Ｓｉは、固溶強化元素であり、鋼板の強度を高める作用を有する。しかし、Ｓｉ含有量が０.５０％を超えると島状スケールが発生して表面性状の劣化を招く場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０.５０％以下とする。好ましくは０.２０％以下である。Ｓｉの上記作用による効果を得るためにＳｉ含有量を０.００１％以上とする。好ましくは０.０１％以上であり、より好ましくは０.０２％以上である。
Ｍｎ：０.００１％以上０.６４％以下
Ｍｎは、熱間脆性を惹き起こすＳをＭｎＳとして固定することにより無害化する作用を有する。Ｍｎ含有量が０.００１％未満ではＭｎの上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は０.００１％以上とする。好ましくは０.０１％以上、より好ましくは０.１％以上である。一方、Ｍｎ含有量が０.６４％を超えると、フェライト変態温度の低温化により、熱間圧延後の冷却過程において６５０℃以上の高温域でフェライト変態を促進させることによる穴拡げ性の向上が困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は０.６４％以下とする。好ましくは０.６０％以下、より好ましくは０.５５％以下である。
Ｍｎは、熱間脆性を惹き起こすＳをＭｎＳとして固定することにより無害化する作用を有する。Ｍｎ含有量が０.００１％未満ではＭｎの上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は０.００１％以上とする。好ましくは０.０１％以上、より好ましくは０.１％以上である。一方、Ｍｎ含有量が０.６４％を超えると、フェライト変態温度の低温化により、熱間圧延後の冷却過程において６５０℃以上の高温域でフェライト変態を促進させることによる穴拡げ性の向上が困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は０.６４％以下とする。好ましくは０.６０％以下、より好ましくは０.５５％以下である。
Ｐ：０.０５０％以下
Ｐは、一般に不純物として含有される元素であるが、固溶強化元素でもあり、鋼板の強度を高める作用を有する。したがって、Ｐを積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐ含有量が０.０５０％を超えると、溶接性および靱性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０.０５０％以下とする。好ましくは０.０２０％以下である。
Ｐは、一般に不純物として含有される元素であるが、固溶強化元素でもあり、鋼板の強度を高める作用を有する。したがって、Ｐを積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐ含有量が０.０５０％を超えると、溶接性および靱性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０.０５０％以下とする。好ましくは０.０２０％以下である。
Ｓ：０.０１０％以下
Ｓは、一般に不純物として含有される元素であり、鋼中でＭｎＳを形成して、伸びフランジ性を劣化させる作用を有する。Ｓ含有量が０.０１０％を超えると伸びフランジ性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０.０１０％以下とする。好ましくは０.００５０％以下、さらに好ましくは０.００２０％以下である。
Ｓは、一般に不純物として含有される元素であり、鋼中でＭｎＳを形成して、伸びフランジ性を劣化させる作用を有する。Ｓ含有量が０.０１０％を超えると伸びフランジ性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０.０１０％以下とする。好ましくは０.００５０％以下、さらに好ましくは０.００２０％以下である。
Ｎ：０.００７０％以下
Ｎは、一般に不純物として含有される元素であり、その含有量が０.００７０％を超えると鋼中に粗大な窒化物を形成して伸びフランジ性を著しく劣化させる。したがって、Ｎ含有量は０.００７０％以下とする。好ましくは０.００５０％以下である。
Ｎは、一般に不純物として含有される元素であり、その含有量が０.００７０％を超えると鋼中に粗大な窒化物を形成して伸びフランジ性を著しく劣化させる。したがって、Ｎ含有量は０.００７０％以下とする。好ましくは０.００５０％以下である。
ｓｏｌ．Ａｌ：０.００１％以上０.５０％以下
Ａｌは、鋼を脱酸することにより鋼板を健全にする作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０.００１％未満では、上記作用による効果を十分に得ることが困難である。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０.００１％以上とする。一方、０.５０％を超えてｓｏｌ．Ａｌを含有させても、上記作用による効果は飽和してしまい、いたずらにコスト上昇を招く。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０.５０％以下とする。好ましくは０.２０％以下、さらに好ましくは０.１０％以下である。
Ａｌは、鋼を脱酸することにより鋼板を健全にする作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０.００１％未満では、上記作用による効果を十分に得ることが困難である。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０.００１％以上とする。一方、０.５０％を超えてｓｏｌ．Ａｌを含有させても、上記作用による効果は飽和してしまい、いたずらにコスト上昇を招く。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０.５０％以下とする。好ましくは０.２０％以下、さらに好ましくは０.１０％以下である。
Ｔｉ：０.１００％以上０.５０％以下
Ｔｉは、鋼中で炭化物を形成し、フェライトを均一に析出強化する作用を有し、本発明では重要な元素である。Ｔｉ含有量が０.１００％未満では上記作用による効果が十分に得られない。したがって、Ｔｉ含有量は０.１００％以上とする。好ましくは０.１３０％以上である。一方、０.５０％を超えて含有させても上記作用による効果は飽和してしまい、いたずらにコスト上昇を招く。したがって、Ｔｉ含有量は０.５０％以下とする。好ましくは０.３０％以下である。
Ｔｉは、鋼中で炭化物を形成し、フェライトを均一に析出強化する作用を有し、本発明では重要な元素である。Ｔｉ含有量が０.１００％未満では上記作用による効果が十分に得られない。したがって、Ｔｉ含有量は０.１００％以上とする。好ましくは０.１３０％以上である。一方、０.５０％を超えて含有させても上記作用による効果は飽和してしまい、いたずらにコスト上昇を招く。したがって、Ｔｉ含有量は０.５０％以下とする。好ましくは０.３０％以下である。
以上に説明した必須元素に加えて、本発明に係る熱延鋼板の化学組成は以下に説明する任意元素をさらに含有しうる。
Ｖ：０.５０％以下
Ｖは、Ｔｉと同様に鋼中で炭化物を形成し、フェライトを均一に析出強化する作用を有する。また、Ｔｉよりもオーステナイト中の溶解度積が大きく、鋼板の高強度化には有効な元素である。したがって、Ｔｉと比較して高価ではあるものの、必要に応じて含有させることが好ましい。しかし、０.５０％を超えてＶを含有させても、Ｖの上記作用による効果は飽和してしまい、いたずらにコスト上昇を招く。したがって、Ｖ含有量は０.５０％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｖ含有量を０.０１０％以上とすることが好ましい。０.０７０％以上とすることがさらに好ましく、０.１４０％以上とすることが特に好ましい。
Ｖは、Ｔｉと同様に鋼中で炭化物を形成し、フェライトを均一に析出強化する作用を有する。また、Ｔｉよりもオーステナイト中の溶解度積が大きく、鋼板の高強度化には有効な元素である。したがって、Ｔｉと比較して高価ではあるものの、必要に応じて含有させることが好ましい。しかし、０.５０％を超えてＶを含有させても、Ｖの上記作用による効果は飽和してしまい、いたずらにコスト上昇を招く。したがって、Ｖ含有量は０.５０％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｖ含有量を０.０１０％以上とすることが好ましい。０.０７０％以上とすることがさらに好ましく、０.１４０％以上とすることが特に好ましい。
Ｎｂ：０.０９０％以下
Ｎｂは、Ｔｉと同様に鋼中で炭化物を形成し、鋼板の高強度化に有効な元素である。したがって、Ｔｉと比較して高価ではあるものの、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｎｂ含有量が０.０９０％超では、鋼板の塑性異方性が増大し、穴広げ性の劣化を招く。したがって、Ｎｂ含有量は０.０９０％以下とする。Ｎｂの上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｂ含有量を０.００１％以上とすることが好ましい。
Ｎｂは、Ｔｉと同様に鋼中で炭化物を形成し、鋼板の高強度化に有効な元素である。したがって、Ｔｉと比較して高価ではあるものの、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｎｂ含有量が０.０９０％超では、鋼板の塑性異方性が増大し、穴広げ性の劣化を招く。したがって、Ｎｂ含有量は０.０９０％以下とする。Ｎｂの上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｂ含有量を０.００１％以上とすることが好ましい。
Ｃｒ：０.５０％以下、Ｎｉ：０.５０％以下、Ｃｕ：０.５０％以下、Ｍｏ：０.５０％以下およびＢ：０.００１０％以下からなる群から選択された一種または二種以上
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、ＭｏおよびＢは、いずれも鋼の焼入性を上昇させ、鋼板の高強度化に有効な元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、上記上限値を超えてこれらの元素を含有させると、Ｍｎと同様に、フェライト変態温度の低温化により、熱間圧延後の冷却過程において６５０℃以上の高温域でフェライト変態を促進させることによる穴拡げ性の向上が困難となる。したがって、それぞれの元素の含有量は上記のとおりとする。Ｃｒ含有量は０.２０％とすることが好ましく、Ｎｉ含有量は０.２０％以下とすることが好ましく、Ｃｕ含有量は０.２０％以下とすることが好ましく、Ｍｏ含有量は０.０９％以下とすることが好ましく、Ｂ含有量は０.００８％以下とすることが好ましい。なお、これらの元素の上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｒ：０.００１％以上、Ｎｉ：０.００１％以上、Ｃｕ：０.００１％以上、Ｍｏ：０.００１％以上およびＢ：０.０００１％以上のいずれかを満足させることが好ましい。
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、ＭｏおよびＢは、いずれも鋼の焼入性を上昇させ、鋼板の高強度化に有効な元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、上記上限値を超えてこれらの元素を含有させると、Ｍｎと同様に、フェライト変態温度の低温化により、熱間圧延後の冷却過程において６５０℃以上の高温域でフェライト変態を促進させることによる穴拡げ性の向上が困難となる。したがって、それぞれの元素の含有量は上記のとおりとする。Ｃｒ含有量は０.２０％とすることが好ましく、Ｎｉ含有量は０.２０％以下とすることが好ましく、Ｃｕ含有量は０.２０％以下とすることが好ましく、Ｍｏ含有量は０.０９％以下とすることが好ましく、Ｂ含有量は０.００８％以下とすることが好ましい。なお、これらの元素の上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｒ：０.００１％以上、Ｎｉ：０.００１％以上、Ｃｕ：０.００１％以上、Ｍｏ：０.００１％以上およびＢ：０.０００１％以上のいずれかを満足させることが好ましい。
Ｃａ：０.０１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下およびＢｉ：０.０１％以下からなる群から選択された一種または二種以上
ＣａおよびＭｇは、鋼中介在物を微細分散化することにより、Ｂｉは鋼中におけるＭｎ、Ｓｉ等の置換型合金元素のミクロ偏析を軽減することにより、いずれも鋼板の穴広げ性を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、上記上限値を超えてこれらの元素を含有させると、延性の劣化を招く。したがって、それぞれの元素の含有量は上記のとおりとする。これらの元素の上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃａ：０.０００１％以上、Ｍｇ：０.０００１％以上およびＢｉ：０.０００１％以上の何れかを満足させることが好ましい。
ＣａおよびＭｇは、鋼中介在物を微細分散化することにより、Ｂｉは鋼中におけるＭｎ、Ｓｉ等の置換型合金元素のミクロ偏析を軽減することにより、いずれも鋼板の穴広げ性を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、上記上限値を超えてこれらの元素を含有させると、延性の劣化を招く。したがって、それぞれの元素の含有量は上記のとおりとする。これらの元素の上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃａ：０.０００１％以上、Ｍｇ：０.０００１％以上およびＢｉ：０.０００１％以上の何れかを満足させることが好ましい。
−０.０３０≦Ｃ*≦０.０３０
ただし、Ｃ*＝Ｃ−12.01（Ｔｉ／47.88＋Ｎｂ／92.91＋Ｖ／50.94）
ここで、各元素記号は前記化学組成におけるその元素の含有量（質量％）を意味する。
ただし、Ｃ*＝Ｃ−12.01（Ｔｉ／47.88＋Ｎｂ／92.91＋Ｖ／50.94）
ここで、各元素記号は前記化学組成におけるその元素の含有量（質量％）を意味する。
Ｃ*は、鋼中Ｃ量からＴｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物として存在するＣを除いた鋼中非固定Ｃ量である。Ｃ*値が−０.０３０を下回ると、フェライト粒界におけるＣが枯渇し、穴広げ性が劣化する。一方、Ｃ*値が０.０３０を上回ると、セメンタイトやパーライトといった第二相が増加し、穴広げ性が劣化する。したがって、Ｃ、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量は、−０.０３０≦Ｃ*≦０.０３０を満たす量とする。Ｃ*値の下限は−０.０１０であることが好ましく、その上限は０.０２０であることが好ましい。
２．鋼組織
本発明に係る熱延鋼板は、ポリゴナルフェライトの面積率が８０％以上であり、残部がベイニティックフェライト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトの一種以上からなる鋼組織を有する。
本発明に係る熱延鋼板は、ポリゴナルフェライトの面積率が８０％以上であり、残部がベイニティックフェライト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトの一種以上からなる鋼組織を有する。
ポリゴナルフェライトの面積率が８０％未満では、優れた穴広げ性および良好な延性を確保することが困難となる。したがって、ポリゴナルフェライトの面積率は８０％以上とする。この面積率は好ましくは９０％以上、さらに好ましくは９５％以上である。
一方、残部組織として、マルテンサイトや残留オーステナイトを含有すると、降伏比および穴広げ性が低下する。したがって、残部組織は、ベイニティックフェライト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトの一種以上からなるものとする。
また、上記ポリゴナルフェライト粒内に析出するＴｉ，Ｎｂ，Ｖの各炭化物の形状は、「等軸」であることが好ましい。ここで、炭化物の形状が「等軸」であるとは、電子線の入射方位を母相フェライトの＜００１＞と平行として、透過型電子顕微鏡（倍率：１０００００倍）により炭化物を観察した際、観察された炭化物の総数に対して、短辺と長辺のアスペクト比が３未満の炭化物が７０％以上を占める場合を「等軸」と称し、短辺と長辺のアスペクト比が３以上の炭化物が３０％以上を占める場合を「非等軸」と称する。非等軸形状のＴｉ，Ｎｂ，Ｖ炭化物が析出すると、母相フェライトと炭化物間の整合ひずみが増大し、穴広げ性が劣化する場合がある。
３．機械特性
本発明に係る熱延鋼板は、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、引張強度と０.２％耐力との比である降伏比（ＹＲ）が７５％以上、引張強度とＪＦＳＴ１００１で規定される穴広げ率との積が５００００ＭＰａ・％以上である機械特性を有する。近年の自動車用高強度熱延鋼板に要求される厳しい性能を満足するには、上記のように高い引張強度、降伏比、および引張強度−穴広げ性バランスを全て具備することが必要である。ＴＳは好ましくは６５０ＭＰａ以上であり、ＹＲは好ましくは８０％以上であり、ＴＳ×穴広げ率の積は好ましくは６００００ＭＰａ・％以上である。
本発明に係る熱延鋼板は、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、引張強度と０.２％耐力との比である降伏比（ＹＲ）が７５％以上、引張強度とＪＦＳＴ１００１で規定される穴広げ率との積が５００００ＭＰａ・％以上である機械特性を有する。近年の自動車用高強度熱延鋼板に要求される厳しい性能を満足するには、上記のように高い引張強度、降伏比、および引張強度−穴広げ性バランスを全て具備することが必要である。ＴＳは好ましくは６５０ＭＰａ以上であり、ＹＲは好ましくは８０％以上であり、ＴＳ×穴広げ率の積は好ましくは６００００ＭＰａ・％以上である。
４．製造方法
本発明に係る熱延鋼板は、以下に説明する粗熱間圧延工程、仕上熱間圧延工程、冷却工程、および場合により溶融亜鉛めっき工程を経て製造することができる。
本発明に係る熱延鋼板は、以下に説明する粗熱間圧延工程、仕上熱間圧延工程、冷却工程、および場合により溶融亜鉛めっき工程を経て製造することができる。
（粗熱間圧延工程）
粗熱間圧延工程においては、上記化学組成を有するスラブを１１００℃以上１３５０℃以下とした後に、粗熱間圧延を施して粗バーとする。粗バーは高圧水デスケーリングに付すことができる。
粗熱間圧延工程においては、上記化学組成を有するスラブを１１００℃以上１３５０℃以下とした後に、粗熱間圧延を施して粗バーとする。粗バーは高圧水デスケーリングに付すことができる。
製品の強度および穴広げ性を確保するには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等の炭化物形成元素を固溶状態のまま熱間圧延に供することが必要である。粗熱間圧延に供するスラブの温度が１１００℃未満では、粗大な炭化物が形成され、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等の炭化物形成元素を固溶状態とすることが不十分となり、製品の強度確保が困難となる。したがって、粗熱間圧延に供するスラブの温度は１１００℃以上とする。一方、粗熱間圧延に供するスラブの温度が１３５０℃を超えると、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等の炭化物形成元素を固溶状態とする効果が飽和するだけでなく、デスケーリングにおけるスケールロスが増大するため、コスト的に不利となる。したがって、粗熱間圧延に供するスラブの温度は１３５０℃以下とする。
（仕上熱間圧延工程）
仕上熱間圧延工程においては、上記粗熱間圧延工程により得られた前記粗バーに、熱間圧延完了温度が８３０℃以上９８０℃以下である仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とする
熱間圧延完了温度が８３０℃未満では変形抵抗が過大となって圧延が困難となる。したがって、熱間圧延完了温度は８３０℃以上とする。一方、熱間圧延完了温度が９８０℃を超えると、製品のフェライト粒径が粗大化し、製品の強度が不足する場合がある。
仕上熱間圧延工程においては、上記粗熱間圧延工程により得られた前記粗バーに、熱間圧延完了温度が８３０℃以上９８０℃以下である仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とする
熱間圧延完了温度が８３０℃未満では変形抵抗が過大となって圧延が困難となる。したがって、熱間圧延完了温度は８３０℃以上とする。一方、熱間圧延完了温度が９８０℃を超えると、製品のフェライト粒径が粗大化し、製品の強度が不足する場合がある。
（冷却工程）
冷却工程においては、上記仕上熱間圧延工程により得られた上記熱延鋼板に、水冷設備により６５０℃以上８３０℃以下の温度域まで冷却する一次冷却を施し、引き続いて前記温度域に下記式（３）で規定されるΔｔ秒間以上滞留させ、しかる後に水冷設備により４００℃以上６５０℃以下の温度域まで冷却する二次冷却を施して巻取る。
冷却工程においては、上記仕上熱間圧延工程により得られた上記熱延鋼板に、水冷設備により６５０℃以上８３０℃以下の温度域まで冷却する一次冷却を施し、引き続いて前記温度域に下記式（３）で規定されるΔｔ秒間以上滞留させ、しかる後に水冷設備により４００℃以上６５０℃以下の温度域まで冷却する二次冷却を施して巻取る。
Δｔ（秒）＝１０×Ｍｎ2 ・・・・・ （３）
ここで、Ｍｎは前記鋼組成中のＭｎ含有量（質量％）を意味する。
ここで、Ｍｎは前記鋼組成中のＭｎ含有量（質量％）を意味する。
上記一次冷却の冷却停止温度が８３０℃超の場合には、フェライト中に析出する炭化物が過度に粗大化し、強度が不足する場合がある。したがって、一次冷却の冷却停止温度は８３０℃以下とする。一方、一次冷却の冷却停止温度が６５０℃未満の場合には、炭化物がフェライト母相に対して整合析出することにより、穴広げ性が劣化する場合がある。したがって、一次冷却の冷却停止温度は６５０℃以上とする。なお、一次冷却の冷却速度については特に規定はしないが、実設備の制約上、１０℃／秒以上２００℃／秒未満とすることが好ましい。
一次冷却の後に、６５０℃以上８３０℃以下の温度域に滞在させる時間が上記式で規定されるΔｔ秒間未満の場合には、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ炭化物の析出が不十分となる場合があり、降伏比あるいは穴広げ性が低下する場合がある。したがって、一次冷却の後に、６５０℃以上８３０℃以下の温度域に滞在させる時間が上記式で規定されるΔｔ秒間以上とする。６５０℃以上８３０℃以下の温度域に滞在させる時間の上限は特に規定する必要はないが、生産性の観点からは３０秒間以下とすることが好ましい。
上記温度域の滞在中、一定温度に保持する必要はない。例えば、一次冷却停止温度が６５０℃よりある程度高ければ（例、６８０℃以上であれば）、水冷による一次冷却を停止した後、冷却を空冷に切り換えることにより、上記温度域における必要な滞在時間Δｔを確保することができる。
６５０℃以上８３０℃以下の温度域に上記式で規定されるΔｔ秒間以上滞在させた後に、水冷設備により４００℃以上６５０℃以下の温度域まで冷却する二次冷却を施して巻取る。
巻取温度が６５０℃超では巻取中にＴｉ、Ｎｂ，Ｖ炭化物が過度に粗大化するため、強度確保が困難となる場合がある。したがって、巻取温度は６５０℃以下とする。一方、巻取温度が４００℃未満では、コイル内の冷却が不均一となり、コイル内の特性変動が顕著となって歩留りが低下する場合がある。したがって、巻取温度は４００℃以上とする。なお、二次冷却の冷却速度については特に規定はしないが、実設備の制約上、１０℃／秒以上２００℃／秒未満とすることが好ましい。
熱間圧延後の処理は常法に従って実施すればよい。得られた熱延鋼板の表面に生成している酸化皮膜を除去するために、酸洗を施すことが好ましい。また、酸洗前または酸洗後に、平坦矯正やスケール剥離促進のためにスキンパス圧延を施してもよい。スキンパス圧延を施す場合の伸び率は特に規定しないが、０.１％以上３.０％未満とすることが好ましい。
（溶融亜鉛めっき工程）
上記方法で製造された本発明に係る熱延鋼板は、そのまま自動車部品をはじめとする各種産業の製品に使用できるが、耐食性を付与するためにめっき鋼板としてもよい。耐食性、生産性およびコストを考慮すると、めっきは溶融亜鉛めっきとすることが好ましい。この場合、熱延鋼板は表面に溶融亜鉛めっき層を有することになる。
上記方法で製造された本発明に係る熱延鋼板は、そのまま自動車部品をはじめとする各種産業の製品に使用できるが、耐食性を付与するためにめっき鋼板としてもよい。耐食性、生産性およびコストを考慮すると、めっきは溶融亜鉛めっきとすることが好ましい。この場合、熱延鋼板は表面に溶融亜鉛めっき層を有することになる。
溶融亜鉛めっきは常法に従って実施すればよく、温度、浴組成、付着量などに特に制限はない。一般には、酸洗を施した熱延鋼板を、鋼板表層に存在する酸化物を還元するために還元雰囲気で焼鈍して、めっき浴温よりやや高い温度まで冷却した後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、出側で付着量を制御することにより溶融亜鉛めっきが行われる。この焼鈍時の最高加熱温度は、めっき浴浸漬時の鋼板と溶融亜鉛との濡れ性を改善するために６５０℃以上とすることが好ましく、また、熱延鋼板の強度低下を抑制するために８００℃以下とすることが好ましい。溶融亜鉛めっき処理後に、常法に従って合金化熱処理を実施し、めっき層を合金化溶融亜鉛めっき層（鉄−亜鉛合金層）としてもよい。
（実施例１）
表１に示す化学組成を有する鋼を実験室で溶製して鋼塊を鋳造し、図１に示す温度プロファイルに従って、表２に示す条件にて熱間圧延および冷却を施して、熱延鋼板を得た。表２におけるΔｔは、図１に示す一次冷却停止後の中間空冷時間のうち、６５０℃以上８３０℃以下の温度域における滞留時間を示す。鋼板温度は放射温度計により測定した。
表１に示す化学組成を有する鋼を実験室で溶製して鋼塊を鋳造し、図１に示す温度プロファイルに従って、表２に示す条件にて熱間圧延および冷却を施して、熱延鋼板を得た。表２におけるΔｔは、図１に示す一次冷却停止後の中間空冷時間のうち、６５０℃以上８３０℃以下の温度域における滞留時間を示す。鋼板温度は放射温度計により測定した。
こうして得られた熱延鋼板に対して、塩酸酸洗により脱スケール処理した後、下記の測定を実施した。測定結果も表２に平均する。
・機械特性：圧延方向に直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行って、引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）、全伸び（ＥＬ）を測定した。別に、日本鉄鋼連盟規格のＪＦＳ Ｔ １００１穴拡げ試験方法に準じて穴拡げ試験を行い、穴広げ率（ＨＥＲ）を測定した。
・鋼組織観察：鋼板圧延方向断面をナイタール液により腐食後、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用いて撮影し、得られた組織写真から、ポイントカウンティング法によって各組織の面積率を算出した。また、各熱延鋼板から薄膜試料を採取し、透過型電子顕微鏡（倍率：１０００００倍）を用いてフェライト粒内に析出したＴｉ，Ｖ，Ｎｂの１種以上を含有する炭化物を観察し、前述の定義に基づいて炭化物の形状が「等軸」と「非等軸」のいずれであるかを同定した。
表２に示すように、試験Ｎｏ.１〜３，５〜７，９〜２４の本発明に従った熱延鋼板は、ＴＳ：５９０ＭＰａ以上、ＹＲ７５％以上、ＴＳ×穴広げ率の積が５００００ＭＰａ・％以上という、目的とする機械特性を有していた。
これに対し、試験Ｎｏ.４および８は一次冷却停止後の中間空冷時間におけるΔｔが短すぎたため、ＴＳ×穴広げ率の積が目標値を下回った。試験Ｎｏ.２５はＭｎ量が多すぎ、試験Ｎｏ.２６はＣ*が多すぎたため、ＴＳ×穴広げ率の積が目標値を下回った。試験Ｎｏ.２７はＴｉ量が少なすぎたため、ＴＳが目標値を下回った。
（実施例２）
表１に示す化学組成を有する鋼のうちＡ〜ＦおよびＲの７鋼種について、図１に示す温度プロファイルに従って、表３に示す熱間圧延条件にて熱間圧延および冷却を施して、熱延鋼板を得た。その後、塩酸酸洗により脱スケール処理を施し、冷間圧延を施すことなく、連続熱処理シミュレーターを用いて、図２に示す合金化溶融亜鉛めっきラインを模した温度プロファイルに従って、表３に示す溶融亜鉛めっき条件にて熱処理を施した。本実施例では、実際には溶融亜鉛めっきを施していないが、鋼板が受ける熱履歴は合金化溶融亜鉛めっきと同様であるので、その鋼組織や機械特性は合金化溶融亜鉛めっき鋼板と同じことになる。
表１に示す化学組成を有する鋼のうちＡ〜ＦおよびＲの７鋼種について、図１に示す温度プロファイルに従って、表３に示す熱間圧延条件にて熱間圧延および冷却を施して、熱延鋼板を得た。その後、塩酸酸洗により脱スケール処理を施し、冷間圧延を施すことなく、連続熱処理シミュレーターを用いて、図２に示す合金化溶融亜鉛めっきラインを模した温度プロファイルに従って、表３に示す溶融亜鉛めっき条件にて熱処理を施した。本実施例では、実際には溶融亜鉛めっきを施していないが、鋼板が受ける熱履歴は合金化溶融亜鉛めっきと同様であるので、その鋼組織や機械特性は合金化溶融亜鉛めっき鋼板と同じことになる。
こうして得られた鋼板について、実施例１に述べたのと同じ方法により、引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）、全伸び（ＥＬ）、穴広げ率（ＨＥＲ）、各組織の面積率、炭化物の形状（「等軸」または「非等軸」）を調査した。結果を表３に併記する。
表３に示すように、本発明に従った試験Ｎｏ.１〜６は、ＴＳ：５９０ＭＰａ以上、ＹＲ７５％以上、ＴＳ×穴広げ率の積が５００００ＭＰａ・％以上という、目的とする機械特性を有していた。これに対し、試験Ｎｏ.７は、Ｍｎ量が多すぎたため、ＴＳ×穴広げ率の積が目標値を下回った。
Claims (8)
- 質量％で、Ｃ：０.０１０％以上０.２０％以下、Ｓｉ：０.００１％以上０.５０％以下、Ｍｎ：０.００１％以上０.６４％以下、Ｐ：０.０５０％以下、Ｓ：０.０１０％以下、Ｎ：０.００７０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０.００１％以上０.５０％以下、Ｔｉ：０.１００％以上０.５０％以下、Ｎｂ：０％以上０.０９０％以下、Ｖ：０％以上０.５０％以下、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつＣ、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量が下記式(１)を満足する化学組成と、
ポリゴナルフェライトの面積率が８０％以上であり、残部がベイニティックフェライト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトの一種以上からなる鋼組織と、
引張強度が５９０ＭＰａ以上、引張強度と０.２％耐力との比である降伏比が７５％以上、引張強度とＪＦＳＴ１００１で規定される穴広げ率との積が５００００ＭＰａ・％以上である機械特性と、
を有することを特徴とする熱延鋼板。
−０.０３０≦Ｃ*≦０.０３０ ・・・ （１）
Ｃ*＝Ｃ−12.01（Ｔｉ／47.88＋Ｎｂ／92.91＋Ｖ／50.94） ・・・ （２）
式（２）において、各元素記号は前記化学組成におけるその元素の含有量（質量％）を意味する。 - 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：０.５０％以下、Ｎｉ：０.５０％以下、Ｃｕ：０.５０％以下、Ｍｏ：０.５０％以下およびＢ：０.００１０％以下からなる群から選択された一種または二種以上を含有する、請求項１に記載の熱延鋼板。
- 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０.０１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下およびＢｉ：０.０１％以下からなる群から選択された一種または二種以上を含有する、請求項１または請求項２記載の熱延鋼板。
- 鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する、請求項１から請求項３までのいずれかに記載の熱延鋼板。
- 前記溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層である、請求項４に記載の熱延鋼板。
- 下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を備えることを特徴とする熱延鋼板の製造方法：
（Ａ）請求項１から請求項３までのいずれかに記載の化学組成を有するスラブを１１００℃以上１３５０℃以下とした後に、粗熱間圧延を施して粗バーとする粗熱間圧延工程；
（Ｂ）前記粗熱間圧延工程により得られた前記粗バーに、熱間圧延完了温度が８３０℃以上９８０℃以下である仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とする仕上熱間圧延工程；および
（Ｃ）前記仕上熱間圧延工程により得られた前記熱延鋼板に、水冷設備により６５０℃以上８３０℃以下の温度域まで冷却する一次冷却を施し、引き続いて前記温度域に下記式（３）で規定されるΔｔ秒間以上滞留させ、しかる後に水冷設備により４００℃以上６５０℃以下の温度域まで冷却する二次冷却を施して巻取る冷却工程。
Δｔ（秒）＝１０×Ｍｎ2 ・・・・・ （３）
ここで、Ｍｎは前記鋼組成中のＭｎ含有量（質量％）を意味する。 - 前記冷却工程(Ｃ)の後に、前記熱延鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施す溶融亜鉛めっき工程をさらに備える、請求項６に記載の熱延鋼板の製造方法。
- 前記溶融亜鉛めっき処理が合金化溶融亜鉛めっき処理である、請求項７に記載の熱延鋼板の製造方法。
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