JP6354274B2

JP6354274B2 - 熱延鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP6354274B2
Application number: JP2014081685A
Authority: JP
Inventors: 脇田　昌幸; 昌幸脇田; 栄作桜田; 前田　大介; 大介前田; 龍雄横井
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2014-04-11
Filing date: 2014-04-11
Publication date: 2018-07-11
Anticipated expiration: 2034-04-11
Also published as: JP2015203124A

Description

本発明は、熱延鋼板に関するおよびその製造方法に関する。

近年、自動車の燃費向上をはじめとした各種鋼板の軽量化を目的として、鉄合金等の鋼板の高強度化、Ａｌ合金等の軽金属の適用などが進められている。しかし、Ａｌ合金等の軽金属は、鋼等の重金属と比較して、比強度が高いという利点があるものの、著しく高価であるという欠点があるため、その適用は特殊な用途に限られている。従って、各種鋼板の軽量化をより安価でかつ広い範囲で推進するためには、鋼板の高強度化が必要とされる。

鋼板の高強度化は、一般的に成形性（加工性）等の材料特性の劣化を伴う。このため、高強度鋼板の開発においては、材料特性を劣化させずに、高強度化を図ることが重要となる。特に、内板部材、構造部材、足廻り部材等の自動車部材として用いられる鋼板は、伸びフランジ加工性、バーリング加工性、延性、疲労耐久性及び耐食性等が求められ、これら材料特性と高強度性とを如何に高次元でバランス良く発揮させるかが重要である。例えば、車体重量の約２０％を占める構造部材や足廻り部材等の自動車部材に用いられる鋼板は、せん断加工、打ち抜き加工などによりブランキング、穴開けなどを行った後、伸びフランジ加工、バーリング加工などを主体としたプレス成形が施されるために、非常に厳しい穴拡げ性（λ値）が求められる。

このような部材に対して用いられる鋼板では、せん断加工、打ち抜き加工によって形成された端面に疵、微小割れなどが発生し、これら発生した疵、微小割れなどよりき裂が進展し疲労破壊に至ることが懸念される。このため、上記鋼材の端面においては、疲労耐久性を向上させるために疵、微小割れなどを生じさせないことが必要とされている。これらの端面に発生した疵、微小割れなどとして、端面の板面と平行に割れが発生する。この割れを「はがれ」と呼んでいる。この「はがれ」は、特に５４０ＭＰａ級の鋼板では、約８０％程度、７８０ＭＰａ級の鋼板ではほぼ１００％発生する。また、この「はがれ」は、穴拡げ率とは相関無く発生する。例えば、穴拡げ率が５０％でも、１００％でも発生する。

例えば、穴拡げ性（λ値）に優れる鋼板としては、Ｔｉ、Ｎｂ等の微細析出物により析出強化されたフェライト主相の鋼板とその製造方法が報告されている。

特許文献１では、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．５％以下、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．１０％〜０．３０％を含有し、方位差１５°以上で囲まれた粒の平均粒径が５μｍ以下のフェライトを主体としたフランジ性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法が開示されている。また、特許文献２および３では、Ｍｏを添加し析出物を微細化することで高強度でありながら優れた伸びフランジ性を達成する高張力熱延鋼板の技術が開示されている。

特開２００２−１０５５９５号公報特開２００２−３２２５４０号公報特開２００２−３２２５４１号公報

特許文献１に記載された熱延鋼板の製法では、ＴｉＣの整合析出を回避するため、５００℃超〜６００℃未満では巻き取り処理できないという問題を有している。

特許文献２、３に記載された熱延鋼板およびその製法では、高価な合金元素であるＭｏを０．０７％以上添加することを必須としているため製造コストが高いという問題点がある。

更に、本発明者らの追試によると、引用文献２または３の化学組成の鋼では、打抜き後に「はがれ」が発生し、これらの文献に記載された技術では、せん断加工、打ち抜き加工などにより形成された端面での疵、微小割れを完全に抑制することができない。

本発明は、上記の問題点を解決するためになされたものであり、高強度でありながら優れた加工性を有する、すなわち、穴拡げ性に優れる高強度熱延鋼板を提供することを目的とする。本発明は、また、穴拡げ性に優れる高強度熱延鋼板を安価で安定して製造できる製造方法を提供することを目的とする。

なお、「穴拡げ性に優れる」とは、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１−１９９６記載の穴拡げ試験方法において、５００ＭＰａ級の鋼板では１５０％以上の穴拡げ率、７８０ＭＰａ以上の鋼板では８０％以上の穴拡げ率を達成できることを意味する。「耐はがれ性に優れる」とは、上記の穴拡げ試験方法後に破断面割れが無いことを意味する。

本発明者らは、上記の目的を達成するために、鋭意検討した結果、以下の知見を得た。

１）セメンタイトの析出を抑制し、かつ固溶Ｃを確保することで、優れた耐「はがれ」性と優れた穴拡げ性を両立することができる。

２）Ｓｉを極力少なくすることで変態温度が低下し、鋼板強度の変動をもたらす高温域でのＴｉＣ析出を抑制することが可能である。

３）Ｃｒを必須元素とすることで、穴拡げ性を劣化させる粗大かつアスペクト比の大きなセメンタイトの析出を抑制できるとともに、固溶Ｃが確保できる。

４）またＣｒを含有させることで、ＴｉＣ中へＣｒが固溶して微細な複合炭化物の析出量が増加し、析出強化できる。

５）鋼板の製造において、粗圧延と仕上げ圧延の温度と圧下率をある範囲に制限するとともに、巻き取り開始から４５０℃までの冷却速度範囲を制御することで、ＴｉＣのサイズと数密度を適正化でき、巻き取り開始温度が５００〜６５０℃の範囲であっても、鋼板の強度、穴拡げ性および耐「はがれ」性をともに高めることができる。

本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、下記の熱延鋼板およびその製造方法を要旨とする。

（１）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．４〜３％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．００１〜１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．０５〜１％、Ｎｂ：０．００３〜０．０５％、Ｔｉ：０．００３〜０．２％、Ｃｕ：０〜１．２％、Ｎｉ：０〜０．６％、Ｍｏ：０〜１％、Ｖ：０〜０．２％、Ｃａ：０〜０．００５％、ＲＥＭ：０〜０．０２％、Ｂ：０〜０．００２％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、下記（１）式および（２）式の関係を満足し、
金属組織中に、面積割合が１％以下、かつ平均粒径が２μｍ以下であるセメンタイトを有し、該セメンタイト中のＣｒ濃度が平均で０．５〜４０質量％であり、該セメンタイトのうち、粒径が０．５μｍ以下、かつアスペクト比が５以下であるセメンタイトの全セメンタイトに占める面積割合が６０％以上であり、ＴｉとＣｒの複合炭化物の平均粒径が１０ｎｍ以下、数密度が１×１０^１３個／ｍｍ^３以上であり、
引張強度が５００ＭＰａ以上であり、穴拡げ性および耐はがれ性に優れる熱延鋼板。
０．００５≦［Ｓｉ］／［Ｃｒ］≦２・・・（１）
０．５≦［Ｍｎ］／［Ｃｒ］≦２０・・・（２）
ただし、上記式中の［Ｓｉ］、［Ｃｒ］および［Ｍｎ］は、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。

（２）前記化学組成が、質量％で、Ｃｕ：０．２〜１．２％、Ｎｉ：０．１〜０．６％、Ｍｏ：０．０５〜１％、Ｖ：０．０２〜０．２％から選択される１種以上を含有する、上記（１）の熱延鋼板。

（３）前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％および／またはＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％を含有する、上記（１）または（２）の熱延鋼板。

（４）前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００２％を含有する、上記（１）〜（３）のいずれかの熱延鋼板。

（５）亜鉛めっきが施されている、上記（１）〜（４）のいずれかの熱延鋼板。

（６）下記工程（Ａ）〜（Ｅ）を備える、上記（１）〜（４）のいずれかの熱延鋼板の製造方法。
（Ａ）上記（１）〜（４）のいずれかの化学組成を有する鋼塊または鋼片を１１５０〜１２８０℃に加熱する工程、
（Ｂ）加熱された鋼塊または鋼片に、１０５０℃以上の温度域で、かつ累積圧下率が４０％以上となる条件で粗圧延を行い、粗バーを得る工程、
（Ｃ）粗バーに、仕上げ圧延開始温度：１０００℃以上、累積圧下率：７０％以上かつ最終パスの圧下率：３〜２５％、仕上げ圧延終了温度：８２０〜９８０℃を満足する条件で、仕上げ圧延を行い、鋼板を得る工程、
（Ｄ）得られた鋼板を、１５℃／秒超の平均冷却速度で、５００〜６５０℃の温度域まで冷却する工程、
（Ｅ）、冷却された鋼板を、４５０℃までの平均冷却速度が０．００８〜１．０℃／秒となる条件で巻き取る工程。

（７）前記（Ｃ）の工程を、下記式を満足する条件で行う、上記（６）の熱延鋼板の製造方法。

ただし、上記式中の各記号の意味は次の通りである。
［Ｎｂ］：Ｎｂの含有量（質量％）
［Ｔｉ］：Ｔｉの含有量（質量％）
ｔ：最終圧延パスの１つ前の圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までの時間（秒）
Ｔ：最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了温度（℃）

（８）巻き取り後の鋼板を酸洗した後、亜鉛めっき浴中に浸積させて鋼板表面を亜鉛めっきする、上記（６）または（７）の熱延鋼板の製造方法。

（９）亜鉛めっき後の鋼板を合金化処理する、上記（８）の熱延鋼板の製造方法。

本発明によれば、穴拡げ性に優れる高強度熱延鋼板を提供することができる。この鋼板は、厳しい加工性および穴拡げ性が要求される部材に用いるのに適している。また、本発明によれば、５００ＭＰａ級以上、更に７８０ＭＰａ級以上の鋼板グレードであり、かつ穴拡げ性および耐「はがれ」性に優れる高強度熱延鋼板を安価で安定して製造できる。このため、本発明は工業的価値が高い。

以下に、本発明を実施するための形態として、穴拡げ性に優れる高強度熱延鋼板（以下、単に「熱延鋼板」という。）について詳細に説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量についての「％」は「質量％」を意味する。

１．熱延鋼板の化学組成
Ｃ：０．０１〜０．１％
Ｃは、Ｎｂ、Ｔｉ等と結合して鋼板中で析出物を形成し、析出強化により強度向上に寄与する元素である。Ｃの含有量は、０．０１％未満では、その効果を得ることができず、また、０．１％を超えると、穴拡げ加工時の割れの起点となる鉄系炭化物が増加し、穴拡げ値が劣化する。このため、Ｃの含有量は、０．０１〜０．１％とした。Ｃの含有量は０．０８％以下であることが好ましく、０．０７％以下とすることがより好ましい。Ｃの含有量の下限は、０．０３％とすることが好ましい。

Ｓｉ：０．３％以下
Ｓｉは、材料組織中におけるセメンタイト等の鉄系炭化物の析出を抑制し、延性および穴拡げ性の向上に寄与する効果があるが、その含有量が過剰な場合、フェライト変態が生じ易くなり、これに伴い高温域でＴｉＣが析出し易くなる。高温域での析出は、析出量のばらつきを生じ易く、結果として強度や穴拡げ性等の材質変動をもたらす。また高温域での析出は粒界の固溶Ｃ量を減少させ、耐はがれ性を劣化させる。したがってＳｉ含有量は０．３％以下とした。Ｓｉ含有量は、０．１％以下とするのが望ましい。このように、Ｓｉ含有量を低減しているので、鉄系炭化物の析出を抑制するためには、ＮｂおよびＴｉの含有、ならびに、製造プロセスの限定が必要となる。これらについては後述する。Ｓｉ含有量の下限は、特に規定しないが、ウロコ、紡錘スケールといったスケール系欠陥の発生を抑制する場合には、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。より好ましいＳｉ含有量は、０．０３％以上である。

Ｍｎ：０．４〜３％
Ｍｎは、固溶強化及び焼入れ強化により強度向上に寄与する元素である。Ｍｎ含有量が０．４％未満ではこの効果を得ることができず、Ｍｎ含有量が３％を超えると、この効果が飽和するばかりでなく、過度に焼入れ性が高まり穴拡げ性に優れる連続冷却変態組織の形成が困難となる。このため、Ｍｎ含有量は、０．４〜３％とした。焼入れ性を向上させて穴拡げ性に優れる連続冷却変態組織の形成を容易にするには、Ｍｎは０．５％以上含有させるのが好ましく、０．６％以上含有させることがより好ましい。Ｍｎの好ましい上限は２．４％である。

Ｐ：０．１％以下
Ｐは、鋼の精錬時に不可避的に混入する不純物であり、粒界に偏析し、含有量の増加に伴い靭性を低下させる元素である。このため、Ｐ含有量は、低いほど望ましく、０．１％を超えると、加工性および溶接性に悪影響を及ぼすので、０．１％以下とした。特に、穴拡げ性および溶接性を向上させるためには、Ｐ含有量は、０．０２％以下とすることが望ましく、０．０１５％以下とすることが更に望ましい。Ｐの下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストを劣化させるので、０．００５％以上とするのが好ましい。

Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、鋼の精錬時に不可避的に混入する不純物であり、含有量が多すぎると、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、穴拡げ性を劣化させるＡ系介在物を生成させる。このため、Ｓ含有量は、極力低減させるべきであるが、０．０３％までは許容できる。穴拡げ性を向上させるためには、０．０１％以下とするのが好ましく、０．００５％以下とするのがより好ましい。Ｓの下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストを劣化させるので、０．００１％以上とするのが好ましい。

Ａｌ：０．００１〜１％
Ａｌは、鋼板の製鋼工程における溶鋼脱酸に有効な元素であり、０．００１％以上含有させる。その含有量が過剰な場合にはコストの上昇を招くため、その上限は１％とした。Ａｌは、非金属介在物を増大させ延性および靭性を劣化させることがあるので、Ａｌの含有量は０．１０％以下とすることが好ましく、０．０５％以下とすることがより好ましい。Ａｌ含有量の下限は、０．０１％以上とすることが好ましい。

Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、鋼の精錬時に不可避的に混入する不純物であり、Ｔｉ、Ｎｂ等と化合して窒化物を形成する元素である。この窒化物は、比較的高温で析出して粗大化しやすく、穴拡げ加工時の割れの起点となる恐れがある。また、この窒化物は、後述するようにＮｂ、Ｔｉを有効活用するためには少ない方が好ましい。従って、Ｎの含有量は０．０１％以下とした。本発明の熱延鋼板を時効劣化が問題となる部材として使用する場合、Ｎ含有量は０．００６％以下とすることが好ましい。これは、これを超える含有は時効劣化を著しくさせるからである。また、本発明の熱延鋼板を製造後二週間以上室温で放置した後、加工に供することを前提とする部材として使用する場合、Ｎ含有量は０．００５％以下とするのが好ましく、０．００４％以下とするのがより好ましい。時効劣化対策のためである。更に、本発明の熱延鋼板を、高温環境下で放置させるような部材（たとえば、夏季の高温環境下で放置される部材、船舶等による輸出時に赤道を越えるような部材）として使用する場合、Ｎ含有量は０．００３％未満とすることが好ましい。Ｎの下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストを劣化させるので、０．００１％以上とするのが好ましい。

Ｃｒ：０．０５〜１．０％
Ｃｒは、本発明において最も重要な元素の一つである。Ｃｒは、パーライト変態を抑制しセメンタイト中に固溶してセメンタイトのサイズ、形態を制御することで穴拡げ性を向上させるとともに、ＴｉＣ析出物中に固溶することで析出物の数密度を増し、析出強化量を高めることができる。このため、Ｃｒ含有量を０．０５％以上含有させる。一方、１．０％を超えて含有させても、この効果は飽和しコストが嵩むばかりでなく、化成処理性の低下が著しくなる。したがって、Ｃｒ含有量は０．０５〜１．０％とした。上記効果をより確実に得るためには、Ｃｒ含有量を０．２％以上とすることが望ましく、０．４％以上とすることがより望ましい。

Ｎｂ：０．００３〜０．０５％
Ｎｂは、本発明において最も重要な元素の一つである。Ｎｂは圧延終了後の冷却中または巻取り後に炭化物として微細析出し、析出強化により強度を向上させる。更に、Ｎｂは、炭化物としてＣを固定し、穴拡げ性にとって有害であるセメンタイトの生成を抑制する。これらの効果を得るためには、Ｎｂを０．００３％以上含有させる必要がある。一方、Ｎｂ含有量が０．０５％を超えてもこれらの効果が飽和する。このため、Ｎｂの含有量は、０．００３〜０．０５％とした。Ｎｂ含有量は０．００５％超とするのが好ましい。

Ｔｉ：０．００３〜０．２％
Ｔｉは、本発明において最も重要な元素の一つである。Ｎｂと同様に圧延終了後の冷却中および巻取り後に炭化物として微細析出し、析出強化により強度を向上させる。更に、Ｔｉは、炭化物としてＣを固定し、穴拡げ性にとって有害であるセメンタイトの生成を抑制する。これらの効果を得るためには、Ｔｉを０．００３％以上含有させる必要がある。一方、０．２％を超えて含有させてもこれらの効果が飽和する。このため、Ｔｉの含有量は、０．００３〜０．２％とした。Ｔｉ含有量は０．００５％以上とするのが好ましい。

Ｃｕ：０〜１．２％
Ｎｉ：０〜０．６％
Ｍｏ：０〜１％
Ｖ：０〜０．２％
Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＶは、析出強化または固溶強化により熱延鋼板の強度を向上させる効果がある元素であるので、これらの元素の一種以上を含有させてもよい。これらの元素の含有量が一定量を超えてもその効果は飽和し、経済性を劣化させるので、それぞれの元素を含有させる場合には、Ｃｕの上限は１．２％、Ｎｉの上限は０．６％、Ｍｏの上限は１％、Ｖの上限は０．２％とする。上記の効果を十分に得るためには、それぞれ、Ｃｕは０．２％以上、Ｎｉは０．１％以上、Ｍｏは０．０５％以上、Ｖは０．０２％以上含有させるのが好ましい。

Ｃａ：０〜０．００５％
ＲＥＭ：０〜０．０２％
ＣａおよびＲＥＭ（希土類元素）は、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素であるので、これらの元素の一種以上を含有させてもよい。これらの元素の含有量が一定量を超えてもその効果は飽和し、経済性を劣化させるので、それぞれの元素を含有させる場合には、Ｃａの上限は０．００５％、ＲＥＭの上限は０．０２％とする。上記の効果を十分に得るためには、それぞれ、Ｃａは０．０００５％以上、ＲＥＭは０．０００５％以上含有させるのが好ましい。

なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計量を意味する。

Ｂ：０〜０．００２％
Ｂは、粒界に偏析し、固溶Ｃとともに存在する場合、粒界強度を高める効果があるので、含有させてもよい。しかし、その含有量が０．００２％を超えると、スラブ割れを起こす。従って、Ｂを含有させる場合には、その含有量を０．００２％以下とする。Ｂは、焼き入れ性を向上させ、穴拡げ性にとって好ましいミクロ組織である連続冷却変態組織の形成を容易にする効果があるので、０．０００５％以上含有させるのが好ましく、０．００１％以上含有させるのがより好ましい。

本発明の熱延鋼板においては、上述の通り、各元素の含有量をそれぞれ一定範囲とするだけでは足りず、各元素の含有量のバランスを調整することが極めて重要であり、特に、下記の（１）式および（２）式の関係を満足する必要がある。
０．００５≦［Ｓｉ］／［Ｃｒ］≦２・・・（１）
０．５≦［Ｍｎ］／［Ｃｒ］≦２０・・・（２）
ただし、上記式中の［Ｓｉ］、［Ｃｒ］および［Ｍｎ］は、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。

本発明において、ＴｉＣのサイズおよび析出量、ならびに、セメンタイトのサイズおよび形態を制御することが極めて重要である。ＴｉＣとセメンタイトの析出挙動は、ＳｉとＣｒの含有量のバランスによってそれぞれ変化し、その含有量の比（［Ｓｉ］／［Ｃｒ］）を０．００５〜２の範囲とする必要がある。［Ｓｉ］／［Ｃｒ］が０．００５未満の場合、過度に焼入れ性が高まり、低温域でのＴｉＣの析出が生じにくくなる。一方、［Ｓｉ］／［Ｃｒ］が２を超える場合、高温域でＴｉＣが析出するため材質変動が生じるとともに、固溶Ｃ量が減少し耐「はがれ」性が劣化する。更に粗大なセメンタイトが析出し、穴拡げ性が劣化する。好ましい範囲は０．０１〜１である。

ＭｎおよびＣｒは、ともに焼入れ性を高める元素であり、高温でのフェライト変態を抑制することでＴｉＣの析出を抑制し、材質の安定化に寄与する。しかし、ＭｎとＣｒとではセメンタイトの析出制御と焼入れ性を高める効果が異なるので、その含有量の比（［Ｍｎ］／［Ｃｒ］）を０．５〜２０の範囲とする必要がある。［Ｍｎ］／［Ｃｒ］が０．５未満の場合、過度に焼入れ性が高まり、低温域でのＴｉＣの析出が生じにくくなる。一方、［Ｍｎ］／［Ｃｒ］が２０を超える場合、所望のセメンタイトのサイズ、形態に制御することが困難となる。好ましい範囲は１〜１０である。

本発明の熱延鋼板の化学組成は、上記の各元素をそれぞれ規定される範囲で含むほか、残部はＦｅおよび不純物である。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料その他の要因により混入する成分を意味する。

２．熱延鋼板のミクロ組織等の冶金的因子
（１）セメンタイト
面積割合：１％以下
平均粒径：２μｍ以下
穴拡げ値に代表される伸びフランジ加工性およびバーリング加工性は、打ち抜き加工時またはせん断加工時に発生する割れの起点となるボイドの影響を受ける。ボイドは、金属組織中の硬度差の大きな場所で発生しやすく、特にセメンタイトが含まれる場合、セメンタイトと母相の界面で母相粒が過剰な応力集中を受けボイドが発生する。そのため、鋼板中に析出しているセメンタイトの面積割合は１％以下、セメンタイトの平均粒径は２μｍ以下に限定する。セメンタイトの面積割合が１％を超える場合または平均粒径が２μｍを超える場合は、上述した理由により穴拡げ性が劣化する。面積割合は少ないほど、平均粒径は小さいほど、穴拡げ性への悪影響がなくなるので下限値は特に規定しないが、後述するセメンタイトの測定では面積割合０．０１％、平均粒径０．０２μｍ程度が測定限界である。

セメンタイト中のＣｒ濃度：平均で０．５〜４０質量％
セメンタイト中に０．５質量％以上のＣｒを固溶させることで母相粒の粒径に対して相対的に小さなセメンタイトが形成しやすく、力学的に応力集中とならず、ボイドが発生しにくいことから穴拡げ性が向上する。しかし、該Ｃｒ濃度が４０質量％を超える場合は、セメンタイトからＣｒ炭化物へと変化し、穴拡げ性および耐「はがれ性」を劣化させる場合がある。

粒径が０．５μｍ以下、かつアスペクト比が５以下であるセメンタイト：６０％以上
セメンタイトについては、面積割合および平均粒径に加えて、粒径が０．５μｍ以下、かつアスペクト比が５以下であるセメンタイトの全セメンタイトに占める面積割合を６０％以上とする。これにより母相粒に対してセメンタイト粒が相対的に小さく、変形に対する異方性が小さいために、力学的に応力集中とならず、ボイドが発生しにくいことから穴拡げ性が向上する。

ここでセメンタイトの粒径およびアスペクト比、所定形状のセメンタイトの面積割合の測定は、以下のようにして行った。供試鋼の鋼板板幅の１／４Ｗまたは３／４Ｗ位置より切出した試料の１／４厚のところから透過型電子顕微鏡サンプルを採取し、透過型電子顕微鏡によって２００ｋＶの加速電圧で観察した。観察された析出物は、ディフラクションパターンを解析することによりセメンタイトであることを確認した。更に透過型電子顕微鏡に付設されたエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥｎｅｒｇｙｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅＸ−ｒａｙｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて、セメンタイト中のＣｒ濃度を測定した。セメンタイトの粒径、アスペクト比および粒径１μｍ以下のセメンタイトが占める面積割合は、５０００倍の倍率にて任意に観察した１０視野について、市販の画像解析ソフト「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ」を用いて算出した。

（２）母相のミクロ組織
なお、本発明の熱延鋼板における母相のミクロ組織は特に限定しないが、より優れた穴拡げ性を得るためには、連続冷却変態組織（Ｚｗ）が望ましい。また、本発明を適用した熱延鋼板の母相のミクロ組織は、これら加工性と一様伸びに代表される延性を両立させるために、体積率で２０％以下のポリゴナルフェライト（ＰＦ）が含まれてもよい。因みに、ミクロ組織の体積率とは、測定視野における面積分率をいう。連続冷却変態組織の場合には、結晶粒内の固溶Ｃが粒内に留まりながら変態する。したがって、粒界に固溶Ｃが存在する確率が低い。

ここで、本発明おける連続冷却変態組織（Ｚｗ）とは、日本鉄鋼協会基礎研究会ベイナイト調査研究部会/編；低炭素鋼のベイナイト組織と変態挙動に関する最近の研究−ベイナイト調査研究部会最終報告書−（１９９４年日本鉄鋼協会）に記載されているように、拡散的機構により生成するポリゴナルフェライトまたはパーライトを含むミクロ組織と無拡散でせん断的機構により生成するマルテンサイトとの中間段階にある変態組織と定義されるミクロ組織をいう。すなわち、連続冷却変態組織（Ｚｗ）とは、光学顕微鏡観察組織として上記参考文献１２５〜１２７頁にあるように、主にＢａｉｎｉｔｉｃｆｅｒｒｉｔｅ（α°Ｂ）（写真集内ではα°Ｂ）と、Ｇｒａｎｕｌａｒｂａｉｎｉｔｉｃｆｅｒｒｉｔｅ（αＢ）と、Ｑｕａｓｉ−ｐｏｌｙｇｏｎａｌｆｅｒｒｉｔｅ（αｑ）とから構成され、更に少量の残留オーステナイト（γｒ）と、Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−ａｕｓｔｅｎｉｔｅ（ＭＡ）とを含むミクロ組織であると定義される。なお、αｑとは、ポリゴナルフェライト（ＰＦ）と同様にエッチングにより内部構造が現出しないが、形状がアシュキュラーでありＰＦとは明確に区別される。ここでは、対象とする結晶粒の周囲長さｌｑ、その円相当径をｄｑとするとそれらの比（ｌｑ／ｄｑ）がｌｑ／ｄｑ≧３．５を満たす粒がαｑである。本発明における連続冷却変態組織（Ｚｗ）とは、このうちα°Ｂ、αＢ、αｑ、γｒ、ＭＡのうちいずれか一種または二種以上を含むミクロ組織と定義される。なお、少量のγｒ、ＭＡはその合計量を３％以下とする。

この連続冷却変態組織（Ｚｗ）は、ナイタール試薬を用いたエッチングでの光学顕微鏡観察では判別しにくい。そこで、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ^ＴＭを用いて判別する。ＥＢＳＰ−ＯＩＭ^ＴＭ（ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒＤｉｆｆｒａｃｔｉｏｎＰａｔｔｅｒｎ−ＯｒｉｅｎｔａｔｉｏｎＩｍａｇｅＭｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）法では、走査型電子顕微鏡（ＳｃａｎｉｎｎｇＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）内で高傾斜した試料に電子線を照射し、後方散乱して形成された菊池パターンを高感度カメラで撮影し、コンピュータ画像処理することにより照射点の結晶方位を短時間で測定する。

ＥＢＳＰ法では、バルク試料表面の微細構造並びに結晶方位の定量的解析ができ、分析エリアは、ＳＥＭの分解能にもよるが、ＳＥＭで観察できる領域内であれば最小２０ｎｍの分解能まで分析できる。ＥＢＳＰ−ＯＩＭ^ＴＭ法による解析は、数時間かけて、分析したい領域を等間隔のグリッド状に数万点マッピングして行う。多結晶材料では、試料内の結晶方位分布や結晶粒の大きさを見ることができる。本発明おいては、その各パケットの方位差を１５°としてマッピングした画像より判別が可能なものを連続冷却変態組織（Ｚｗ）と便宜的に定義しても良い。

（３）ＴｉとＣｒの複合炭化物
平均粒径：１０ｎｍ以下
粗大なＴｉとＣｒの複合炭化物は、析出強化に寄与しにくいため、その平均粒径は１０ｎｍ以下とする。複合炭化物の平均粒径は、７ｎｍ以下であることが好ましい。複合炭化物の平均粒径の下限は特に定めないが、析出強化の機構がＯｒｏｗａｎ機構からＣｕｔｔｉｎｇ機構に変わり所望の析出強化量が得られない可能性があることから、０．５ｎｍ以上であることが好ましい。

数密度：１×１０^１３個／ｍｍ^３以上
複合炭化物の数密度が１×１０^１３個／ｍｍ^３未満では、十分な析出強化作用が得られず、延性、穴拡げ性、耐はがれ性を確保しながら所望の引張強度（ＴＳ）を得ることができない。複合炭化物の数密度は、５×１０^１３個／ｍｍ^３以上とすることが好ましい。

Ｃｒは、ＴｉＣ中に固溶して、複合炭化物の形態を制御し、数密度を増加させる効果を有する。この効果を得るにはＴｉＣ中のＣｒ固溶量を２〜３０質量％とするのが好ましい。ＴｉＣ中のＣｒ固溶量が２質量％を未満である場合は、Ｃｒ添加による析出強化が不十分となる場合があり、３０質量％を超える場合は、複合炭化物がＣｒ炭化物になりやすく十分な析出強化が得られない場合があるからである。

ここで、複合炭化物のサイズおよび複合炭化物中のＣｒ濃度の測定は、三次元アトムプローブ測定法により、以下のようにして行った。

まず、測定対象の試料から、切断および電解研磨法により、必要に応じて電解研磨法とあわせて集束イオンビーム加工法を活用し、針状の試料を作製する。三次元アトムプローブ測定では、積算されたデータを再構築して実空間での実際の原子の分布像として求めることができる。複合炭化物の立体分布像の体積と複合炭化物の数から複合炭化物の個数密度が求まる。また、上記複合炭化物のサイズは、観察された複合炭化物の構成原子数とその格子定数から、複合炭化物を球状と仮定し算出した直径をサイズとする。ここで粒径が０．５ｎｍ以上を有効な複合炭化物とする。任意に３０個以上の複合炭化物の直径を測定し、その平均値を求める。またＣｒ含有量は任意に３０個以上の複合炭化物中のＴｉとＣｒの原子数を測定し、両者の比から算出した。

３．熱延鋼板の製造方法
次に、本発明を適用した熱延鋼板の製造方法の限定理由について詳細に述べる。
本発明において、熱間圧延工程に先行して行う、上記の化学組成を有する鋼片の製造方法は特に限定しない。すなわち、上記の化学組成を有する鋼片の製造方法としては、高炉、転炉や電炉等による溶製工程に引き続き、各種の２次精練工程で目的の成分含有量になるように成分調整を行い、次いで通常の連続鋳造またはインゴット法による鋳造のほか、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造工程を行うようにしてもよい。なお、原料にはスクラップを使用しても構わない。また、連続鋳造によってスラブを得た場合には、高温鋳片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。

（１）加熱工程
上記の化学組成を有する鋼塊または鋼片は、熱間圧延工程前に１１５０〜１２８０℃に加熱される。加熱温度が１１５０℃未満であるとＮｂおよびＴｉの炭窒化物が十分に母材中に溶解しない。この場合は、圧延終了後の冷却中または巻取り後にＮｂおよびＴｉが炭化物として微細析出することにより析出強化を利用した強度を向上させる効果を得ることができない。また、粗大なＮｂおよびＴｉの炭窒化物が残存することで穴拡げ性を劣化させる。一方、加熱温度が１２８０℃を超えるとスケールロスが多くなる。また、この加熱工程における加熱時間については特に定めないが、Ｎｂの炭窒化物の溶解を十分に進行させるためには、上記の加熱温度に達してから３０分以上保持することが望ましい。ただし、鋳造後の鋳片を高温のまま直送して圧延する場合はこの限りではない。

（２）粗圧延工程
スラブ加熱工程の後は、特に待つことなく加熱炉より抽出したスラブに対して、累積圧下率が４０％以上かつ粗圧延終了温度が１０５０℃以上となる条件で粗圧延を行って、粗バーを得る。

この粗圧延工程において、粗圧延終了温度が１０５０℃未満では、ＴｉおよびＮｂが炭化物としてオーステナイト中に粗大に析出して、鋼板の加工性を劣化させる。また粗圧延での熱間変形抵抗が増して、粗圧延の操業に障害をきたす恐れがある。粗圧延終了温度の上限は特に規定しないが、１１５０℃とするのが好ましい。あまりに高温になると、粗圧延中に生成する二次スケールが成長しすぎて、後に実施するデスケーリングまたは仕上げ圧延でスケールを除去することが困難となるからである。また、この温度域での累積圧下率が４０％未満では、鋳造時の凝固組織を十分に破壊して、結晶組織を等軸化できず、鋼板の加工性を阻害する。よって、粗圧延工程は、終了温度が１０５０℃以上かつ累積圧下率が４０％以上となる条件で行うこととする。

なお、得られた粗バーについては、粗圧延工程と仕上げ圧延工程との間で各粗バーを接合し、連続的に仕上げ圧延工程を行うようなエンドレス圧延を行うようにしてもよい。その際に粗バーを一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行ってもよい。

また、熱間圧延工程の際に、粗バーの圧延方向、板幅方向および板厚方向における温度のバラツキを小さく制御することが求められる場合がある。この場合は、必要に応じて、粗圧延工程の粗圧延機と仕上げ圧延工程の仕上げ圧延機との間、または、仕上げ圧延工程中の各スタンド間において、粗バーの圧延方向、板幅方向および板厚方向における温度のバラツキを制御できる加熱装置を使用して粗バーを加熱してもよい。加熱装置の方式としては、ガス加熱、通電加熱、誘導加熱等の様々な加熱手段が考えられるが、粗バーの圧延方向、板幅方向および板厚方向における温度のバラツキを小さく制御可能であれば、いかなる公知の手段を用いてもよい。

（３）仕上げ圧延工程
得られた粗バーに、累積圧下率：７０％以上かつ最終パスの圧下率：３〜２５％、仕上げ圧延温度：８２０〜９８０℃の条件で、仕上げ圧延を行い、鋼板を得る。

仕上げ圧延開始温度は、後述する仕上げ圧延終了温度を確保できればよいので、特に規定しないが、仕上げ圧延の温度があまりに低いと、仕上げ圧延中に粗大なＴｉＣおよびＮｂＣが析出することで析出強化量が低下する。よって、仕上げ圧延開始温度は、１０００℃以上とすることが好ましく、再結晶オーステナイト粒を細粒化する観点から１１００℃以下とすることが好ましい。

ここで、鋼板の加工性向上には変態前の再結晶オーステナイトの微細化が有効であるが、累積圧下率が７０％未満だと十分に微細化することができず、また再結晶が十分に進行せずに未再結晶オーステナイトの割合が高くなり、加工性を劣化させる。また、仕上げ圧延工程においては、最終パスの圧下率が３％未満であると通板形状が劣化し、ホットコイル形成時におけるコイルの巻き形状および製品板厚精度に悪影響を及ぼす懸念がある。一方、最終パスの圧下率が２５％を超えると、過度のひずみの導入により熱延鋼板内部の転位密度が必要以上に増加する。仕上げ圧延工程終了後において、転位密度の高い領域は、ひずみエネルギーが高いため、フェライト組織に変態し易い。このような変態により形成されたフェライトは、あまり炭素を固溶せずに析出するため、母層中に含まれていた炭素がオーステナイトとフェライトとの界面に集中しやすく、界面において粗大なＮｂ、Ｔｉの炭化物が析出し易くなる。このように仕上げ圧延工程において固溶Ｎ、Ｔｉが減少した場合は、上述した理由により、鋼板の強度向上が望めない。従って、仕上げ圧延工程における最終パスの圧下率は、３〜２５％に制限する。

仕上げ圧延終了温度が８２０℃未満の場合は、仕上げ圧延中にオーステナイト中に粗大なＴｉＣ、ＮｂＣが析出し易くなる。また圧延荷重が過度に高くなり、安定した圧延が困難となる場合がある一方、仕上げ圧延終了温度が９８０℃を超える場合は、圧延終了後の冷却開始までにγ粒が成長粗大化し、靭性が劣化し、また、延性を得るためのフェライトが析出可能な領域が減少してしまい、結果として延性が劣化する恐れがある。従って、仕上げ圧延工程における仕上げ圧延終了温度は、８２０〜９８０℃の温度域とする。

仕上げ圧延工程は、下記式を満足する条件で行うことが好ましい。

上記式を満足する場合、最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間において、オーステナイトの再結晶が促進されるとともにオーステナイトの粒成長が抑制されるため、圧延中の再結晶オーステナイト粒の微細化が図られ、これにより延性と穴拡げ性に好適な鋼組織を得ることが一層容易となる。

（４）冷却工程
仕上げ圧延工程終了後は、得られた鋼板は、１５℃／秒超の平均冷却速度で、５００〜６５０℃の温度域まで冷却する。

仕上げ圧延工程終了後から巻き取り工程までの冷却中に、セメンタイトとＴｉＣ、ＮｂＣ等の析出核生成の競合が起こる。このため、この間の平均冷却速度が１５℃／秒以下であると、セメンタイトの析出核の生成が優先されてしまい、後の巻取り工程において粒界に２μｍ超のセメンタイトへ成長し、穴拡げ性が劣化してしまう。よって、冷却速度の下限を１５℃／秒超とした。なお、冷却工程における冷却速度の上限は、特に限定しなくとも本発明の効果を得ることができるが、熱ひずみによる板そりを考慮すると、３００℃／秒を上限とすることが望ましい。冷却停止温度が５００℃未満であるとその後の巻き取り中に十分な析出が生じず、所望の鋼板強度が得られない。一方、６５０℃を超えるとセメンタイトが生じ易く、所望のミクロ組織が得られなくなる。

なお、冷却工程においては、より優れた穴拡げ性を得るためにミクロ組織を連続冷却変態組織（Ｚｗ）とすることが望ましいが、このミクロ組織を得るための冷却速度は１５℃／秒超であれば十分である。

（５）巻き取り工程
冷却された鋼板は、４５０℃までの平均冷却速度が０．００８〜１．０℃／秒となる条件で巻き取る。

５００〜６５０℃の温度まで冷却された鋼板を巻き取るに際して、冷却終了温度から４５０℃までの温度域ではセメンタイトとＴｉＣ、ＮｂＣの析出とその成長が生じるため、この温度範囲での冷却速度を制御することが必要である。その間の平均冷却速度が０．００８℃／秒未満ではＴｉＣ、ＮｂＣ析出物の成長が生じ、一方、１．０℃／秒超では析出が不十分となり、ともに所望の鋼板強度を得ることが困難となる。したがって、この温度範囲での冷却速度は０．００８〜１．０℃／秒とする。

（６）その他の工程
全工程終了後においては、鋼板形状の矯正や可動転位導入により延性の向上を図ることを目的として、圧下率０．１〜２％のスキンパス圧延を施すことが望ましい。また、全工程終了後は、得られた熱延鋼板の表面に付着しているスケールの除去を目的として、必要に応じて得られた熱延鋼板に対して酸洗してもよい。更に、酸洗した後には、得られた熱延鋼板に対してインラインまたはオフラインで圧下率１０％以下のスキンパスまたは圧下率４０％程度までの冷間圧延を施しても構わない。

本発明を適用した熱延鋼板は、更に、鋳造後、熱間圧延後、冷却後の何れかの場合において、溶融めっきラインにて熱処理を施してもよく、更にこれらの熱延鋼板に対して別途表面処理を施すようにしてもよい。溶融めっきラインにてめっきを施すことにより、熱延鋼板の耐食性が向上する。

なお、酸洗後の熱延鋼板に亜鉛めっきを施す場合は、得られた鋼板を亜鉛めっき浴中に浸積し、必要に応じて合金化処理してもよい。合金化処理を施すことにより、熱延鋼板は、耐食性の向上に加えて、スポット溶接等の各種溶接に対する溶接抵抗性が向上する。

ただし、厚板製造工程ではなくて、巻取り工程のある熱延工程で製造される熱延鋼板を前提とする場合、本発明の熱延鋼板の板厚の上限は１２ｍｍである。

表１に示す化学組成を有する３００ｋｇの鋼塊を高周波真空溶解炉にて溶製し、試験用圧延機にて７０ｍｍ厚さの鋼片にした。

この鋼片を用いて試験用小型タンデムミルにて熱間圧延を実施し、板厚２．０〜３．６ｍｍの鋼板に仕上げた。圧延完了後、所定の巻き取り温度まで冷却した後、該巻取温度に設定した炉に装入し、所定の冷却速度にて４５０℃まで冷却した。その後、炉冷して、熱延鋼板を得た。これらの条件を表２に示す。

得られた熱延鋼板の一部については、酸洗処理後、めっき浴浸漬およびめっき浴への浸漬を施した後の合金化処理を施した。なお、めっき浴浸漬は、Ｚｎ浴温度４３０〜４６０℃で行った。また合金化処理は合金化温度５００〜６００℃で行った。このようにして得られた鋼板の材質を表３に示す。

得られた鋼板の評価方法は、前述の方法と同一である。ここで、「ミクロ組織」とは、鋼板板厚の１／４ｔにおけるミクロ組織を示す。また、「引張試験」結果は、Ｃ方向ＪＩＳ５号試験片の結果を示す。表３中、「ＴＳ」は引張強さ、「ＥＩ」は伸びをそれぞれ示す。「穴拡げ」結果は、ＪＦＳＴ１００１−１９９６記載の穴拡げ試験方法で得られた結果を示す。「破断面割れ」結果は、その有無を目視にて確認した結果を示し、破断面割れが無い場合を「無し」と示し、破断面割れがある場合を「有り」と示した。

表３に示すように、本発明で規定される範囲内にある試験番号１〜５、８〜１１、１５、１６および２２〜２５は高い引張強度（ＴＳ）を有するとともに、優れた強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）と優れた強度−穴拡げバランス（ＴＳ×λ）とを有し、優れた耐「はがれ」性を有する。一方、本発明で規定される範囲外の試験番号６、７、１２〜１４、１７〜２１および２６〜２８は、ＴＳ×Ｅｌ、ＴＳ×λ、耐「はがれ」性の何れかが劣っている。

本発明によれば、穴拡げ性に優れる高強度熱延鋼板を提供することができる。この熱延鋼板は、高強度性および穴拡げ性が厳しく要求される、内板部材、構造部材、足廻り部材等の自動車部材をはじめとして、造船、建築、橋梁、海洋構造物、圧力容器、ラインパイプ、機械部品などに最適である。

Claims

化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１％、
Ｓｉ：０．３％以下、
Ｍｎ：０．４〜３％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ａｌ：０．００１〜１％、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｃｒ：０．０５〜１％、
Ｎｂ：０．００３〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００３〜０．２％、
Ｃｕ：０〜１．２％、
Ｎｉ：０〜０．６％、
Ｍｏ：０〜１％、
Ｖ：０〜０．２％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
ＲＥＭ：０〜０．０２％、
Ｂ：０〜０．００２％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（１）式および（２）式の関係を満足し、
金属組織中に、面積割合が１％以下、かつ平均粒径が２μｍ以下であるセメンタイトを有し、該セメンタイト中のＣｒ濃度が平均で０．５〜４０質量％であり、該セメンタイトのうち、粒径が０．５μｍ以下、かつアスペクト比が５以下であるセメンタイトの全セメンタイトに占める面積割合が６０％以上であり、ＴｉとＣｒの複合炭化物の平均粒径が１０ｎｍ以下、数密度が１×１０^１３個／ｍｍ^３以上であり、
引張強度が５００ＭＰａ以上であり、穴拡げ性および耐はがれ性に優れる熱延鋼板。
０．００５≦［Ｓｉ］／［Ｃｒ］≦２・・・（１）
０．５≦［Ｍｎ］／［Ｃｒ］≦２０・・・（２）
ただし、上記式中の［Ｓｉ］、［Ｃｒ］および［Ｍｎ］は、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．２〜１．２％、
Ｎｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｏ：０．０５〜１％、
Ｖ：０．０２〜０．２％
から選択される１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、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％および／または
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
を含有する、
請求項１または２に記載の熱延鋼板。
前記化学組成が、質量％で、
Ｂ：０．０００２〜０．００２％
を含有する、
請求項１から３までのいずれかに記載の熱延鋼板。
亜鉛めっきが施されている、請求項１から４までのいずれかに記載の熱延鋼板。
下記工程（Ａ）〜（Ｅ）を備える、
請求項１から４までのいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
（Ａ）請求項１から４までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊または鋼片を１１５０〜１２８０℃に加熱する工程、
（Ｂ）加熱された鋼塊または鋼片に、１０５０℃以上の温度域で、かつ累積圧下率が４０％以上となる条件で粗圧延を行い、粗バーを得る工程、
（Ｃ）粗バーに、仕上げ圧延開始温度：１０００℃以上、累積圧下率：７０％以上かつ最終パスの圧下率：３〜２５％、仕上げ圧延終了温度：８２０〜９８０℃を満足する条件で、仕上げ圧延を行い、鋼板を得る工程、
（Ｄ）得られた鋼板を、１５℃／秒超の平均冷却速度で、５００〜６５０℃の温度域まで冷却する工程、
（Ｅ）、冷却された鋼板を、４５０℃までの平均冷却速度が０．００８〜１．０℃／秒となる条件で巻き取る工程。
前記（Ｃ）の工程を、下記式を満足する条件で行う、請求項６に記載の熱延鋼板の製造方法。

ただし、上記式中の各記号の意味は次の通りである。
［Ｎｂ］：Ｎｂの含有量（質量％）
［Ｔｉ］：Ｔｉの含有量（質量％）
ｔ：最終圧延パスの１つ前の圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までの時間（秒）
Ｔ：最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了温度（℃）
巻き取り後の鋼板を酸洗した後、亜鉛めっき浴中に浸積させて鋼板表面を亜鉛めっきする、請求項６または７に記載の熱延鋼板の製造方法。
亜鉛めっき後の鋼板を合金化処理する、請求項８に記載の熱延鋼板の製造方法。