JPWO2020080552A1 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

この熱延鋼板は、所定の化学組成を有し、厚さをｔとしたとき、表面からｔ／４の位置における金属組織が、面積分率で、ベイナイトまたは焼き戻しマルテンサイトを７７．０〜９７．０％、フェライトを０〜５．０％、パーライトを０〜５．０％、残留オーステナイトを３．０％以上、マルテンサイトを０〜１０．０％含み、前記金属組織において、前記残留オーステナイトを除いた平均結晶粒径が７．０μｍ以下であり、直径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物の平均個数密度が１．０×１０６個／ｍｍ２以上であり、引張強さが９８０ＭＰａ以上であり、前記表面における平均Ｎｉ濃度が７．０％以上である。

Description

本発明は、熱延鋼板およびその製造方法に関する。
本願は、２０１８年１０月１９日に、日本に出願された特願２０１８−１９７９３６号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

近年、自動車からの炭酸ガス（ＣＯ_２）の排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用して自動車車体の軽量化が進められている。また、搭乗者の安全性確保のためにも、自動車車体には軟鋼板の他に高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。

さらに最近では、燃費規制やＮＯ_Ｘ等の環境規制の更なる厳格化により、プラグインハイブリッド車や電気自動車の増加が見込まれている。これら次世代自動車においては、大容量バッテリーの搭載が必要であり、より一層の車体の軽量化が必要となる。自動車メーカーにおいても低燃費化を目的とした車体軽量化の技術開発が盛んに行われている。しかしながら、乗員の安全確保のために耐衝突特性の向上にも重点が置かれるため、車体軽量化は容易ではない。

車体の軽量化をより一層進めるためには、鋼板からアルミニウム合金、樹脂、ＣＦＲＰ等の軽量素材への置換もしくは鋼板の更なる高強度化が選択肢となり得るが、素材コストや加工コストの観点からは、高級車を除く大量生産を前提とした大衆車では、超高強度鋼板の採用が現実的である。
そこで、車体軽量化と耐衝突特性とを両立させるべく、高強度鋼板を用いて部材を薄肉化することが検討されている。このため、高い強度と優れた成形性とを兼備する鋼板が強く望まれており、これらの要求に応えるべく、幾つかの技術が従来から提案されている。なかでも、残留オーステナイトを含有する鋼板は、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）により優れた延性を示すことから、これまでにも多くの検討がなされている。

例えば、特許文献１には、平均結晶粒径が１０μｍ以下であるフェライト中に平均結晶粒径が５μｍ以下である残留オーステナイトを分散させた、耐衝突安全性および成形性に優れた自動車用高強度鋼板が開示されている。金属組織に残留オーステナイトを含む鋼板では、加工中にオーステナイトがマルテンサイト変態して、変態誘起塑性により大きな伸びを示すものの、硬質なマルテンサイトの生成により穴拡げ性が損なわれる。特許文献１には、フェライトおよび残留オーステナイトを微細化することにより、延性のみならず穴拡げ性も向上する、と開示されている。

特許文献２には、結晶粒内に残留オーステナイトおよび／またはマルテンサイトからなる第二相を微細に分散させた、伸びおよび伸びフランジ性に優れた引張り強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が開示されている。

特許文献３および４には、延性および伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法が開示されている。特許文献３には、熱間圧延完了後１秒間以内に７２０℃以下の温度域まで冷却し、５００℃超７２０℃以下の温度域に１〜２０秒間の滞在時間で滞在させた後、３５０〜５００℃の温度域で巻き取る、延性および伸びフランジ性が良好な高強度熱延鋼板の製造方法が開示されている。また、特許文献４には、ベイナイトを主体とし、適量のポリゴナルフェライトと残留オーステナイトとを有するとともに、残留オースナイトを除く鋼組織において１５°以上の結晶方位差を有する粒界で囲まれる粒の平均粒径が１５μｍ以下である、延性および伸びフランジ性が良好な高強度熱延鋼板が開示されている。

一方、最近ではＬＣＡ（Ｌｉｆｅ Ｃｙｃｌｅ Ａｓｓｅｓｓｍｅｎｔ）が注目されるようになり、自動車の走行時だけでなく、製造時の環境負荷に関しても関心が注がれるようになった。

例えば、自動車部品の塗装においては、これまで、下地処理として、化成処理の一種であるリン酸亜鉛処理が施されていた。リン酸亜鉛処理は、低コストで、かつ、塗膜密着性、耐食性に優れる。しかしながら、リン酸亜鉛処理液にはリン酸を主成分として亜鉛塩・ニッケル塩・マンガン塩等の金属成分が含まれている。そのため、使用後に破棄される廃液のリンおよび金属類による環境負荷が懸念されていた。また、化成処理槽に沈殿するリン酸鉄を主成分とする大量のスラッジが産業廃棄物として大きな環境負荷となっていた。

そこで、最近では、環境負荷を低減できる化成処理液としてジルコニウム系化成処理液が使用されている。ジルコニウム系化成処理液は、リン酸塩を含まず金属塩を添加する必要がない。そのため、スラッジ発生量がきわめて小さい。例えば、特許文献５および６には、ジルコニウム化成処理液を用いて金属表面に化成処理皮膜を形成する技術が記載されている。

日本国特開平１１−６１３２６号公報 日本国特開２００５−１７９７０３号公報 日本国特開２０１２−２５１２００号公報 日本国特開２０１５−１２４４１０号公報 日本国特開２００４−２１８０７４号公報 日本国特開２００８−２０２１４９号公報

ジルコニウム系化成処理液を用いても、従来の７８０ＭＰａ級の強度クラスまでの高強度鋼板では、リン酸亜鉛処理に匹敵する耐食性と塗膜密着性とが得られる。しかしながら、引張強さが９８０ＭＰａ以上の超高強度鋼板においては、含有される合金元素量が多いことから、ジルコニウム系化成結晶の鋼板表面への付着が不十分となり、良好な耐食性と塗膜密着性とが得られない。
さらに、上述した特許文献１〜４に開示された鋼板をはじめ、耐衝突特性に優れる超高強度鋼板において、ジルコニウム系化成処理液を用いた場合の塗膜密着性を十分に改善する手法は未だ提案されていない。

本発明は上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、その目的とするところは、９８０ＭＰａ以上の引張強さと高いプレス成形性（延性および伸びフランジ性）及び、良好な靭性を有する超高強度鋼板であって、ジルコニウム系化成処理液を用いた場合でも、リン酸亜鉛化成処理液を用いた場合と同等以上の化成処理性と塗膜密着性とを有する、熱延鋼板及びその熱延鋼板を安定して製造できる製造方法を提供することである。

本発明者らは、前記課題を解決するため鋭意検討を行い、以下の知見を得た。

本発明は、これら知見を基になされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）本発明の一態様に係る熱延鋼板は、板厚方向全体の平均値で表される化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１００〜０．２５０％、Ｓｉ：０．０５〜３．００％、Ｍｎ：１．００〜４．００％、Ａｌ：０．００１〜２．０００％、Ｎｉ：０．０２〜２．００％、Ｎｂ：０〜０．３００％、Ｔｉ：０〜０．３００％、Ｃｕ：０〜２．００％、Ｍｏ：０〜１．０００％、Ｖ：０〜０．５００％、Ｃｒ：０〜２．００％、Ｍｇ：０〜０．０２００％、Ｃａ：０〜０．０２００％、ＲＥＭ：０〜０．１０００％、Ｂ：０〜０．０１００％、Ｂｉ：０〜０．０２０％、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、およびＷのうち１種または２種以上：合計で０〜１．０００％、Ｓｎ：０〜０．０５０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０３００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｎ：０．１０００％以下、を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ、下記式（ｉ）を満たし、厚さをｔとしたとき、表面からｔ／４の位置における金属組織が、面積分率で、ベイナイトまたは焼き戻しマルテンサイトを７７．０〜９７．０％、フェライトを０〜５．０％、パーライトを０〜５．０％、残留オーステナイトを３．０％以上、マルテンサイトを０〜１０．０％含み、前記金属組織において、前記残留オーステナイトを除いた平均結晶粒径が７．０μｍ以下であり、直径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物の平均個数密度が１．０×１０^６個／ｍｍ^２以上であり、引張強さが９８０ＭＰａ以上であり、前記表面における平均Ｎｉ濃度が７．０％以上である。
０．０５％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３．００％・ ・ ・ 式（ｉ）
上記式（ｉ）中に示す元素は前記熱延鋼板中に含有されている元素の質量％である。
（２）上記（１）に記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｎｉ：０．０２〜０．０５％を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の熱延鋼板は、前記熱延鋼板に内部酸化層が存在し、前記内部酸化層の平均深さが前記熱延鋼板の前記表面から５．０μｍ以上、２０．０μｍ以下であってもよい。
（４）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の熱延鋼板は、前記熱延鋼板の前記表面の算術平均粗さＲａの標準偏差が１０．０μｍ以上、５０．０μｍ以下であってもよい。
（５）上記（１）〜（４）のいずれかに記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｖ：０．００５〜０．５００％、Ｔｉ：０．００５〜０．３００％の１種または２種を含有してもよい。
（６）上記（１）〜（５）のいずれかに記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．３００％、Ｃｕ：０．０１％〜２．００％、Ｍｏ：０．０１％〜１．０００％、Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃｒ：０．０１％以上、２．００％以下、のうち１種または２種以上を含有してもよい。
（７）上記（１）〜（６）のいずれかに記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．１０００％、のうち１種または２種以上を含有してもよい。
（８）本発明の別の態様に係る熱延鋼板の製造方法は、上記（１）に記載の化学組成を有する鋼片を、少なくとも予加熱ゾーン、加熱ゾーン、及び均熱ゾーンを有する、蓄熱式バーナーを備えた加熱炉で、１１５０℃以上に加熱する加熱工程と、加熱された前記鋼片を、仕上げ温度が下記式（ｉｉ）で得られるＴ２℃以上になるように、かつ、８５０〜１１００℃の温度域における累積圧下率が９０％以上になるように熱間圧延を行って熱延鋼板を得る熱延工程と、前記熱延工程後、１．５秒以内に冷却を開始するとともに、５０℃／秒以上の平均冷却速度で下記式（ｉｉｉ）により表される温度Ｔ３℃以下まで、前記熱延鋼板を冷却する一次冷却工程と、下記式（ｉｖ）により表される温度をＴ４℃としたとき、前記一次冷却工程の冷却停止温度から（Ｔ４−１００）℃〜（Ｔ４＋５０）℃の巻取り温度まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する二次冷却工程と、前記巻取り温度で巻き取る巻取り工程と、を有し、前記加熱工程において、前記予加熱ゾーンでの空気比を１．１〜１．９とする。
Ｔ２（℃）＝８６８−３９６×［Ｃ］−６８．１×［Ｍｎ］＋２４．６×［Ｓｉ］−３６．１×［Ｎｉ］−２４．８×［Ｃｒ］−２０．７×［Ｃｕ］＋２５０×［Ａｌ］・・・（ｉｉ）
Ｔ３（℃）＝７７０−２７０×［Ｃ］−９０×［Ｍｎ］−３７×［Ｎｉ］−７０×［Ｃｒ］−８３×［Ｍｏ］・・・（ｉｉｉ）
Ｔ４（℃）＝５９１−４７４×［Ｃ］−３３×［Ｍｎ］−１７×［Ｎｉ］−１７×［Ｃｒ］−２１×［Ｍｏ］・・・（ｉｖ）
ただし、各式中の［元素記号］は各元素の前記鋼片中の含有量（質量％）を示す。
（９）上記（８）に記載の熱延鋼板の製造方法は、前記加熱工程において、前記加熱ゾーンでの空気比を０．９〜１．３としてもよい。
（１０）上記（８）または（９）に記載の熱延鋼板の製造方法は、前記加熱工程において、前記均熱ゾーンでの空気比を０．９〜１．９としてもよい。
（１１）上記（９）または（１０）に記載の熱延鋼板の製造方法では、前記予加熱ゾーンでの空気比が、前記加熱ゾーンでの空気比よりも大きくてもよい。
（１２）上記（８）〜（１０）のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法では、前記巻取り工程後の前記熱延鋼板に、２０〜９５℃の温度の１〜１０質量％の塩酸溶液を用いて３０〜６０秒未満の酸洗時間の条件で酸洗を行う酸洗工程を備えてもよい。

本発明の上記態様によれば、９８０ＭＰａ以上の引張強さと高いプレス成形性（延性および伸びフランジ性）と良好な靭性とを有する超高強度鋼板であって、ジルコニウム系化成処理液を用いた場合でも、リン酸亜鉛化成処理液を用いた場合と同等以上の化成処理性と塗膜密着性とを有する熱延鋼板を得ることができる。本発明に係る鋼板は、化成処理性と塗膜密着性とに優れるので、塗装後耐食性に優れる。また、延性及び伸びフランジ性にも優れる。そのため、本発明に係る鋼板は、高強度、成形性及び塗装後耐食性を要する自動車用部品に好適である。

本実施形態に係る熱延鋼板及び比較熱延鋼板の、表面のＥＰＭＡ測定結果の一例である。（測定条件：加速電圧：１５ｋＶ、照射電流：６×１０^-８Ａ、照射時間：３０ｍｓ、ビーム径：１μｍ） 表面に濃化したＮｉがジルコニウム系化成結晶の析出核になるメカニズムを示す図である。 熱延鋼板の表面の粗さが変化するメカニズムを示す図である。

本発明者らは、９８０ＭＰａ以上の引張強さと、十分な延性および伸びフランジ性とを有する超高強度鋼板において、ジルコニウム系化成処理液を用いた化成処理で良好な化成処理性と塗膜密着性とが安定して得られる条件について鋭意研究を重ねた。検討の結果、鋼板の表層の酸化物が化成処理性、塗膜密着性に大きく影響していることが分かった。具体的には、以下の通りである。
鋼板は、通常、化成処理を行う前に酸洗される。しかしながら、通常の酸洗を行っても超高強度鋼板の表面には、Ｓｉ、Ａｌ等の酸化物が形成されており、これがジルコニウム系化成処理性、塗膜密着性を劣化させることが分かった。本発明者らがさらに検討を行った結果、化成処理性及び塗膜密着性の向上には、Ｓｉ、Ａｌ等の酸化物の形成を抑制するとともに、ジルコニウム系化成結晶の析出核として鋼板表層にＮｉの濃化層を形成することが、効果的であることを発見した。
また、本発明者らは、一般的な熱延鋼板を製造する工程において安価でかつ大量生産を前提とした場合、微量なＮｉの含有と、熱間圧延に先立つ加熱工程での加熱条件とを限定することとによって、酸洗後（化成処理前）の鋼板表層にＮｉの濃化層を形成することが可能であることを見出した。

以下、本実施形態に係る熱延鋼板について詳細に説明する。

［鋼板の成分］
まず、本実施形態に係る熱延鋼板の化学成分の限定理由を説明する。特に断りのない限り、成分の含有量に関する％は質量％を示す。
また、本明細書中の各式において用いる元素名の表示は、当該元素の鋼板中の含有量（質量％）を示すものとし、含有していない場合は０を代入するものとする。

Ｃ：０．１００〜０．２５０％
Ｃは、ベイナイトの生成を促進する作用と残留オーステナイトを安定化する作用とを有する。Ｃ含有量が０．１００％未満では、所望のベイナイト面積分率および残留オーステナイト面積分率を得ることが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．１００％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１２０％以上、または０．１５０％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．２５０％超では、パーライトが優先的に生成してベイナイトおよび残留オーステナイトの生成が不十分となり、所望のベイナイトの面積分率および残留オーステナイトの面積分率を得ることが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．２５０％以下とする。Ｃ含有量は好ましくは０．２２０％以下、または０．２００％以下である。

Ｓｉ：０．０５〜３．００％
Ｓｉは、セメンタイトの析出を遅延させる作用を有する。この作用により、オーステナイトが未変態で残留する量、すなわち残留オーステナイトの面積分率を高めることができ、また固溶強化により鋼板の強度を高めることができる。また、Ｓｉは、脱酸により鋼を健全化する（鋼にブローホールなどの欠陥が生じることを抑制する）作用を有する。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、上記作用による効果を得ることができない。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．５０％以上、または１．００％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が３．００％超では、鋼板の表面性状および化成処理性、さらには延性および溶接性が著しく劣化するとともに、Ａ３変態点が著しく上昇する。これにより、安定して熱間圧延を行うことが困難になる。したがって、Ｓｉ含有量は３．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．７０％以下、または２．５０％以下である。

Ｍｎ：１．００〜４．００％
Ｍｎは、フェライト変態を抑制してベイナイトの生成を促進する作用を有する。Ｍｎ含有量が１．００％未満では、所望のベイナイトの面積分率を得ることができない。したがって、Ｍｎ含有量は１．００％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５０％以上であり、より好ましくは１．８０％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が４．００％超では、ベイナイト変態の完了が遅延することで、オーステナイトへの炭素濃化が促進されず、残留オーステナイトの生成が不十分となり、所望の残留オーステナイトの面積分率を得ることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は４．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．７０％以下、または３．５０％以下である。

Ｎｉ：０．０２％〜２．００％
Ｎｉは、本実施形態に係る熱延鋼板において重要な元素のひとつである。Ｎｉは、主に熱間圧延工程の加熱工程において、特定の条件下で鋼板表面とスケールとの界面近傍の鋼板表面近傍に濃化する。このＮｉが、鋼板表面にジルコニウム系化成処理を行う際に、ジルコニウム系化成処理皮膜の析出核となり、スケがなく密着性のよい皮膜の形成を促進する。Ｎｉ含有量が０．０２％未満ではその効果がないので、Ｎｉ含有量を０．０２％以上とする。上記密着性向上効果は、ジルコニウム系化成処理皮膜だけでなく、従来のリン酸亜鉛化成処理皮膜に対しても同様に得られる。また、溶融亜鉛めっき処理による溶融亜鉛めっき層や、さらには、めっき後合金化処理された合金化亜鉛めっき層の母材との密着性も向上させる。
一方、Ｎｉ含有量が２．００％を超えてもその効果が飽和するだけでなく、合金コストが上昇する。従って、Ｎｉ含有量を、２．００％以下とする。好ましくは０．５０％以下、０．２０％以下、または０．０５％以下である。

Ａｌ：０．００１〜２．０００％
Ａｌは、Ｓｉと同様に、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有する。また、Ａｌは、オーステナイトからのセメンタイトの析出を抑制することで、残留オーステナイトの生成を促進する作用を有する。Ａｌ含有量が０．００１％未満では上記作用による効果を得ることができない。したがって、Ａｌ含有量は、０．００１％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上である。
一方、Ａｌ含有量が２．０００％超では、上記効果が飽和するとともに経済的に好ましくない。そのため、Ａｌ含有量は２．０００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは１．５００％以下、または１．３００％以下である。

Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、一般的に不純物として含有される元素であるが、固溶強化により強度を高める作用を有する元素でもある。Ｐを積極的に含有させてもよいが、Ｐは偏析し易い元素であり、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、粒界偏析に起因する成形性や靭性の低下が顕著となる。したがって、Ｐ含有量は、０．１００％以下に制限する。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下である。Ｐ含有量の下限は、特に規定する必要はないが、精錬コストの観点から、０．００１％とすることが好ましい。

Ｓ：０．０３００％以下
Ｓは、不純物として含有される元素であり、鋼中に硫化物系介在物を形成して熱延鋼板の成形性を低下させる。Ｓ含有量が０．０３００％を超えると、成形性が著しく低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０３００％以下に制限する。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。Ｓ含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの観点から、０．０００１％とすることが好ましい。

Ｎ：０．１０００％以下
Ｎは、不純物として鋼中に含有される元素であり、鋼板の成形性を低下させる元素である。Ｎ含有量が０．１０００％超では、鋼板の成形性が著しく低下する。したがって、Ｎ含有量は０．１０００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０８００％以下であり、さらに好ましくは０．０７００％以下である。Ｎ含有量の下限は特に規定する必要はないが、後述するようにＴｉおよびＶの１種または２種以上を含有させて金属組織の微細化を図る場合には、炭窒化物の析出を促進させるためにＮ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましく、０．００２０％以上とすることがより好ましい。

Ｏ：０．０１００％以下
Ｏは、鋼中に多く含まれると破壊の起点となる粗大な酸化物を形成し、脆性破壊や水素誘起割れを引き起こす。そのため、Ｏ含有量は０．０１００％以下に制限する。Ｏ含有量は、０．００８０％以下、０．００５０％以下とすることが好ましい。溶鋼の脱酸時に微細な酸化物を多数分散させるために、Ｏ含有量は０．０００５％以上、または０．００１０％以上としてもよい。

本実施形態に係る熱延鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物からなることを基本とするが、本実施形態に係る熱延鋼板は、上記元素に加え、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｂｉ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、ＷおよびＳｎを任意元素として含有してもよい。上記任意元素を含有させない場合の含有量は０％である。以下、上記任意元素について詳細に説明する。

本実施形態において、不純物とは、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境等から混入されるものであって、本実施形態に係る熱延鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

Ｎｂ：０〜０．３００％
Ｎｂは、炭窒化物を形成して、あるいは、固溶Ｎｂが熱間圧延時の粒成長を遅延することで、熱延鋼板の粒径の微細化を通じて低温靭性の向上に寄与する元素である。この効果を得る場合、Ｎｂ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
一方、Ｎｂ含有量が０．３００％を超えても上記効果は飽和して経済性が低下する。そのため、必要に応じて、Ｎｂを含有させる場合でも、Ｎｂ含有量は０．３００％以下とする。

Ｔｉ：０〜０．３００％およびＶ：０〜０．５００％からなる群から選択される１種または２種
ＴｉおよびＶは、いずれも、鋼中に炭化物または窒化物として析出し、ピン止め効果によって金属組織を微細化する作用を有する。そのため、これらの元素の１種または２種を含有させてもよい。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とするか、あるいはＶ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。しかし、これらの元素を過剰に含有させても、上記作用による効果が飽和して経済的に好ましくない。したがって、含有させる場合でも、Ｔｉ含有量は０．３００％以下とし、Ｖ含有量は０．５００％以下とする。

Ｃｕ：０〜２．００％、Ｃｒ：０〜２．００％、Ｍｏ：０〜１．０００％、およびＢ：０〜０．０１００％からなる群から選択される１種または２種以上
Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、およびＢは、いずれも、焼入性を高める作用を有する。また、Ｃｒは残留オーステナイトを安定化させる作用を有し、ＣｕおよびＭｏは鋼中に炭化物を析出して強度を高める作用を有する。

Ｃｕは、焼入れ性を高める作用、および低温で鋼中に炭化物として析出して鋼板の強度を高める作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とすることが好ましく、０．０３％以上または０．０５％以上とすることがより好ましい。しかしながら、Ｃｕ含有量が２．００％超では、スラブの粒界割れが生じる場合がある。したがって、Ｃｕ含有量は２．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは１．５０％以下、１．００％以下である。

Ｃｒは、焼入性を高める作用および残留オーステナイトを安定化させる作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｃｒ含有量を０．０１％以上、または０．０５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｃｒ含有量が２．００％超では、鋼板の化成処理性が著しく低下する。したがって、Ｃｒ含有量は２．００％以下とする。

Ｍｏは、焼入性を高める作用および鋼中に炭化物を析出して強度を高める作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１０％以上、または０．０２０％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｍｏ含有量を１．０００％超としても上記作用による効果は飽和して経済的に好ましくない。したがって、Ｍｏ含有量は１．０００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．５００％以下、０．２００％以下である。

Ｂは、焼入れ性を高める作用を有する。この作用による効果をより確実に得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上、または０．０００２％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｂ含有量が０．０１００％超では、鋼板の成形性が著しく低下するため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は、０．００５０％以下とすることが好ましい。

Ｃａ：０〜０．０２００％、Ｍｇ：０〜０．０２００％およびＲＥＭ：０〜０．１０００％からなる群から選択される１種または２種以上
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、いずれも、介在物の形状を好ましい形状に調整することにより、鋼板の成形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。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのいずれか１種以上の含有量をそれぞれ０．０００５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｃａ含有量またはＭｇ含有量がそれぞれ０．０２００％を超えると、あるいはＲＥＭ含有量が０．１０００％を超えると、鋼中に介在物が過剰に生成され、却って鋼板の成形性を低下させる場合がある。したがって、Ｃａ含有量およびＭｇ含有量を０．０２００％以下、並びにＲＥＭ含有量を０．１０００％以下とする。
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドからなる合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計含有量を指す。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。

Ｂｉ：０〜０．０２０％
Ｂｉは、凝固組織を微細化することにより成形性を高める作用を有するので、鋼中に含有させてもよい。この作用による効果をより確実に得るためには、Ｂｉ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｂｉ含有量を０．０２０％超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、経済的に好ましくない。したがって、Ｂｉ含有量は０．０２０％以下とする。Ｂｉ含有量は、好ましくは０．０１０％以下である。

Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上：合計で０〜１．０００％
Ｓｎ：０〜０．０５０％
Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷについて、本発明者らは、これらの元素を合計で１．０００％以下含有させても、本実施形態に係る熱延鋼板の効果は損なわれないことを確認している。そのため、Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上を合計で１．０００％以下含有させてもよい。
また、本発明者らは、Ｓｎを少量含有させても本実施形態に係る熱延鋼板の効果は損なわれないことを確認しているが、Ｓｎを含有させると熱間圧延時に疵が発生しやすくなるので、Ｓｎ含有量は０．０５０％以下とする。

０．０５％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３．００％
本実施形態に係る熱延鋼板では、各元素の含有量を上記の範囲に制御した上で、Ｓｉ＋Ａｌが下記式（１）を満足するように制御する必要がある。
０．０５％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３．００％・ ・ ・ 式（１）
Ｓｉ＋Ａｌが０．０５％未満であると、ウロコ、紡錘スケールといったスケール系欠陥が発生する
一方、Ｓｉ＋Ａｌが３．００％超であると、Ｎｉを含有させても化成処理性、塗膜密着性を改善する効果が発現しなくなる。

上述した、熱延鋼板における各元素の含有量は、ＪＩＳＧ１２０１：２０１４に準じて切粉によるＩＣＰ発光分光分析で求めた、全板厚での平均含有量である。

［鋼板の金属組織］
次に、本実施形態に係る熱延鋼板の金属組織（ミクロ組織）について説明する。
本実施形態に係る熱延鋼板では、鋼板の圧延方向に平行な断面において、鋼板表面から板厚の１／４深さ（板厚ｔ（ｍｍ）としたときのｔ／４）の位置における金属組織が、面積分率（面積％）で、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトを合計で７７．０〜９７．０％、フェライトを０〜５．０％、パーライトを０〜５．０％、残留オーステナイトを３．０％以上、マルテンサイトを０〜１０．０％含有することで、９８０ＭＰａ以上の引張強さと高いプレス成形性（延性および伸びフランジ性）とを得る。本実施形態において、鋼板の圧延方向に平行な断面の、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織を規定する理由は、この位置における金属組織が、鋼板の代表的な金属組織を示すからである。

ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの合計の面積分率：７７．０〜９７．０％
ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトは、本実施形態において最も重要な金属組織である。
ベイナイトはラス状の結晶粒の集合である。ベイナイトには、ラス間に炭化物を含む、ラスの集合体である上部ベイナイトと、内部に長径５ｎｍ以上の鉄系炭化物を含む下部ベイナイトとがある。下部ベイナイトに析出する鉄系炭化物は、単一のバリアント、即ち、同一方向に伸長した鉄系炭化物群に属する。焼き戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径５ｎｍ以上の鉄系炭化物を含む。焼き戻しマルテンサイト内の鉄系炭化物は、複数のバリアント、即ち、異なる方向に伸長した複数の鉄系炭化物群に属する。後述する測定方法により下部ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトを区別することは困難であるため、本実施形態では両者を区別する必要はない。

上述したように、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトは、硬質かつ均質な金属組織であり、鋼板に高い強度と優れた伸びフランジ性とを兼備させるのに最も適した金属組織である。ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの合計の面積分率が７７．０％未満では、高い強度と優れた伸びフランジ性とを鋼板に兼備させることができない。したがって、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの合計の面積分率は７７．０％以上とする。ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの合計の面積分率は、好ましくは８５．０％以上、より好ましくは９０．０％以上である。本実施形態に係る熱延鋼板は残留オーステナイトを３．０％以上含むため、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの合計の面積分率は９７．０％以下である。

フェライトの面積分率：０〜５．０％
フェライトは塊状の結晶粒であって、内部に、ラス等の下部組織を含まない金属組織である。軟質なフェライトの面積分率が５．０％を超えると、ボイドの発生起点となり易いフェライトとベイナイトまたは焼き戻しマルテンサイトとの界面、およびフェライトと残留オーステナイトとの界面が増加することで、特に鋼板の伸びフランジ性が低下する。したがって、フェライトの面積分率は５．０％以下とする。フェライトの面積分率は、好ましくは４．０％以下、３．０％以下、または２．０％以下である。鋼板の伸びフランジ性を向上させるために、フェライトの面積分率は可能な限り低減することが好ましく、その下限は０％とする。

パーライトの面積分率：０〜５．０％
パーライトはフェライト同士の間にセメンタイトが層状に析出したラメラ状の金属組織であり、またベイナイトと比較すると軟質な金属組織である。パーライトの面積分率が５．０％を超えると、ボイドの発生起点となり易いパーライトと、ベイナイトまたは焼き戻しマルテンサイトとの界面、およびパーライトと残留オーステナイトとの界面が増加することで、特に鋼板の伸びフランジ性が低下する。したがって、パーライトの面積分率は５．０％以下とする。パーライトの面積分率は、好ましくは４．０％以下、３．０％以下、または２．０％以下である。鋼板の伸びフランジ性を向上させるために、パーライトの面積分率は可能な限り低減することが好ましく、その下限は０％とする。

マルテンサイトの面積分率：０〜１０．０％
本実施形態において、マルテンサイトは直径５ｎｍ以上の炭化物がラス間及びラス内に析出していない金属組織と定義する。マルテンサイト（いわゆるフレッシュマルテンサイト）は非常に硬質な組織であり、鋼板の強度上昇に大きく寄与する。一方で、マルテンサイトが含まれると、マルテンサイトと、母相であるベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトとの界面がボイドの発生起点となり、特に鋼板の伸びフランジ性が低下する。さらに、マルテンサイトは硬質組織であるため、鋼板の低温靭性を劣化させる。そのため、マルテンサイト面積分率は１０．０％以下とする。本実施形態に係る熱延鋼板は、所定量のベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトを含むので、マルテンサイトを含まない場合であっても所望の強度を確保することができる。鋼板の所望の伸びフランジ性を得るため、マルテンサイトの面積分率は可能な限り低減することが好ましく、その下限は０％とする。

以上のような本実施形態に係る熱延鋼板の金属組織を構成するベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、フェライト、パーライトおよびマルテンサイトは、以下の方法によりこれらの金属組織の同定、存在位置の確認及び面積分率の測定を行う。
まず、ナイタール試薬及び特開昭５９−２１９４７３号公報に開示の試薬を用いて、鋼板の圧延方向に平行な断面を腐食する。断面の腐食について、具体的には、１００ｍｌのエタノールに１〜５ｇのピクリン酸を溶解した溶液をＡ液とし、１００ｍｌの水に１〜２５ｇのチオ硫酸ナトリウムおよび１〜５ｇのクエン酸を溶解した溶液をＢ液とし、Ａ液とＢ液とを１：１の割合で混合して混合液とし、この混合液の全量に対して１．５〜４％の割合の硝酸を更に添加して混合した液を前処理液とする。また、２％ナイタール液に、２％ナイタール液の全量に対して１０％の割合の上記前処理液を添加して混合した液を後処理液とする。鋼板の圧延方向に平行な断面を上記前処理液に３〜１５秒浸漬し、アルコールで洗浄して乾燥した後、上記後処理液に３〜２０秒浸漬した後、水洗し、乾燥することで、上記断面を腐食する。
次に、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置において、走査型電子顕微鏡を用いて倍率１０００〜１０００００倍で、４０μｍ×３０μｍの領域を少なくとも３領域観察することによって、上述した特徴を含むかどうかに基づいて金属組織における各相を同定し、各相の存在位置の確認、及び、面積分率の測定を行う。

残留オーステナイトの面積分率：３．０％以上
残留オーステナイトは室温でも面心立方格子として存在する金属組織である。残留オーステナイトは、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）により鋼板の延性を高める作用を有する。残留オーステナイトの面積分率が３．０％未満では、上記作用による効果を得ることができず、鋼板の延性が劣化する。したがって、残留オーステナイトの面積分率は３．０％以上とする。残留オーステナイトの面積分率は、好ましくは５．０％以上、より好ましくは７．０％以上、さらに好ましくは８．０％以上である。残留オーステナイトの面積分率の上限は特に規定する必要はないが、本実施形態に係る熱延鋼板の化学組成において確保し得る残留オーステナイトの面積分率は概ね２０．０％以下であるため、残留オーステナイトの面積分率の上限を２０．０％としてもよい。

残留オーステナイトの面積分率の測定方法には、Ｘ線回折、ＥＢＳＰ（電子後方散乱回折像、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）解析、磁気測定による方法などがあり、測定方法によって測定値が異なる場合がある。本実施形態では、残留オーステナイトの面積分率はＸ線回折により測定する。
本実施形態におけるＸ線回折による残留オーステナイト面積分率の測定では、まず、鋼板の板厚の１／４深さ位置における、鋼板の圧延方向に平行な断面において、Ｃｏ−Ｋα線を用いて、α（１１０）、α（２００）、α（２１１）、γ（１１１）、γ（２００）、γ（２２０）の計６ピークの積分強度を求め、強度平均法を用いて算出することで残留オーステナイトの体積分率を得る。体積分率と面積分率とは等しいとして、これを残留オーステナイトの面積分率とする。
本実施形態では、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、フェライト、パーライトおよびマルテンサイトの面積分率（残留オーステナイト以外の面積分率）と、残留オーステナイトの面積分率とを異なる測定方法で測定するため、上記２つの面積分率の合計が１００．０％にならない場合がある。残留オーステナイト以外の面積分率と、残留オーステナイトの面積分率との合計が１００．０％にならない場合は、合計が１００．０％になるように上記２つの面積分率を調整する。例えば、残留オーステナイト以外の面積分率と、残留オーステナイトの面積分率との合計が１０１．０％である場合、両者の合計を１００．０％とするために、測定により得られた残留オーステナイト以外の面積分率に１００．０／１０１．０をかけた値を残留オーステナイト以外の面積分率と定義し、測定により得られた残留オーステナイトの面積分率に１００．０／１０１．０をかけた値を残留オーステナイトの面積分率と定義する。
残留オーステナイト以外の面積分率と、残留オーステナイトの面積分率との合計が９５．０％未満である場合、または１０５．０％超である場合は、再度、面積分率の測定を行う。

残留オーステナイトを除いた金属組織の平均結晶粒径：７．０μｍ以下
残留オーステナイトを除いた金属組織（主相であるベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイト、フェライト、パーライト、並びにマルテンサイト）の平均結晶粒径（以下、単に平均結晶粒径と記載する場合がある）が微細化されることで、低温靭性が向上する。平均結晶粒径が７．０μｍを超えると、自動車の足回り部品用鋼板に必要とされる低温靭性の指標であるｖＴｒｓ≦−５０℃を満たすことができなくなる。そのため、平均結晶粒径を７．０μｍ以下とする。平均結晶粒径の下限を特に限定する必要はないが、平均結晶粒径は小さいほど好ましいので０μｍ超としてもよい。ただし、平均結晶粒径を１．０μｍ未満とすることは製造設備の観点から現実的に困難な場合があるため、平均結晶粒径は１．０μｍ以上としてもよい。

本実施形態では、結晶粒をＥＢＳＰ−ＯＩＭ^ＴＭ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ−Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｅ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）法を用いて定義する。ＥＢＳＰ−ＯＩＭ法では、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）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、撮影写真をコンピュータで画像処理する事により、照射点の結晶方位を短待間で測定することができる。ＥＢＳＰ−ＯＩＭ法は、走査型電子顕微鏡とＥＢＳＰ解析装置とを組み合わせた装置及びＡＭＥＴＥＫ社製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）を用いて行う。ＥＢＳＰ−ＯＩＭ法では、試料表面の微細構造並びに結晶方位を定量的に解析できる。また、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ法の分析可能エリアは、ＳＥＭで観察できる領域である。ＳＥＭの分解能にもよるが、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ法によれば、最小２０ｎｍの分解能で分析できる。一般的に結晶粒界として認識されている大角粒界の閾値は１５°であるため、本実施形態においては、隣接する結晶粒の方位差が１５°以上のものを一つの結晶粒と定義してマッピングした画像により結晶粒を可視化し、ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓで計算される面積平均の平均結晶粒径を求める。

鋼板の圧延方向に平行な断面における、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織の平均結晶粒径の測定に際しては、１２００倍の倍率で、４０μｍ×３０μｍの領域を少なくとも１０視野測定し、隣接する結晶粒の方位差が１５°以上結晶の粒径（有効結晶粒径）の平均を平均結晶粒径とする。本測定方法では、主相以外の組織については面積分率が小さいため、影響が少ないと判断し、主相であるベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの平均結晶粒径と、フェライトやパーライト、マルテンサイトの平均結晶粒径とを区別していない。すなわち、上述の測定方法により測定される平均結晶粒径は、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、フェライト、パーライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径である。パーライトの有効結晶粒径の測定においては、パーライトブロックの有効結晶粒径ではなく、パーライト中のフェライトの有効結晶粒径を測定する。
残留オーステナイトは結晶構造がＦＣＣであり他のミクロ組織がＢＣＣであり、互いに異なるためにＥＢＳＰでは残留オーステナイトを除いた金属組織の平均結晶粒径を容易に測定することができる。

直径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物の平均個数密度：１．０×１０^６個／ｍｍ^２以上
鋼中に直径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を１．０×１０^６個／ｍｍ^２以上含有させる理由は、母相の低温靭性を高め、優れた強度と低温靭性とのバランスを得るためである。本実施形態における鉄系炭化物とは、Ｆｅ及びＣを含み、長軸の長さが１μｍ未満のものをいう。すなわち、長軸の長さが１μｍ以上であるパーライト中のセメンタイトやベイナイトラス間に析出した粗大炭化物は、本実施形態では対象としない。母相が焼き入れたままのマルテンサイトである場合には、強度は優れるものの低温靭性に乏しいので、低温靭性の改善が必要である。そこで、焼戻し等によって所定数以上の鉄系炭化物を鋼中に析出させることで、主相の低温靭性を改善し、自動車の足回り部品用鋼板に必要な低温靭性（ｖＴｒｓ≦−５０℃）を達成する。

本発明者らが鋼板の低温靭性と鉄系炭化物の個数密度との関係を調査したところ、金属組織中の鉄系炭化物の個数密度を１．０×１０^６個／ｍｍ^２以上とすることで、特に焼き戻しマルテンサイト及び下部ベイナイト中の鉄系炭化物の個数密度を１．０×１０^６個／ｍｍ^２以上とすることで、優れた低温靭性が得られることが明らかとなった。そのため、本実施形態では、鋼板の圧延方向に平行な断面における、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織において、鉄系炭化物の個数密度を１．０×１０^６個／ｍｍ^２以上とする。鉄系炭化物の個数密度は、好ましくは５．０×１０^６個／ｍｍ^２以上であり、より好ましくは１．０×１０^７個／ｍｍ^２以上である。
また、本実施形態に係る熱延鋼板に析出する鉄系炭化物のサイズは、３００ｎｍ以下と小さく、ほとんどがマルテンサイト及びベイナイトのラス内に析出することから、低温靭性を劣化させないものと推定される。

鉄系炭化物の個数密度の測定は、鋼板の圧延方向に平行な断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタールエッチングし、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置を中心とする板厚１／８〜３／８の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察することで行う。倍率２０００００倍で１０視野以上観察を行い、直径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物の個数密度を測定する。

表面における平均Ｎｉ濃度：７．０％以上
酸洗後（化成処理前）の超高強度鋼板の表面においても優れたジルコニウム系化成処理皮膜の化成処理性及び塗膜密着性を得るためには、酸洗板表面のＳｉ、Ａｌ等の酸化物が無害なレベルまで低減されることが好ましい。Ｓｉ、Ａｌ等の酸化物の制御だけで、上記効果を得るためには、熱間圧延の加熱工程においてスラブ表面の酸化を極力抑えるために、加熱炉の予加熱ゾーンにおいてＡｒ、Ｈｅ、Ｎ_２等の不活性ガスを使用した実質的な無酸化雰囲気とするか、もしくは空気比を０．９未満の不完全燃焼とする必要がある。しかしながら、一般的な熱延鋼板を製造する工程において安価でかつ大量生産を前提とした場合においては、熱間圧延の加熱工程において不活性ガスを使用した実質的な無酸化雰囲気とすることは不可能である。また、Ｓｉ、Ａｌ等の酸化物の制御のために空気比を０．９未満とすると不完全燃焼による熱損失が著しく増大して加熱炉そのものの熱効率が低下して生産コストが増加する等の問題が生じる。
本発明者らは、安価でかつ大量生産が可能な製造工程の適用を前提として、上述した化学成分、組織、及び９８０ＭＰａ以上の引張強さ、優れた延性及び伸びフランジ性を有する超高強度鋼板において、ジルコニウム系化成処理液を用いた化成処理後の塗膜密着性について検討した。通常、熱延鋼板は、酸洗後に化成処理が行われるので、本実施形態においても、酸洗後の鋼板について評価した。本実施形態では、酸洗は、２０〜９５℃の温度の１〜１０質量％の塩酸溶液を用いて３０〜６０秒未満の酸洗時間の条件で行う。表面にスケールが形成されていない場合には、酸洗を行わずに評価してもよい。
検討の結果、ＦＥ−ＥＰＭＡを用いた測定において、表面における平均Ｎｉ濃度が質量％で７．０％以上であれば、酸洗板表面にＳｉ、Ａｌ等の酸化物が残留していても、すべてのサンプルで後述する方法で評価する塗装剥離幅が、基準である４．０ｍｍ以内となり、塗膜密着性に優れることが分かった。また、このような場合には、化成処理皮膜において、スケが観察されなかった。一方、表面における平均Ｎｉ濃度が７．０％未満のすべてのサンプルで塗装剥離幅が４．０ｍｍ超であった。
これは、図２に示すように、鋼板の表面にＮｉ濃化部３が形成されることで、表面に局部的に濃化したＮｉと地鉄１との間に電位差が生じ、また、このＮｉがジルコニウム系化成結晶の析出核となるため、ジルコニウム系化成結晶４の生成が促進されるためであると考えられる。なお、地鉄１とは、スケール２を除いた鋼板部分を指す。

従って、本実施形態に係る熱延鋼板では、表面（酸洗後、化成処理前の表面）における平均Ｎｉ濃度が７．０％以上である。表面における平均Ｎｉ濃度が７．０％以上であれば、表面にＳｉ、Ａｌ等の酸化物が残留していてもジルコニウム系化成結晶の析出核となるのに十分である。表面における平均Ｎｉ濃度を７．０％以上とするためには、熱間圧延の加熱工程において、鋼板表面においてＦｅをある程度選択的に酸化させることによって、スケールと地鉄との界面の地鉄側に、Ｆｅよりも酸化されにくいＮｉを濃化させる必要がある。

鋼板表面の平均Ｎｉ濃度の測定は、ＪＸＡ−８５３０Ｆフィールドエミッション電子プローブマイクロアナライザ（ＦＥ−ＥＰＭＡ）を用いて実施する。測定条件は、加速電圧：１５ｋＶ、照射電流：６×１０^−８Ａ、照射時間：３０ｍｓ、ビーム径：１μｍである。測定は鋼板の表面に垂直な方向から、測定面積９００μｍ^２以上に対して行い、測定範囲におけるＮｉ濃度を平均（全測定点におけるＮｉ濃度を平均）する。
図１に表面のＥＰＭＡ測定結果の例を示す。
Ｎｉは、主にスケールと地鉄との界面の地鉄側に濃化する。また、化成処理を行う前には通常酸洗が行われる。そのため、対象とする鋼板は、表面にスケールが形成されている場合には、化成処理に供する場合と同様の酸洗を行った後に測定する。

上述の酸洗板の塗膜密着性については、以下の手順に従い評価する。まず、製造した鋼板を、酸洗した後に、ジルコニウム系化成処理皮膜を付着させる化成処理を施す。さらにその上面に２５μｍ厚の電着塗装を行い１７０℃×２０分の塗装焼き付け処理を行った後、先端の尖ったナイフで電着塗膜を地鉄に達するまで長さ１３０ｍｍの切りこみを入れる。そして、ＪＩＳ Ｚ ２３７１：２０１５に示される塩水噴霧条件にて、３５℃の温度での５％塩水噴霧を７００時間継続実施した後に切り込み部の上に幅２４ｍｍのテープ（ニチバン ４０５Ａ−２４ ＪＩＳ Ｚ １５２２：２００９）を切り込み部に平行に１３０ｍｍ長さで貼り、これを剥離させた場合の最大塗膜剥離幅を測定する。

熱延鋼板に内部酸化層（地鉄内部で酸化物が生成した領域）が存在し、内部酸化層の熱延鋼板の表面からの平均深さが５．０μｍ以上、２０．０μｍ以下
表層にＮｉ濃化部があっても、熱延鋼板表面においてＳｉ、Ａｌ等の酸化物の被覆割合が大きすぎるとジルコニウム系化成処理皮膜が付着しない「スケ」が発生しやすくなる。これを抑制するためにはＳｉ、Ａｌ等の酸化を地鉄よりも外部に酸化物を形成する外部酸化ではなく、内部に酸化物を形成する内部酸化にすることが望ましい。
本発明者らは、表面における平均Ｎｉ濃度が７．０％以上であるサンプルのみについて、断面の光学顕微鏡観察を行い、塗装剥離幅と内部酸化層の鋼板表面からの平均深さ（内部酸化層の下端の位置の平均）の関係を調べた。その結果、内部酸化層の平均深さが５．０μｍ以上のすべてのサンプルが、塗装剥離幅が３．５ｍｍ以内であったのに対して、内部酸化層の平均深さが５．０μｍ未満のすべてのサンプルで塗装剥離幅が３．５ｍｍ超４．０ｍｍ以下であった。
そのため、より優れた塗膜密着性を得る場合、内部酸化層の熱延鋼板の表面からの平均深さを５．０μｍ以上、２０．０μｍ以下とすることが好ましい。
このＳｉ、Ａｌ等の内部酸化層の平均深さが５．０μｍ未満では、ジルコニウム系化成処理皮膜が付着しない「スケ」を抑制する効果が小さい。一方、平均深さが２０．０μｍ超ではジルコニウム系化成処理皮膜が付着しない「スケ」を抑制する効果が飽和するだけでなく、内部酸化と同時に起こる脱炭層の生成により表層の硬度が低下して疲労耐久性が劣化する懸念がある。

内部酸化層の平均深さは、酸洗板の板幅方向１／４または３／４の位置において圧延方向および板厚方向に平行な面を埋め込み用サンプルとして切り出し、樹脂試料への埋め込み後に鏡面研磨を施し、エッチングせずに光学顕微鏡で１９５μｍ×２４０μｍの視野（倍率４００倍に相当）にて１２視野以上観察する。板厚方向に直線を引いた場合に鋼板表面と交わる位置を表面とし、その表面を基準とする各視野の内部酸化層の深さ（下端の位置）を１視野につき５点測定して平均し、各視野の平均値のうち最大値と最小値とを除いたもので平均値を算出し、これを、内部酸化層の平均深さとする。

所定条件での酸洗後の、熱延鋼板の表面の算術平均粗さＲａの標準偏差：１０．０μｍ以上、５０．０μｍ以下
ジルコニウム系化成処理皮膜では、膜厚が数μｍである従来のリン酸亜鉛皮膜と比較して膜厚が非常に薄く、数十ｎｍ程度である。この膜厚の違いはジルコニウム系化成処理結晶が非常に微細であることに起因している。化成処理結晶が微細であるとその化成処理表面が非常に平滑であるため、リン酸亜鉛処理皮膜に見られるようなアンカー効果に起因した強固な塗装膜との密着性を得ることは難しい。
しかしながら、本発明者らの検討の結果、鋼板表面に凹凸を形成すれば、化成処理皮膜と塗装膜との密着性を高めることができることが分かった。
本発明者らは、このような知見に基づいて、平均Ｎｉ濃度が７．０％以上かつ内部酸化層の平均深さが５．０μｍ以上のサンプルについて、ジルコニウム系化成処理を行う前の酸洗板の表面の算術平均粗さＲａの標準偏差と塗膜密着性との関係を調べた。その結果、酸洗板の表面の算術平均粗さＲａの標準偏差が１０．０μｍ以上、５０．０μｍ以下であるすべてのサンプルが、塗装剥離幅が３．０ｍｍ以内であったのに対して、酸洗板の表面の算術平均粗さＲａの標準偏差が１０．０μｍ未満もしくは、５０．０μｍ超のすべてのサンプルで塗装剥離幅が３．０ｍｍ超、３．５ｍｍ以内であった。
そのため、酸洗後の鋼板表面の算術平均粗さＲａの標準偏差が１０．０μｍ以上、５０．０μｍ以下であることが好ましい。
鋼板表面の算術平均粗さＲａの標準偏差が１０．０μｍ未満では十分なアンカー効果が得られない。一方、酸洗後の鋼板表面の算術平均粗さＲａの標準偏差が５０．０μｍ超ではアンカー効果が飽和するだけでなく、酸洗後の鋼板表面の凹凸の谷や、山部の側面にジルコニウム系化成処理結晶が付着しにくく「スケ」が発生しやすくなる。
鋼板の表面の粗さは酸洗条件によって大きく変化するが、本実施形態に係る熱延鋼板では、２０〜９５℃の温度の１〜１０質量％の塩酸溶液を用いて３０〜６０秒未満の酸洗時間の条件で酸洗した後の熱延鋼板の表面の算術平均粗さＲａの標準偏差が１０．０μｍ以上、５０．０μｍ以下であることが好ましい。

算術平均粗さＲａの標準偏差は、酸洗板の表面粗さをＪＩＳ Ｂ ０６０１：２０１３に記載の測定方法により測定した値を採用する。１２サンプル以上の表裏の算術平均粗さＲａをそれぞれ測定した後に、各サンプルの算術平均粗さＲａの標準偏差を算出して、その標準偏差のうち最大値と最小値を除いたもので平均値を算出する。

本実施形態に係る熱延鋼板の板厚は特に限定されないが、０．８〜８．０ｍｍとしてもよい。鋼板の板厚が０．８ｍｍ未満では、圧延完了温度の確保が困難になるとともに圧延荷重が過大となって、熱間圧延が困難となる場合がある。したがって、本発明に係る鋼板の板厚は０．８ｍｍ以上としてもよい。より好ましくは１．２ｍｍ以上、さらに好ましくは１．４ｍｍ以上である。一方、板厚が８．０ｍｍ超では、金属組織の微細化が困難となり、上述した鋼組織を確保することが困難となる場合がある。したがって、板厚は８．０ｍｍ以下としてもよい。より好ましくは６．０ｍｍ以下である。

上述した化学組成および金属組織を有する本実施形態に係る熱延鋼板は、表面に耐食性の向上等を目的としてめっき層を備えさせて表面処理鋼板としてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様としてよい。また、めっき後に適当な化成処理（例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥）を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。

［製造方法］
上述した化学組成および金属組織を有する本実施形態に係る熱延鋼板は、以下の製造方法により製造することができる。

本実施形態に係る熱延鋼板を得るためには、所定の条件で加熱、熱間圧延を行った後に所定の温度域まで加速冷却し、巻き取った後でコイル最外周部およびコイル内部の冷却履歴を制御することが重要である。また、熱間圧延前のスラブ加熱時に、加熱炉内の空気比を制御することが重要である。

本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法では、以下の工程（Ｉ）〜（ＶＩ）を順次行う。本実施形態におけるスラブの温度および鋼板の温度は、スラブの表面温度および鋼板の表面温度のことをいう。
（Ｉ）１１５０℃以上にスラブを加熱する。
（ＩＩ）８５０〜１１００℃の温度域で合計９０％以上の累積圧下率となるように、かつ仕上げ温度が下記式（２）により表される温度Ｔ２（℃）以上となるように熱間圧延を行なう。
（ＩＩＩ）熱間圧延完了後１．５秒以内に冷却を開始して、５０℃／秒以上の平均冷却速度で下記式（３）により表される温度Ｔ３（℃）以下まで加速冷却する。
（ＩＶ）加速冷却の冷却停止温度から巻取り温度までを１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。
（Ｖ）下記式（４）により表される温度Ｔ４（℃）に対し、（Ｔ４−１００）℃〜（Ｔ４＋５０）℃で巻き取る。

Ｔ２（℃）＝８６８−３９６×［Ｃ］−６８．１×［Ｍｎ］＋２４．６×［Ｓｉ］−３６．１×［Ｎｉ］−２４．８×［Ｃｒ］−２０．７×［Ｃｕ］＋２５０×［Ａｌ］・・・（２）
Ｔ３（℃）＝７７０−２７０×［Ｃ］−９０×［Ｍｎ］−３７×［Ｎｉ］−７０×［Ｃｒ］−８３×［Ｍｏ］・・・（３）
Ｔ４（℃）＝５９１−４７４×［Ｃ］−３３×［Ｍｎ］−１７×［Ｎｉ］−１７×［Ｃｒ］−２１×［Ｍｏ］・・・（４）
ただし、各式中の［元素記号］は各元素の鋼片中の含有量（質量％）を示す。
鋼片の各元素の含有量は、溶鋼から採取したサンプルに対しスパーク放電発光分光分析法（カントバック，ＱＶ）を用いて得られる。

［加熱工程］
熱間圧延に供するスラブ（鋼片）は、連続鋳造により得られたスラブや鋳造・分塊により得られたスラブなどを用いることができ、必要によってはそれらに熱間加工または冷間加工を加えたものを用いることができる。
熱間圧延に供するスラブの温度（スラブ加熱温度）は、スラブ表面でのＮｉ濃化や熱間圧延中の圧延負荷増大およびそれに伴うスラブ内部での累積圧下率不足による材質劣化の観点から、１１５０℃以上とする。スケールロスを抑制する観点からは、スラブ加熱温度は１３５０℃以下とすることが好ましい。熱間圧延に供するスラブが連続鋳造により得られたスラブや分塊圧延により得られたスラブであって高温状態（１１５０℃以上）にある場合には、加熱せずにそのまま熱間圧延に供してもよい。

ただし、優れた塗膜密着性を得るためにはスラブ加熱における加熱炉の各ゾーンの空気比を以下のように制御することが重要である。各ゾーンの空気比を制御するためには加熱炉のバーナー設備は蓄熱式バーナーとすることが好ましい。これは、従来型のバーナーと比較して、蓄熱式バーナーは、炉内温度の均熱性が高いこと、各ゾーンのコントロール性が高く、特に各ゾーンにおける空気比のコントロールが厳密にできることで後述する加熱炉の制御が可能となるからである。

好ましい各ゾーンの空気比について説明する。
＜予加熱ゾーンでの空気比：１．１〜１．９＞
予加熱ゾーンの空気比を１．１以上とすることで、酸洗後の熱延鋼板表面にＮｉを濃化させて平均Ｎｉ濃度を７．０％以上とすることができる。
加熱炉内のスラブ表面のスケール成長挙動は、生成スケール厚みで評価するとその空気比（酸素分圧）により、スラブ表面における雰囲気からの酸素供給律速である直線則とスケール中の鉄イオンの拡散律速である放物線則とに分類される。加熱炉内での限られた材炉時間においてスラブのスケールの成長をある程度促進して表層に十分なＮｉの濃化層を形成するためには、スケール厚みの成長が放物線則に従う必要がある。
予加熱ゾーンの空気比が１．１未満であるとスケールの成長が放物線則とならず、加熱炉内での限られた材炉時間においてスラブの表層に十分なＮｉの濃化層を形成することができない。この場合、酸洗後の熱延鋼板表面における平均Ｎｉ濃度が７．０％以上とならず、良好な塗膜密着性が得られない。

一方、予加熱ゾーンの空気比が１．９超であるとスケールオフ量が増加して歩留まりが悪化するだけでなく、排ガスの増加による熱損失が大きくなり熱効率が悪化して生産コストが増加する。
加熱炉内のスケールの生成量は加熱炉挿入直後の予加熱ゾーンの雰囲気に支配され、その後に続くゾーンの雰囲気が変化してもそのスケール厚みはほとんど影響を受けない。従って、予加熱ゾーンでのスケール成長挙動の制御が非常に重要である。

＜加熱ゾーンでの空気比：０．９〜１．３＞
内部酸化層の形成には加熱工程における加熱ゾーンでの空気比の制御が必要であり、加熱ゾーンでの空気比を０．９以上、１．３以下とすることで、内部酸化層の平均深さを５．０〜２０．０μｍにすることができる。
加熱ゾーンでの空気比が０．９未満であると内部酸化層の平均深さが５．０μｍ以上得られない。一方、加熱ゾーンでの空気比が１．３超であると、内部酸化層の平均深さが２０．０μｍ超となるばかりでなく、脱炭層の生成により表層の硬度が低下して疲労耐久性が劣化することが懸念される。

＜均熱ゾーンでの空気比：０．９〜１．９＞
酸洗後の鋼板表面の凹凸を制御するためには、加熱工程の抽出直前のゾーンである均熱ゾーンにおける空気比を制御することが有効である。予加熱ゾーンではＦｅよりも酸化され難いＮｉがスケールと地鉄の界面の地鉄側に濃化する。このＮｉ濃化部を有するＮｉ濃化層により、表層では酸化が抑制されるようになるが、続く加熱ゾーンでは外部酸化を抑制し、内部酸化が促進される。その後、均熱ゾーンで空気比を制御することで、例えば図３に示すように、拡散が容易な結晶粒界５等にスケール２が侵食したり、Ｎｉの濃化度の違い等によって生じる地鉄１表面のＮｉ濃度の違いによってスケール２と地鉄１との界面の酸化のされ方が不均一となったりすることで、スケール２と地鉄１との界面の凹凸が大きくなる。また、図３には図示しないが、内部酸化物６の周囲のＮｉ濃化部３がスケール２による粒界の侵食を抑制することでも凹凸が生じる。この鋼板を酸洗するとスケール２が除去され、熱延鋼板の表面が所定の粗さを有することになる。
均熱ゾーンでの空気比を０．９以上、１．９以下とすることで、熱間圧延後、例えば２０〜９５℃の温度の１〜１０質量％の塩酸溶液を用いて３０〜６０秒未満の酸洗時間の条件で酸洗した後の前記熱延鋼板の前記表面の算術平均粗さＲａの標準偏差を１０．０μｍ以上、５０．０μｍ以下とすることができる。
均熱ゾーンの空気比が０．９未満であると、拡散が容易な結晶粒界に選択的に酸化物の核を生成させるだけの酸素ポテンシャルに達しない。そのため、酸洗後の鋼板表面の算術平均粗さＲａの標準偏差が１０．０μｍ以上とならない。一方、均熱ゾーンの空気比が１．９超では、選択的に酸化された結晶粒界の板厚方向の深さが深くなりすぎて酸洗後の鋼板表面の算術平均粗さＲａの標準偏差が５０．０μｍ超となる。

予加熱ゾーンの空気比＞加熱ゾーンの空気比
予加熱ゾーンでの空気比の制御は、酸洗後の熱延鋼板表面のＮｉ濃度を制御するために重要である。一方、加熱ゾーンでの空気比の制御は、内部酸化層の形成度合いを制御するために重要である。そのため、予加熱ゾーンにおいて限られた材炉時間においてスラブのスケールの成長をある程度促進して表層に十分なＮｉの濃化層を形成する必要がある。そのためには、スケール厚みの成長が放物線則に従う比較的高い空気比が必要である。一方、内部酸化層の平均深さを好ましい範囲に制御するためには、加熱ゾーンにおいて比較的低い空気比に抑え、急激な内部酸化層の成長を押さえる必要がある。また、加熱ゾーンにおいて空気比が高いと脱炭層が生成・成長して表層の硬度が低下して疲労耐久性が劣化することが懸念される。従って、予加熱ゾーンの空気比は加熱ゾーンの空気比よりも高くすることが好ましい。

［熱延工程］
熱間圧延は、多パス圧延としてリバースミルまたはタンデムミルを用いることが好ましい。特に工業的生産性の観点から、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いた熱間圧延とすることがより好ましい。

熱間圧延の圧下率：８５０〜１１００℃の温度域で合計９０％以上の累積圧下率（板厚減）
８５０〜１１００℃の温度域で合計９０％以上の累積圧下率となるような熱間圧延を行うことにより、主に再結晶オーステナイト粒の微細化が図られるとともに、未再結晶オーステナイト粒内へのひずみエネルギーの蓄積が促進され、主相となるベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が微細化する。したがって、８５０〜１１００℃の温度域で合計９０％以上の累積圧下率（圧延による板厚減が９０％以上）となるような熱間圧延を行う。８５０〜１１００℃の温度域で累積圧下率とは、この温度域の圧延における最初のパス前の入口板厚とこの温度域の圧延における最終パス後の出口板厚との差の百分率である。

熱間圧延完了温度（仕上げ温度）：Ｔ２（℃）以上
熱間圧延の完了温度はＴ２（℃）以上とする。熱間圧延の完了温度をＴ２（℃）以上とすることで、オーステナイト中のフェライト核生成サイトの過剰な増大を抑制することができ、最終組織（製造後の熱延鋼板の金属組織）におけるフェライトの面積分率を５．０％未満に抑えることができる。

［一次冷却工程］
熱間圧延完了後の加速冷却：１．５秒以内に冷却を開始して、５０℃／秒以上の平均冷却速度でＴ３（℃）まで冷却
熱間圧延により細粒化したオーステナイト結晶粒の成長を抑制するため、熱間圧延完了後１．５秒以内に加速冷却を開始する。
熱間圧延完了後１．５秒以内に加速冷却（一次冷却）を開始して、５０℃／秒以上の平均冷却速度でＴ３（℃）以下まで冷却することで、フェライトおよびパーライトの生成を抑制し、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの面積分率を高めることができる。これにより、金属組織中の均一性が向上し、鋼板の強度および伸びフランジ性が向上する。ここでいう平均冷却速度とは、加速冷却開始時（冷却設備への鋼板の導入時）から加速冷却完了時（冷却設備から鋼板の導出時）までの鋼板の温度降下幅を、加速冷却開始時から加速冷却終了時までの所要時間で除した値のことをいう。熱間圧延完了後の加速冷却において、冷却開始までの時間が１．５秒超であったり、平均冷却速度が５０℃／秒未満であったり、冷却停止温度がＴ３（℃）超であったりすると、鋼板内部でのフェライト変態および／またはパーライト変態が顕著となり、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイト主体の金属組織を得ることが困難となる。したがって、熱間圧延完了後の加速冷却は、熱間圧延完了後１．５秒以内に冷却を開始して、５０℃／秒以上の平均冷却速度でＴ３（℃）以下まで冷却する。冷却速度の上限は特に規定しないが、冷却速度を速くすると冷却設備が大掛かりとなり、設備コストが高くなる。このため、設備コストを考えると、平均冷却速度は３００℃／秒以下が好ましい。また、加速冷却の冷却停止温度は（Ｔ４−１００）℃以上とするとよい。

［二次冷却工程］
一次冷却の冷却停止温度から巻取り温度までの平均冷却速度：１０℃／秒以上
パーライトの面積分率を５．０％未満に抑えるために、加速冷却の冷却停止温度から巻取り温度までの平均冷却速度を１０℃／秒以上とする（二次冷却）。これによりベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの面積分率が増大し、鋼板の強度および伸びフランジ性のバランスを高めることができる。ここでいう平均冷却速度とは、加速冷却の冷却停止温度から巻取り温度までの鋼板の温度降下幅を、加速冷却の停止時から巻取りまでの所要時間で除した値のことをいう。上記平均冷却速度が１０℃／秒未満では、パーライトの面積分率が増大し、強度が低下するとともに延性が低下する。したがって、加速冷却の冷却停止温度から巻取り温度までの平均冷却速度は１０℃／秒以上とする。上限は特に規定しないが、熱ひずみによる板そりを考慮すると、平均冷却速度は３００℃／秒以下が好ましい。

［巻取り工程］
巻取り温度：（Ｔ４−１００）℃〜（Ｔ４＋５０）℃
巻取り温度は（Ｔ４−１００）℃〜（Ｔ４＋５０）℃とする。巻取り温度を（Ｔ４−１００）℃未満とするとベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトからオーステナイト中への炭素の排出が進まず、オーステナイトが安定化しないため、面積分率で３．０％以上の残留オーステナイトを得ることが困難となり、鋼板の延性が低下する。加えて鉄系炭化物の個数密度も低下することで、鋼板の低温靭性も劣化する。また、巻取り温度が（Ｔ４＋５０）℃超の場合、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトから排出された炭素が、鉄系炭化物として鋼中に過剰に析出してしまうので、オーステナイト中に炭素が十分濃化せず、残留オーステナイト中のＣ濃度を０．５０質量％以上にするのにも不利である。したがって、巻取り温度は（Ｔ４−１００）℃〜（Ｔ４＋５０）℃とする。

巻取り後は、通常の方法で室温まで冷却すればよい。

［酸洗工程］
［スキンパス工程］
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、圧下率が０．１％以上２．０％以下のスキンパス圧延を施してもよい。また、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。酸洗する場合、２０〜９５℃の温度の１〜１０ｗｔ％の塩酸溶液を用いて３０〜６０秒未満の酸洗時間の条件で酸洗することが好ましい。
更に、酸洗した後に、得られた熱延鋼板に対してインライン又はオフラインで圧下率１０％以下のスキンパス又は冷間圧延を施しても構わない。

以上の製造方法によれば、本実施形態に係る熱延鋼板を製造できる。

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

表１Ａ、表１Ｂの鋼Ｎｏ．Ａ〜Ｗに示す成分組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造により厚みが２４０〜３００ｍｍのスラブを製造した。得られたスラブを、蓄熱式バーナーを用いて表２Ａ、表２Ｂに示す温度に加熱した。その際、予加熱ゾーン（予加熱帯）、加熱ゾーン（加熱帯）、均熱ゾーン（均熱帯）における空気比を表２Ａ、表２Ｂの通り制御した。

加熱されたスラブを、表２Ａ、表２Ｂに示すような累積圧下率及び仕上げ温度で熱間圧延を行った。熱間圧延後、表２Ａ、表２Ｂに示すようなタイミング及び冷却条件で冷却を行い、冷却後、巻き取りを行った。
Ｎｏ.２およびＮｏ．８には、溶融亜鉛めっきを行った。

得られた製造Ｎｏ．１〜３８の熱延鋼板に対し、金属組織の観察を行い、各相の面積分率及び平均結晶粒径を求めた。

各相の面積分率は以下の方法で求めた。
ナイタール試薬及び特開昭５９−２１９４７３号公報に開示の試薬を用いて、鋼板の圧延方向に平行な断面を腐食した。断面の腐食について、具体的には、１００ｍｌのエタノールに１〜５ｇのピクリン酸を溶解した溶液をＡ液とし、１００ｍｌの水に１〜２５ｇのチオ硫酸ナトリウムおよび１〜５ｇのクエン酸を溶解した溶液をＢ液とし、Ａ液とＢ液とを１：１の割合で混合して混合液とし、この混合液の全量に対して１．５〜４％の割合の硝酸を更に添加して混合した液を前処理液とした。また、２％ナイタール液に、２％ナイタール液の全量に対して１０％の割合の上記前処理液を添加して混合した液を後処理液とする。鋼板の圧延方向に平行な断面を上記前処理液に３〜１５秒浸漬し、アルコールで洗浄して乾燥した後、上記後処理液に３〜２０秒浸漬した後、水洗し、乾燥することで、上記断面を腐食した。
次に、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置において、走査型電子顕微鏡又は透過型電子顕微鏡を用いて倍率１０００〜１０００００倍で、４０μｍ×３０μｍの領域を少なくとも３領域観察することによって、形状や炭化物の状態から金属組織における、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、フェライト、パーライトおよびマルテンサイトを同定し、各相の存在位置の確認、及び、面積分率の測定を行った。
また、Ｘ線回折を用いて残留オーステナイト面積分率を測定した。具体的には、まず、鋼板の板厚の１／４深さ位置における、鋼板の圧延方向に平行な断面において、Ｃｏ−Ｋα線を用いて、α（１１０）、α（２００）、α（２１１）、γ（１１１）、γ（２００）、γ（２２０）の計６ピークの積分強度を求め、強度平均法を用いて算出することで残留オーステナイトの面積分率を得た。

平均結晶粒径は以下の方法で求めた。
ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ−Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｅ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）法を用いて定義隣接する結晶粒の方位差が１５°以上のものを一つの結晶粒と定義して、マッピングした画像により結晶粒を可視化し、平均結晶粒径を求めた。鋼板の圧延方向に平行な断面における、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織の平均結晶粒径の測定に際しては、１２００倍の倍率で４０μｍ×３０μｍの領域を１０視野測定し、隣接する結晶粒の方位差が１５°以上結晶の粒径（有効結晶粒径）の平均を平均結晶粒径とした。

また、得られた熱延鋼板に対し、２０〜９５℃の温度の１〜１０質量％の塩酸溶液を用いて３０〜６０秒未満の酸洗時間の条件で酸洗を行った後、表面におけるＮｉ濃度、鉄系炭化物の個数密度、内部酸化層の平均深さ、表面の算術平均粗さを求めた。

表面におけるＮｉ濃度は以下の方法で求めた。
対象とする熱延鋼板を、ＪＸＡ−８５３０Ｆフィールドエミッション電子プローブマイクロアナライザ（ＦＥ−ＥＰＭＡ）を用いて、鋼板の表面に垂直な方向から、測定面積９００μｍ^２以上に対してＮｉ濃度の分析を行い、測定範囲におけるＮｉ濃度を平均した。この際、測定条件は、加速電圧：１５ｋＶ、照射電流：６×１０^−８Ａ、照射時間：３０ｍｓ、ビーム径：１μｍとした。

鉄系炭化物の個数密度は以下の方法で求めた。
鋼板の圧延方向に平行な断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタールエッチングし、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置を中心とする板厚１／８〜３／８の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて倍率２０００００倍で１０視野観察を行い、鉄系炭化物の個数密度を測定した。

内部酸化層の平均深さは以下の方法で求めた。
酸洗板の板幅方向１／４または３／４の位置において圧延方向および板厚方向に平行な面を埋め込み用サンプルとして切り出し、樹脂試料への埋め込み後に鏡面研磨を施し、エッチングせずに光学顕微鏡で１９５μｍ×２４０μｍの視野（倍率４００倍に相当）にて１２視野観察した。板厚方向に直線を引いた場合に鋼板表面と交わる位置を表面とし、その表面を基準とする各視野の内部酸化層の深さ（下端の位置）を１視野につき５点測定して平均し、各視野の平均値のうち最大値と最小値とを除いたもので平均値を算出し、これを、内部酸化層の平均深さとした。

表面の算術平均粗さの標準偏差は以下の方法で求めた。
酸洗板の表面粗さをＪＩＳ Ｂ ０６０１：２０１３に記載の測定方法により、１２サンプル以上の表裏の算術平均粗さＲａをそれぞれ測定した後に、各サンプルの算術平均粗さＲａの標準偏差を算出して、その標準偏差のうち最大値と最小値を除いたもので平均値を算出して求めた。

また、得られた製造Ｎｏ．１〜３８の鋼板について、機械的特性として、引張強さ、靭性（ｖＴｒｓ）、延性、伸びフランジ性を求めた。

引張強さ及び延性（全伸び）は熱延鋼板から、ＪＩＳ５号の試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準じて引張試験を行って求めた。引張強さ（ＴＳ）はＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１の引張強さを示す。また、全伸び（ｔ−ＥＬ）はＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１の破断時全伸びを示す。
引張強さが９８０ＭＰａ以上かつ延性が１２．０％以上であれば好ましい特性が得られていると判断した。

靭性は以下の方法で求めた。ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５記載の金属材料のシャルピー衝撃試験方法に従い、遷移温度をもとめた。
ｖＴｒｓが−５０℃以下であれば、好ましい特性が得られていると判断した。

伸びフランジ性は、ＪＳＳ Ｚ ２２５６：２０１０に記載の穴広げ試験方法により、穴広げ値を求め、これを伸びフランジ性の指標とした。
穴広げ性が４５％以上であれば、好ましい特性が得られていると判断した。

また、上述の酸洗後の熱延鋼板に対し、脱脂後、十分に水洗し、ジルコニウム化成処理浴に浸漬した。化成処理浴は、（ＮＨ_４）_２ＺｒＦ_６：１０ｍＭ（ｍｍｏｌ／ｌ）、金属塩０〜３ｍＭを含み、ｐＨ４（ＮＨ_３,ＨＮＯ_３）、浴温度４５℃とした。処理時間は１２０とした。

化成処理後の熱延鋼板に対し、化成処理性、及び塗膜密着性を評価した。

化成処理性は、以下の方法で評価した。化成処理後の鋼板表面を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察することで行った。具体的には、倍率１００００倍で１０視野、観察を行い、化成処理結晶が付着していない「スケ」の有無を観察した。観察に際しては、加速電圧５ｋＶ、プローブ径：３０ｍｍ、傾斜角度４５°及び６０°で観察をおこなった。試料に導電性を付与するため、タングステンコーティング（ＥＳＣ−１０１，エリオニクス）を１５０秒行った。
全ての視野でスケが観察されなかった場合に、化成処理性に優れる（表中ＯＫ）と判断した。

塗膜密着性は以下の方法で評価した。
化成処理後の熱延鋼板の上面に２５μｍ厚の電着塗装を行い、１７０℃×２０分の塗装焼き付け処理を行った後、先端の尖ったナイフで電着塗膜を地鉄に達するまで長さ１３０ｍｍの切りこみを入れ、ＪＩＳ Ｚ ２３７１に示される塩水噴霧条件にて、３５℃の温度での５％塩水噴霧を７００時間継続実施した後に切り込み部の上に幅２４ｍｍのテープ（ニチバン ４０５Ａ−２４ ＪＩＳ Ｚ １５２２）を切り込み部に平行に１３０ｍｍ長さ貼り、これを剥離させた場合の最大塗膜剥離幅を測定した。
最大塗膜剥離幅が４．０ｍｍ以下であれば、塗膜密着性に優れると判断した。

結果を表３Ａ、表３Ｂ、表３Ｃに示す。
表３Ａ、表３Ｂ、表３Ｃから分かるように、本発明例である製造Ｎｏ．１〜４、８〜１１、２０〜３２では、引張強さが９８０ＭＰａであっても、自動車用鋼板に求められる機械的特性を確保しつつ、ジルコニウム系化成処理液を用いた化成処理性を行っても化成処理性が良好であり、塗膜密着性に優れた化成処理皮膜が得られた。
これに対し、成分、金属組織、または表面におけるＮｉ濃度が本発明範囲内にない製造Ｎｏ．５〜７、１２〜１９、及び３３〜３８では、機械的特性が十分ではないか、化成処理性及び／または塗膜密着性に劣っていた。（参考のため表３Ｃでは本発明範囲外の値とともに、目標に到達しなかった特性についても下線を付している）

本発明によれば、９８０ＭＰａ以上の引張強さと高いプレス成形性（延性および伸びフランジ性）を有する超高強度鋼板であって、ジルコニウム系化成処理液を用いた場合でも、リン酸亜鉛化成処理液を用いた場合と同等以上の化成処理性と塗膜密着性とを有する熱延鋼板を得ることができる。本発明に係る鋼板は、化成処理性と塗膜密着性とに優れるので、塗装後耐食性に優れる。また、延性及び伸びフランジ性にも優れる。そのため、本発明は、高強度、成形性及び塗装後耐食性を要する自動車用部品に好適である。

１ 地鉄（鋼板）
２ スケール
３ Ｎｉ濃化部
４ ジルコニウム系化成結晶
５ 結晶粒界
６ 内部酸化物

本発明は、これら知見を基になされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）本発明の一態様に係る熱延鋼板は、板厚方向全体の平均値で表される化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１００〜０．２５０％、Ｓｉ：０．０５〜３．００％、Ｍｎ：１．００〜４．００％、Ａｌ：０．００１〜２．０００％、Ｎｉ：０．０２〜２．００％、Ｎｂ：０〜０．３００％、Ｔｉ：０〜０．３００％、Ｃｕ：０〜２．００％、Ｍｏ：０〜１．０００％、Ｖ：０〜０．５００％、Ｃｒ：０〜２．００％、Ｍｇ：０〜０．０２００％、Ｃａ：０〜０．０２００％、ＲＥＭ：０〜０．１０００％、Ｂ：０〜０．０１００％、Ｂｉ：０〜０．０２０％、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、およびＷのうち１種または２種以上：合計で０〜１．０００％、Ｓｎ：０〜０．０５０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０３００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｎ：０．１０００％以下、を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ、下記式（ｉ）を満たし、厚さをｔとしたとき、表面からｔ／４の位置における金属組織が、面積分率で、ベイナイトまたは焼き戻しマルテンサイトを７７．０〜９７．０％、フェライトを０〜５．０％、パーライトを０〜５．０％、残留オーステナイトを３．０％以上、マルテンサイトを０〜１０．０％含み、前記金属組織において、前記残留オーステナイトを除いた平均結晶粒径が７．０μｍ以下であり、直径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物の平均個数密度が１．０×１０^６個／ｍｍ^２以上であり、引張強さが９８０ＭＰａ以上であり、前記表面における平均Ｎｉ濃度が７．０％以上である。
０．０５％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３．００％・ ・ ・ 式（ｉ）
上記式（ｉ）中に示す元素は前記熱延鋼板中に含有されている元素の質量％である。
（２）上記（１）に記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｎｉ：０．０２〜０．０５％を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の熱延鋼板は、前記熱延鋼板に内部酸化層が存在し、前記内部酸化層の平均深さが前記熱延鋼板の前記表面から５．０μｍ以上、２０．０μｍ以下であってもよい。
（４）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の熱延鋼板は、前記熱延鋼板の前記表面の算術平均粗さＲａの標準偏差が１０．０μｍ以上、５０．０μｍ以下であってもよい。
（５）上記（１）〜（４）のいずれかに記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｖ：０．００５〜０．５００％、Ｔｉ：０．００５〜０．３００％の１種または２種を含有してもよい。
（６）上記（１）〜（５）のいずれかに記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．３００％、Ｃｕ：０．０１％〜２．００％、Ｍｏ：０．０１％〜１．０００％、Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃｒ：０．０１％以上、２．００％以下、のうち１種または２種以上を含有してもよい。
（７）上記（１）〜（６）のいずれかに記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．１０００％、のうち１種または２種以上を含有してもよい。
（８）本発明の別の態様に係る熱延鋼板の製造方法は、上記（１）に記載の熱延鋼板の製造方法であって、上記（１）に記載の前記化学組成を有する鋼片を、少なくとも予加熱ゾーン、加熱ゾーン、及び均熱ゾーンを有する、蓄熱式バーナーを備えた加熱炉で、１１５０℃以上に加熱する加熱工程と、加熱された前記鋼片を、仕上げ温度が下記式（ｉｉ）で得られるＴ２℃以上になるように、かつ、８５０〜１１００℃の温度域における累積圧下率が９０％以上になるように熱間圧延を行って熱延鋼板を得る熱延工程と、前記熱延工程後、１．５秒以内に冷却を開始するとともに、５０℃／秒以上の平均冷却速度で下記式（ｉｉｉ）により表される温度Ｔ３℃以下まで、前記熱延鋼板を冷却する一次冷却工程と、下記式（ｉｖ）により表される温度をＴ４℃としたとき、前記一次冷却工程の冷却停止温度から（Ｔ４−１００）℃〜（Ｔ４＋５０）℃の巻取り温度まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する二次冷却工程と、前記巻取り温度で巻き取る巻取り工程と、を有し、前記加熱工程において、前記予加熱ゾーンでの空気比を１．１〜１．９とする。
Ｔ２（℃）＝８６８−３９６×［Ｃ］−６８．１×［Ｍｎ］＋２４．６×［Ｓｉ］−３６．１×［Ｎｉ］−２４．８×［Ｃｒ］−２０．７×［Ｃｕ］＋２５０×［Ａｌ］・・・（ｉｉ）
Ｔ３（℃）＝７７０−２７０×［Ｃ］−９０×［Ｍｎ］−３７×［Ｎｉ］−７０×［Ｃｒ］−８３×［Ｍｏ］・・・（ｉｉｉ）
Ｔ４（℃）＝５９１−４７４×［Ｃ］−３３×［Ｍｎ］−１７×［Ｎｉ］−１７×［Ｃｒ］−２１×［Ｍｏ］・・・（ｉｖ）
ただし、各式中の［元素記号］は各元素の前記鋼片中の含有量（質量％）を示す。
（９）上記（８）に記載の熱延鋼板の製造方法は、前記加熱工程において、前記加熱ゾーンでの空気比を０．９〜１．３としてもよい。
（１０）上記（８）または（９）に記載の熱延鋼板の製造方法は、前記加熱工程において、前記均熱ゾーンでの空気比を０．９〜１．９としてもよい。
（１１）上記（９）または（１０）に記載の熱延鋼板の製造方法では、前記予加熱ゾーンでの空気比が、前記加熱ゾーンでの空気比よりも大きくてもよい。
（１２）上記（８）〜（１０）のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法では、前記巻取り工程後の前記熱延鋼板に、２０〜９５℃の温度の１〜１０質量％の塩酸溶液を用いて３０〜６０秒未満の酸洗時間の条件で酸洗を行う酸洗工程を備えてもよい。

Claims (12)

1. 板厚方向全体の平均値で表される化学組成が、質量％で、
   Ｃ ：０．１００〜０．２５０％、
   Ｓｉ：０．０５〜３．００％、
   Ｍｎ：１．００〜４．００％、
   Ａｌ：０．００１〜２．０００％、
   Ｎｉ：０．０２〜２．００％、
   Ｎｂ：０〜０．３００％、
   Ｔｉ：０〜０．３００％、
   Ｃｕ：０〜２．００％、
   Ｍｏ：０〜１．０００％、
   Ｖ ：０〜０．５００％、
   Ｃｒ：０〜２．００％、
   Ｍｇ：０〜０．０２００％、
   Ｃａ：０〜０．０２００％、
   ＲＥＭ：０〜０．１０００％、
   Ｂ ：０〜０．０１００％、
   Ｂｉ：０〜０．０２０％、
   Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、およびＷのうち１種または２種以上：合計で０〜１．０００％、
   Ｓｎ：０〜０．０５０％、
   Ｐ ：０．１００％以下、
   Ｓ ：０．０３００％以下、
   Ｏ ：０．０１００％以下、
   Ｎ ：０．１０００％以下、
   を含有し、
   残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ、下記式（１）を満たし、
   厚さをｔとしたとき、表面からｔ／４の位置における金属組織が、面積分率で、ベイナイトまたは焼き戻しマルテンサイトを７７．０〜９７．０％、フェライトを０〜５．０％、パーライトを０〜５．０％、残留オーステナイトを３．０％以上、マルテンサイトを０〜１０．０％含み、
   前記金属組織において、
   前記残留オーステナイトを除いた平均結晶粒径が７．０μｍ以下であり、
   直径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物の平均個数密度が１．０×１０^６個／ｍｍ^２以上であり、
   引張強さが９８０ＭＰａ以上であり、
   前記表面における平均Ｎｉ濃度が７．０％以上である
   ことを特徴とする熱延鋼板。
   ０．０５％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３．００％・ ・ ・ 式（１）
   上記式（１）中に示す元素は前記熱延鋼板中に含有されている元素の質量％である。
2. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｎｉ：０．０２〜０．０５％
   を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
3. 前記熱延鋼板に内部酸化層が存在し、前記内部酸化層の平均深さが前記熱延鋼板の前記表面から５．０μｍ以上、２０．０μｍ以下である
   ことを特徴とする請求項１または２に記載の熱延鋼板。
4. 前記熱延鋼板の前記表面の算術平均粗さＲａの標準偏差が１０．０μｍ以上、５０．０μｍ以下である
   ことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
5. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｖ ：０．００５〜０．５００％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．３００％、
   の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
6. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｎｂ：０．００５〜０．３００％、
   Ｃｕ：０．０１％〜２．００％、
   Ｍｏ：０．０１％〜１．０００％、
   Ｂ ：０．０００１〜０．０１００％、
   Ｃｒ：０．０１％以上、２．００％以下、
   のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
7. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、
   Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％、
   ＲＥＭ：０．０００５〜０．１０００％、
   のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
8. 請求項１に記載の化学組成を有する鋼片を、少なくとも予加熱ゾーン、加熱ゾーン、及び均熱ゾーンを有する、蓄熱式バーナーを備えた加熱炉で、１１５０℃以上に加熱する加熱工程と、
   加熱された前記鋼片を、仕上げ温度が下記式（２）で得られるＴ２℃以上になるように、かつ、８５０〜１１００℃の温度域における累積圧下率が９０％以上になるように熱間圧延を行って熱延鋼板を得る熱延工程と、
   前記熱延工程後、１．５秒以内に冷却を開始するとともに、５０℃／秒以上の平均冷却速度で下記式（３）により表される温度Ｔ３℃以下まで、前記熱延鋼板を冷却する一次冷却工程と、
   下記式（４）により表される温度をＴ４℃としたとき、前記一次冷却工程の冷却停止温度から（Ｔ４−１００）℃〜（Ｔ４＋５０）℃の巻取り温度まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する二次冷却工程と、
   前記巻取り温度で巻き取る巻取り工程と、
   を有し、
   前記加熱工程において、前記予加熱ゾーンでの空気比を１．１〜１．９とする
   ことを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
   Ｔ２（℃）＝８６８−３９６×［Ｃ］−６８．１×［Ｍｎ］＋２４．６×［Ｓｉ］−３６．１×［Ｎｉ］−２４．８×［Ｃｒ］−２０．７×［Ｃｕ］＋２５０×［Ａｌ］・・・（２）
   Ｔ３（℃）＝７７０−２７０×［Ｃ］−９０×［Ｍｎ］−３７×［Ｎｉ］−７０×［Ｃｒ］−８３×［Ｍｏ］・・・（３）
   Ｔ４（℃）＝５９１−４７４×［Ｃ］−３３×［Ｍｎ］−１７×［Ｎｉ］−１７×［Ｃｒ］−２１×［Ｍｏ］・・・（４）
   ただし、各式中の［元素記号］は各元素の前記鋼片中の質量％での含有量を示す。
9. 前記加熱工程において、前記加熱ゾーンでの空気比を０．９〜１．３とする
   ことを特徴とする請求項８に記載の熱延鋼板の製造方法。
10. 前記加熱工程において、前記均熱ゾーンでの空気比を０．９〜１．９とする
    ことを特徴とする請求項８または９に記載の熱延鋼板の製造方法。
11. 前記予加熱ゾーンでの空気比が、前記加熱ゾーンでの空気比よりも大きい
    ことを特徴とする請求項９または１０に記載の熱延鋼板の製造方法。
12. 前記巻取り工程後の前記熱延鋼板に、２０〜９５℃の温度の１〜１０質量％の塩酸溶液を用いて３０〜６０秒未満の酸洗時間の条件で酸洗を行う酸洗工程を備える
    ことを特徴とする請求項８〜１１のいずれか一項に記載の熱延鋼板の製造方法。