WO2023084926A1 - 熱延鋼板、溶融めっき鋼板、及び、熱延鋼板の製造方法 - Google Patents

熱延鋼板、溶融めっき鋼板、及び、熱延鋼板の製造方法 Download PDF

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WO2023084926A1
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hot
steel sheet
rolled steel
less
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健太郎 平田
正春 岡
正仁 榊
完 齊藤
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日本製鉄株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron

Definitions

  • the present disclosure relates to a hot-rolled steel sheet, a hot-dipped steel sheet having a hot-dip galvanized coating layer formed on the surface of the hot-rolled steel sheet, and a method for manufacturing the hot-rolled steel sheet.
  • Hot-rolled steel sheets are widely used in automobiles, electrical machinery, building materials, and construction machinery. Hot-rolled steel sheets used for these applications are required to have high strength. On the other hand, hot-rolled steel sheets are processed into various shapes for use in the above applications. Therefore, hot-rolled steel sheets are required to have not only high strength but also excellent workability.
  • Patent Document 1 JP-A-2018-003062
  • Patent Document 2 JP-A-2017-179539
  • the hot-rolled steel sheet disclosed in Patent Document 1 contains, in mass%, C: 0.04 to 0.18%, Si: 0.2 to 2.0%, Mn: 1.0 to 3.0%, P : 0.03% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.01 to 0.100%, N: 0.010% or less, Ti: 0.03 to 0.15%, Cr: 0.10 ⁇ 0.50%, B: 0.0005-0.0050%, and the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • the area ratio of bainite phase is 85% or more
  • the area ratio of austenite phase is 1 to 8%
  • the area ratio of martensite phase is 3% or less.
  • crystal grains with a diameter of 0.8 ⁇ m or less account for 70% or more of the entire austenite phase.
  • Patent Document 1 the microstructure of the hot-rolled steel sheet is mainly composed of the bainite phase, and the fine austenite phase is dispersed in the bainite phase. Patent Literature 1 describes that this provides high strength and excellent workability.
  • the hot-rolled steel sheet disclosed in Patent Document 2 contains, by mass%, C: 0.03 to 0.08%, Si: 0.01 to 1.50%, Mn: 0.1 to 1.5%, Ti : 0.05-0.15%, B: 0.0002-0.0030%, P: 0.1% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.5% or less, N: 0.009 % or less, the total of Nb, Mo and V: 0 to 0.02%, and the total of Ca and REM: 0 to 0.01%, with the balance being Fe and impurities. Furthermore, the mass ratio of Ti content to C content (Ti/C) in the chemical composition is 0.625 to 3.000.
  • This hot-rolled steel sheet further has a dislocation density of 1 ⁇ 10 14 to 1 ⁇ 10 16 m ⁇ 2 .
  • the average diameter of TiC precipitates in the crystal grains is 2.0 nm or less, and the average number density of the TiC precipitates in the crystal grains is 1 ⁇ 10 17 to 5 ⁇ 10 18 pieces/cm 3 .
  • the content of Ti existing as TiC precipitates in the matrix phase, not on dislocations, in crystal grains is 30% by mass or more of the total Ti content of the steel sheet.
  • Patent Document 2 a high tensile strength of 780 MPa or more is obtained by increasing the dislocation density and forming TiC precipitates in the matrix phase not on the dislocations. Furthermore, Patent Document 2 describes that the workability of the hot-rolled steel sheet can be improved by suppressing the content of alloying elements.
  • a hot-dip galvanized layer may be formed on the surface of the hot-rolled steel sheets in order to further improve corrosion resistance.
  • a hot-rolled steel sheet on which a hot-dip galvanized layer is formed is also referred to as a hot-dip plated steel sheet.
  • a hot-rolled steel sheet (hot-dip galvanized steel sheet) with a hot-dip galvanized layer may be welded to other steel members. During welding, part of the hot-dip galvanized layer melts. Then, the molten metal (zinc) may enter the grain boundaries of the hot-rolled steel sheet and cause cracks. Such cracks are called liquid metal embrittlement cracks (LME: Liquid Metal Embrittlement).
  • Hot-rolled steel sheets not only have high strength and excellent workability, but also have the property of suppressing the occurrence of LME when a hot-dip galvanized layer is formed on the surface of the hot-rolled steel sheet (hereinafter, this property is referred to as LME resistance). ) is also required.
  • Patent Document 3 proposes a hot-dip Zn-Al-Mg plated steel sheet that has high strength and excellent workability, as well as excellent LME resistance.
  • the hot-dip Zn-Al-Mg-based plated steel sheet of Patent Document 3 includes a material steel plate and a hot-dip Zn-Al-Mg-based alloy plating layer.
  • the material steel sheet in terms of % by mass, contains C: 0.01 to 0.08%, Si: 0.8% or less, Mn: 0.5 to 1.8%, P: 0.05% or less, S: 0.05%. 005% or less, N: 0.001 to 0.005%, Ti: 0.02 to 0.2%, B: 0.0005 to 0.010%, Al: 0.005 to 0.1% , with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • the material steel sheet has a dislocation density of 1.8 ⁇ 10 14 /m 2 to 5.7 ⁇ 10 14 /m 2 .
  • the main phase is either a single bainitic ferrite phase or a ferrite phase, or a phase containing a bainitic ferrite phase and a ferrite phase, and the area ratio of the hard second phase and cementite is 3% or less.
  • carbides containing Ti having an average particle size of 20 nm or less are also dispersed and precipitated.
  • the hot-dip Zn-Al-Mg-coated steel sheet of Patent Document 3 has the above-described chemical composition and microstructure, thereby obtaining high strength, excellent workability, and excellent LME resistance.
  • hot-rolled steel sheets are sometimes required not only to have high strength, excellent workability, and excellent LME resistance when a hot-dip galvanized layer is formed, but also to have high rigidity.
  • Patent Documents 1 to 3 high strength, excellent workability, and excellent LME resistance when a hot-dip zinc-based plating layer is formed are studied. A technique for obtaining high rigidity has not been studied.
  • An object of the present disclosure is to provide a hot-rolled steel sheet, a hot-dip coated steel sheet, and a method for producing a hot-rolled steel sheet having high strength, excellent workability, and excellent LME resistance, as well as excellent stiffness. .
  • the hot-rolled steel sheet, hot-dip plated steel sheet, and hot-rolled steel sheet manufacturing method according to the present disclosure have the following configurations.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present disclosure is in % by mass, C: 0.040 to 0.120%, Si: 0.01 to 0.60%, Mn: 0.50-1.50%, P: 0.025% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.010 to 0.070%, N: 0.0070% or less, Ti: 0.055 to 0.200%, and B: 0.0010 to 0.0050%, the balance consists of Fe and impurities,
  • the area ratio of bainitic ferrite is 85% or more
  • dislocation density is 8.0 ⁇ 10 13 to 100.0 ⁇ 10 13 /m 2
  • the average circle equivalent diameter of Ti carbides in the hot-rolled steel sheet is 10 nm or less
  • the average circle equivalent diameter of the crystal grains of the bainitic ferrite is 15 ⁇ m or less.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present disclosure is in % by mass, C: 0.040 to 0.120%, Si: 0.01 to 0.60%, Mn: 0.50-1.50%, P: 0.025% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.010 to 0.070%, N: 0.0070% or less, Ti: 0.055 to 0.200%, and B: 0.0010 to 0.0050%, Furthermore, it contains one or more selected from the group consisting of the first group and the second group, and the balance consists of Fe and impurities, In the microstructure, the area ratio of bainitic ferrite is 85% or more, dislocation density is 8.0 ⁇ 10 13 to 100.0 ⁇ 10 13 /m 2 , The average circle equivalent diameter of Ti carbides in the hot-rolled steel sheet is 10 nm or less, The average circle equivalent diameter of the crystal grains of the bainitic ferrite is 15 ⁇ m or less. [First group] Nb: 0.20% or less, and V: 0.20% or less, one or more selected
  • the hot-dip plated steel sheet according to the present disclosure is The hot-rolled steel sheet described above, A hot-dip zinc-based coating layer formed on the surface of the hot-rolled steel sheet and containing 65.00% by mass or more of Zn.
  • a method for manufacturing a hot-rolled steel sheet according to the present disclosure includes: A rough rolling step of rough rolling the raw material using a rough rolling mill to produce a rough bar; A finish rolling step of finish rolling the rough bar using a finish rolling mill to manufacture a steel plate and setting the finish rolling temperature FT to 850 to 950 ° C.; A cooling step of cooling the steel plate after completion of finish rolling; A winding step of winding the steel plate after the cooling step at a winding temperature of 470 to 620 ° C., In the cooling step, Within 3 seconds after the completion of the finish rolling, start cooling the steel sheet using cooling equipment, The period from when the cooling equipment starts cooling until the temperature of the steel sheet reaches the switching temperature ST is defined as a pre-cooling period, and the period from the switching temperature ST until the temperature of the steel sheet reaches the coiling temperature.
  • the pre-cooling rate CR1 which is the cooling rate in the pre-cooling period, is less than 25°C/sec
  • the switching temperature ST is set to 730 to 830 ° C.
  • a post-stage cooling rate CR2 which is the cooling rate in the post-stage cooling period, is set to 25° C./second or more.
  • the hot-rolled and hot-dip steel sheets according to the present disclosure have high strength, excellent workability, and excellent LME resistance, as well as excellent rigidity.
  • the hot-rolled steel sheet manufacturing method according to the present disclosure can manufacture the hot-rolled steel sheet described above.
  • FIG. 1 is a schematic diagram of an LME resistance evaluation test in Examples.
  • FIG. 2 is a cross-sectional view of the LME resistance evaluation test of FIG. 1 viewed from the side.
  • the present inventors examined hot-rolled steel sheets with high strength, excellent workability, and excellent LME resistance from the viewpoint of chemical composition.
  • the chemical composition of the hot-rolled steel sheet is C: 0.040 to 0.120%, Si: 0.01 to 0.60%, Mn: 0.50 to 1 in mass%.
  • Feature 1 The area ratio of bainitic ferrite in the microstructure is 85% or more.
  • Feature 2 Dislocation density is 8.0 ⁇ 10 13 to 100.0 ⁇ 10 13 /m 2 .
  • Feature 3 The average circle equivalent diameter of Ti carbides in the hot-rolled steel sheet is 10 nm or less.
  • the hot-rolled steel sheet of the present embodiment, the hot-dipped steel sheet using the hot-rolled steel sheet, and the method for manufacturing the hot-rolled steel sheet have been completed based on the above-described technical concept, and have the following configurations.
  • a hot-rolled steel sheet in % by mass, C: 0.040 to 0.120%, Si: 0.01 to 0.60%, Mn: 0.50-1.50%, P: 0.025% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.010 to 0.070%, N: 0.0070% or less, Ti: 0.055 to 0.200%, and B: 0.0010 to 0.0050%, the balance consists of Fe and impurities,
  • the area ratio of bainitic ferrite is 85% or more
  • dislocation density is 8.0 ⁇ 10 13 to 100.0 ⁇ 10 13 /m 2
  • the average circle equivalent diameter of Ti carbides in the hot-rolled steel sheet is 10 nm or less
  • the average circle equivalent diameter of the crystal grains of the bainitic ferrite is 15 ⁇ m or less
  • Hot-rolled steel plate in % by mass, C: 0.040 to 0.120%, Si: 0.01 to 0.60%, Mn: 0.50-1.50%, P: 0.025% or less, S: 0.010% or less,
  • a hot-rolled steel sheet in % by mass, C: 0.040 to 0.120%, Si: 0.01 to 0.60%, Mn: 0.50-1.50%, P: 0.025% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.010 to 0.070%, N: 0.0070% or less, Ti: 0.055 to 0.200%, and B: 0.0010 to 0.0050%, Furthermore, it contains one or more selected from the group consisting of the first group and the second group, and the balance consists of Fe and impurities, In the microstructure, the area ratio of bainitic ferrite is 85% or more, dislocation density is 8.0 ⁇ 10 13 to 100.0 ⁇ 10 13 /m 2 , The average circle equivalent diameter of Ti carbides in the hot-rolled steel sheet is 10 nm or less, The average circle equivalent diameter of the crystal grains of the bainitic ferrite is 15 ⁇ m or less, Hot-rolled steel plate. [First group] Nb: 0.20% or less, and V: 0.20% or less, one
  • the pre-cooling rate CR1 which is the cooling rate in the pre-cooling period, is less than 25°C/sec
  • the switching temperature ST is set to 730 to 830 ° C.
  • the post-cooling rate CR2 which is the cooling rate in the post-cooling period, is set to 25 ° C./sec or more
  • Carbon (C) combines with Ti to form Ti carbide.
  • Ti carbide increases the strength of the hot-rolled steel sheet by precipitation strengthening, and improves the workability.
  • C further facilitates formation of bainitic ferrite when the Ti content in the chemical composition is 0.055-0.200%. If the C content is less than 0.040%, high strength cannot be obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment.
  • the tensile strength TS of the hot-rolled steel sheet is less likely to be 780 MPa or more.
  • the dislocation density becomes excessively high, and the workability of the hot-rolled steel sheet deteriorates.
  • the C content exceeds 0.120%, polygonal ferrite tends to form in the microstructure even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the area ratio of bainitic ferrite in the hot-rolled steel sheet is reduced. Furthermore, the dislocation density of the hot-rolled steel sheet is lowered. Furthermore, the average equivalent circle diameter of the crystal grains of the bainitic ferrite also becomes coarse. As a result, the rigidity of the hot-rolled steel sheet is lowered. Therefore, the C content is 0.040-0.120%. A preferable lower limit of the C content is 0.042%, more preferably 0.044%, and still more preferably 0.046%. A preferable upper limit of the C content is 0.115%, more preferably 0.110%, and still more preferably 0.105%.
  • Si 0.01-0.60% Silicon (Si) deoxidizes steel. Si further enhances the strength of the hot-rolled steel sheet by solid-solution strengthening. If the Si content is less than 0.01%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Si content exceeds 0.60%, polygonal ferrite tends to form in the hot-rolled steel sheet even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the area ratio of bainitic ferrite in the hot-rolled steel sheet is reduced. Furthermore, the dislocation density of the hot-rolled steel sheet is reduced. Furthermore, the average equivalent circle diameter of the crystal grains of the bainitic ferrite also becomes coarse.
  • the Si content is 0.01-0.60%.
  • a preferable lower limit of the Si content is 0.02%, more preferably 0.03%, and still more preferably 0.04%.
  • a preferable upper limit of the Si content is 0.55%, more preferably 0.50%, and still more preferably 0.45%.
  • Mn 0.50-1.50%
  • Mn Manganese
  • the Mn content is 0.50-1.50%.
  • a preferable lower limit of the Mn content is 0.55%, more preferably 0.60%, and still more preferably 0.65%.
  • a preferable upper limit of the Mn content is 1.40%, more preferably 1.30%, and still more preferably 1.20%.
  • Phosphorus (P) is an impurity. P segregates at grain boundaries and lowers the workability of the hot-rolled steel sheet. P further reduces the weldability of the hot-rolled steel sheet. If the P content exceeds 0.025%, the workability and weldability of the hot-rolled steel sheet are remarkably lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the P content is 0.025% or less. The lower the P content is, the better. However, excessive reduction of the P content reduces productivity and increases manufacturing costs. Therefore, when considering normal industrial production, the preferable lower limit of the P content is more than 0%, more preferably 0.001%, more preferably 0.002%, and still more preferably 0.003%. %. A preferable upper limit of the P content is 0.023%, more preferably 0.020%, and still more preferably 0.015%.
  • S 0.010% or less Sulfur (S) is an impurity. S segregates at grain boundaries and lowers the workability of the hot-rolled steel sheet. If the S content exceeds 0.010%, the workability of the hot-rolled steel sheet is remarkably lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the S content is 0.010% or less. It is preferable that the S content is as low as possible. However, excessive reduction of the S content reduces productivity and increases manufacturing costs. Therefore, when considering normal industrial production, the preferred lower limit of the S content is more than 0%, more preferably 0.001%, more preferably 0.002%, still more preferably 0.003 %. A preferable upper limit of the S content is 0.009%, more preferably 0.008%.
  • Al 0.010-0.070%
  • a preferable lower limit of the Al content is 0.012%, more preferably 0.014%, and still more preferably 0.016%.
  • a preferable upper limit of the Al content is 0.065%, more preferably 0.060%, and still more preferably 0.055%.
  • N 0.0070% or less Nitrogen (N) is an impurity. N combines with B to form BN and reduces the amount of solid solution B in the hot-rolled steel sheet. N further combines with Ti to form TiN, which inhibits the formation of Ti carbides. If the N content exceeds 0.0070%, BN and TiN are excessively produced even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. As a result, the LME resistance of the hot-rolled steel sheet is lowered. Furthermore, the strength of the hot-rolled steel sheet is also reduced. Therefore, the N content is 0.0070% or less. N content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of the N content reduces productivity and increases manufacturing costs.
  • the preferable lower limit of the N content is more than 0%, more preferably 0.0001%, still more preferably 0.0005%, still more preferably 0.0010 %.
  • a preferable upper limit of the N content is 0.0060%, more preferably 0.0050%, and still more preferably 0.0040%.
  • Titanium (Ti) combines with C to form Ti carbides.
  • Ti carbide increases the strength of the hot-rolled steel sheet by precipitation strengthening.
  • bainitic ferrite tends to form in the hot-rolled steel sheet if the Ti content is appropriate.
  • the Ti content is less than 0.055%, polygonal ferrite is likely to form even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the area ratio of bainitic ferrite in the hot-rolled steel sheet is reduced, and the dislocation density of the hot-rolled steel sheet is also reduced. Furthermore, the average equivalent circle diameter of the crystal grains of the bainitic ferrite becomes coarse.
  • the Ti content is 0.055-0.200%.
  • the lower limit of the Ti content is preferably 0.060%, more preferably 0.065%, still more preferably 0.070%, still more preferably 0.075%, still more preferably 0.080 %, more preferably 0.085%.
  • a preferable upper limit of the Ti content is 0.190%, more preferably 0.180%, and still more preferably 0.170%.
  • B 0.0010 to 0.0050% Boron (B) dissolves in the hot-rolled steel sheet and segregates at prior austenite grain boundaries. Segregated B increases grain boundary strength. Therefore, B enhances the LME resistance of the hot-rolled steel sheet. B further enhances the hardenability of steel. If the B content is less than 0.0010%, sufficient LME resistance of the hot-rolled steel sheet cannot be obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Furthermore, since the hardenability is insufficient, the dislocation density is lowered. Furthermore, the area ratio of bainitic ferrite is reduced. Furthermore, the transformation start temperature from austenite to ferrite increases. In this case, the precipitation start temperature of Ti carbide also increases. Therefore, the Ti carbide becomes coarse.
  • the strength of the hot-rolled steel sheet is lowered, and the rigidity is also lowered.
  • the B content exceeds 0.0050%, the hardenability becomes excessively high even if the contents of other elements are within the range of the present embodiment. In this case, the dislocation density of the hot-rolled steel sheet becomes excessively high. Furthermore, the area ratio of bainitic ferrite is reduced. As a result, the workability of the steel sheet deteriorates. If the B content exceeds 0.0050%, the LME resistance is further lowered. Therefore, the B content is 0.0010-0.0050%.
  • a preferable lower limit of the B content is 0.0015%, more preferably 0.0020%, and still more preferably 0.0025%.
  • a preferable upper limit of the B content is 0.0045%, more preferably 0.0040%, and still more preferably 0.0035%.
  • the rest of the chemical composition of the hot-rolled steel sheet of this embodiment consists of Fe and impurities.
  • the impurities are those that are mixed from ore, scrap, or the manufacturing environment as raw materials when industrially producing hot-rolled steel sheets, and are not intentionally contained. It means a range that does not adversely affect the hot-rolled steel sheet of the present embodiment.
  • the chemical composition of the hot-rolled steel sheet of the present embodiment may further contain one or more selected from the group consisting of the first group and the second group instead of part of Fe.
  • the first group and the second group will be described below.
  • the hot-rolled steel sheet of the present embodiment may contain the first group instead of part of Fe. All of these elements combine with C to form carbides and increase the strength of the hot-rolled steel sheet. Each element will be described below.
  • Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained. That is, the Nb content may be 0%. When present, that is, when the Nb content is greater than 0%, Nb combines with C to form Nb carbides. Nb carbide increases the strength of the hot-rolled steel sheet by precipitation strengthening. If even a small amount of Nb is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Nb content exceeds 0.20%, Nb carbides are excessively formed even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. In this case, the workability of the hot-rolled steel sheet deteriorates.
  • the Nb content is 0-0.20%, and if included, the Nb content is 0.20% or less.
  • a preferable lower limit of the Nb content is 0.01%, more preferably 0.05%, and still more preferably 0.08%.
  • a preferable upper limit of the Nb content is 0.18%, more preferably 0.16%, and still more preferably 0.14%.
  • V 0.20% or less Vanadium (V) is an optional element and may not be contained. That is, the V content may be 0%. When present, that is, when the V content is greater than 0%, V combines with C to form V carbides. V carbide increases the strength of hot-rolled steel sheets by precipitation strengthening. If even a small amount of V is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the V content exceeds 0.20%, excessive V carbide is formed even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. In this case, the workability of the hot-rolled steel sheet deteriorates. Therefore, the V content is 0 to 0.20%, and when included, the V content is 0.20% or less. A preferable lower limit of the V content is 0.01%, more preferably 0.05%, and still more preferably 0.08%. A preferable upper limit of the V content is 0.18%, more preferably 0.16%, and still more preferably 0.14%.
  • the hot-rolled steel sheet of the present embodiment may contain the second group instead of part of Fe. All of these elements enhance the LME resistance of the hot rolled steel sheet. Each element will be described below.
  • Chromium (Cr) is an optional element and may not be contained. That is, the Cr content may be 0%. When contained, that is, when the Cr content is more than 0%, Cr segregates at the prior austenite grain boundaries to enhance the LME resistance of the hot-rolled steel sheet. If even a little Cr is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Cr content exceeds 1.0%, the workability of the hot-rolled steel sheet deteriorates even if the contents of other elements are within the ranges of the present embodiment. Therefore, the Cr content is 0-1.0%, and if included, the Cr content is 1.0% or less. A preferable lower limit of the Cr content is 0.1%, more preferably 0.2%, and still more preferably 0.3%. A preferable upper limit of the Cr content is 0.9%, more preferably 0.8%, and still more preferably 0.7%.
  • Mo Molybdenum
  • Mo is an optional element and may not be contained. That is, the Mo content may be 0%. When contained, that is, when the Mo content is more than 0%, Mo segregates at the prior austenite grain boundaries to enhance the LME resistance of the hot rolled steel sheet. If even a little Mo is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Mo content exceeds 1.0%, the workability of the hot-rolled steel sheet deteriorates even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Mo content is 0-1.0%, and if included, the Mo content is 1.0% or less.
  • the lower limit of the Mo content is preferably 0.1%, more preferably 0.2%, still more preferably 0.3%.
  • a preferable upper limit of the Mo content is 0.9%, more preferably 0.8%, and still more preferably 0.7%.
  • the chemical composition of the hot-rolled steel sheet of this embodiment can be measured by a well-known component analysis method conforming to JIS G0321:2017. Specifically, chips are collected from the hot-rolled steel sheet using a cutting tool such as a drill. The collected chips are dissolved in acid to obtain a solution. ICP-MAS (Inductively Coupled Plasma Mass Spectrometry) is performed on the solution to perform elemental analysis of the chemical composition. The C content and S content are obtained by a well-known high-frequency combustion method (combustion-infrared absorption method). The N content is determined using the well-known inert gas fusion-thermal conductivity method.
  • ICP-MAS Inductively Coupled Plasma Mass Spectrometry
  • each element content based on the significant digits defined in this embodiment, rounded off the measured numerical value, the numerical value up to the minimum digit of each element content defined in this embodiment do.
  • the C content of the steel material of this embodiment is specified by a numerical value up to the third decimal place. Therefore, the C content is a numerical value to the third decimal place obtained by rounding off the measured numerical value to the fourth decimal place.
  • the content of elements other than the C content of the steel material of this embodiment is a value obtained by rounding off the numerical value to the minimum digit specified in this embodiment with respect to the measured value. is the content of the element. Rounding off means rounding down if the fraction is less than 5, and rounding up if the fraction is 5 or more.
  • the hot-rolled steel sheet of the present embodiment has a chemical composition in which the content of each element is within the range of the present embodiment, and satisfies the following features 1 to 4.
  • Feature 1 The area ratio of bainitic ferrite in the microstructure is 85% or more.
  • Feature 2 Dislocation density is 8.0 ⁇ 10 13 to 100.0 ⁇ 10 13 /m 2 .
  • Feature 3 The average circle equivalent diameter of Ti carbides in the hot-rolled steel sheet is 10 nm or less.
  • Feature 4 The average equivalent circle diameter of the bainitic ferrite crystal grains is 15 ⁇ m or less.
  • the area ratio of bainitic ferrite is 85% or more.
  • the microstructure of the hot-rolled steel sheet of the present embodiment may be a bainitic ferrite single phase.
  • the other phase is, for example, one selected from the group consisting of polygonal ferrite, pearlite, bainite, and cementite. That's it.
  • Bainitic ferrite can be distinguished from polygonal ferrite and bainite in the following points.
  • Bainitic ferrite is an aggregate of grains with slightly different crystal orientations. Therefore, a difference in contrast is recognized within the crystal grains.
  • polygonal ferrite has a structure in which there is almost no crystal orientation difference within grains. Therefore, the inside of the crystal grain is observed with a uniform contrast. Therefore, bainitic ferrite can be distinguished from polygonal ferrite based on the contrast caused by the difference in crystal orientation.
  • bainitic ferrite is a bcc structure, similar to the crystal structure of bainite. Therefore, it is difficult to distinguish bainitic ferrite from bainite based on its crystal structure. Moreover, it is difficult to distinguish bainitic ferrite from bainite based on the crystallographic misorientation. However, bainitic ferrite is distinguishable from bainite based on the presence or absence of Fe carbides within grains and at grain boundaries.
  • the Fe carbide is a carbide containing Fe, such as cementite.
  • bainitic ferrite Fe carbide does not exist in grains and grain boundaries.
  • bainite Fe carbide exists within the laths and/or at the lath boundaries. Therefore, bainitic ferrite can be distinguished from bainite based on the presence or absence of Fe carbides in grains and grain boundaries.
  • the preferable lower limit of the area ratio of bainitic ferrite is 88%, more preferably 90%, still more preferably 92%, still more preferably 94%, still more preferably 96%.
  • the area ratio of bainitic ferrite can be obtained by the following method. Microstructural observation is performed using a field emission scanning electron microscope (FE-SEM). Microstructure observation is performed by an electron channeling contrast image (ECCI: Electron Channeling Contrast Image). Observation conditions are an acceleration voltage of 20 kV, a tilt (T) of 0°, and a backscattered electron mode. Electron Back Scatter Diffraction (EBSD) is used to measure the crystal orientation.
  • FE-SEM field emission scanning electron microscope
  • ECCI Electron Channeling Contrast Image
  • Observation conditions are an acceleration voltage of 20 kV, a tilt (T) of 0°, and a backscattered electron mode.
  • Electron Back Scatter Diffraction (EBSD) is used to measure the crystal orientation.
  • the test piece is taken from the width center position of the hot-rolled steel sheet.
  • the measurement position is the thickness/4 depth position in the thickness direction of the hot-rolled steel sheet from the surface of the test piece, the measurement range is 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m, and the measurement interval is 0.1 ⁇ m.
  • the measurement range is a longitudinal section including the L direction (longitudinal direction of the hot-rolled steel sheet) and the T direction (thickness direction of the hot-rolled steel sheet).
  • the measurement data is analyzed by the following procedure using analysis software to identify and quantify polygonal ferrite and bainitic ferrite.
  • Step 1 A region surrounded by grain boundaries of 15° or more is defined as one crystal grain. If the equivalent circle diameter of a region surrounded by grain boundaries of 15° or more is 1.0 ⁇ m or less, the region is judged to be measurement noise and is not recognized as a crystal grain. In other words, areas determined to be measurement noise are excluded.
  • GAM value An average value of crystal orientation differences in each crystal grain (Grain Average Misorientation: hereinafter referred to as GAM value) is calculated. Crystal grains with a GAM value of 0.5° or less are defined as polygonal ferrite. A crystal grain with a GAM value exceeding 0.5° is defined as bainitic ferrite.
  • phases perlite, bainite, cementite
  • bainitic ferrite and polygonal ferrite phases (perlite, bainite, cementite) different from bainitic ferrite and polygonal ferrite can be easily distinguished by contrast.
  • a well-known program may be used as the EBSD analysis program for obtaining the GAM value.
  • OIM Data Collection/Analysis 6.2.0 manufactured by TSL Solutions Co., Ltd. may be used.
  • the hot-rolled steel sheet of this embodiment has a dislocation density of 8.0 ⁇ 10 13 to 100.0 ⁇ 10 13 /m 2 .
  • the higher the dislocation density the higher the rigidity of the hot-rolled steel sheet.
  • the strain of bainitic ferrite is higher than that of polygonal ferrite. Therefore, the dislocation density of bainitic ferrite is higher than that of polygonal ferrite. Therefore, if the area ratio of bainitic ferrite is 85% or more in the microstructure of the hot-rolled steel sheet, the dislocation density is high and the strength of the hot-rolled steel sheet is high.
  • the hot-rolled steel sheet whose chemical composition contains each element within the range of the present embodiment satisfies the features 1, 3, and 4, if the dislocation density is too low, the stiffness will not be sufficiently high. .
  • the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment and the dislocation density of the hot-rolled steel sheet is 8.0 ⁇ 10 13 to 100.0 ⁇ 10 13 /m 2 , feature 1, feature 3, and feature On the premise that 4 is satisfied, excellent workability and excellent LME resistance are obtained, and high strength and high rigidity are obtained.
  • a preferable lower limit of the dislocation density is 10.0 ⁇ 10 13 /m 2 , more preferably 15.0 ⁇ 10 13 /m 2 , still more preferably 20.0 ⁇ 10 13 /m 2 .
  • a preferable upper limit of the dislocation density is 90.0 ⁇ 10 13 /m 2 , more preferably 80.0 ⁇ 10 13 /m 2 , still more preferably 70.0 ⁇ 10 13 /m 2 .
  • the dislocation density of the hot-rolled steel sheet of this embodiment can be determined by the following method.
  • test piece for dislocation density measurement is taken from the width center position of the hot-rolled steel sheet.
  • the dimensions of the test piece are width 20 mm x length 20 mm x plate thickness.
  • the surface of the test piece is mirror-finished by polishing with #80 to #1500 sandpaper and buffing from the surface to the plate thickness/4 depth position. Furthermore, the test piece after mirror polishing is subjected to electrolytic polishing of 50 ⁇ m or more in the plate thickness direction using 10% by volume of perchloric acid (acetic acid solvent) to remove strain on the surface layer of the test piece. .
  • the (110), (211), and (220) planes of the body-centered cubic structure (bcc structure) were analyzed by X-ray diffraction (XRD) on the surface (observation surface) of the electrolytically polished test piece. Find the half width ⁇ K of the peak.
  • CoK ⁇ rays are used as a radiation source, the tube voltage is 30 kV, and the tube current is 100 mA, and the half width ⁇ K is measured. Furthermore, LaB 6 (lanthanum hexaboride) powder is used to measure the half-value width derived from the X-ray diffractometer.
  • the non-uniform strain ⁇ of the test piece is obtained from the half width ⁇ K obtained by the above method and the Williamson-Hall equation (equation (I)).
  • ⁇ K ⁇ cos ⁇ / ⁇ 0.9/D+2 ⁇ sin ⁇ / ⁇ (I)
  • ⁇ means diffraction angle (°)
  • ⁇ means X-ray wavelength (nm)
  • D means crystallite size (nm).
  • the average circle equivalent diameter of Ti carbides in the hot-rolled steel sheet is 10 nm or less.
  • the equivalent circle diameter means the diameter of a circle having the same area as the Ti carbide.
  • Ti carbide increases the strength of hot-rolled steel sheets by precipitation strengthening.
  • the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment, if the average circle equivalent diameter of Ti carbides exceeds 10 nm, the Ti carbides in the hot-rolled steel sheet are coarse. If the Ti carbide is coarse, sufficient precipitation strengthening cannot be obtained. As a result, the strength of the hot-rolled steel sheet is not sufficiently high.
  • the hot-rolled steel sheet in which the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment if the average circle equivalent diameter of Ti carbide is 10 nm or less, the other characteristics 1, 2 and 4 are satisfied. , high strength and high stiffness are obtained while maintaining excellent workability and excellent LME resistance.
  • a preferable upper limit of the average equivalent circle diameter of Ti carbide is 9 nm, more preferably 8 nm.
  • the lower limit of the average equivalent circle diameter of Ti carbides is not particularly limited.
  • the lower limit of the average equivalent circle diameter of Ti carbide is preferably 2 nm, more preferably 3 nm, still more preferably 4 nm, still more preferably 5 nm.
  • the average equivalent circle diameter of Ti carbides can be obtained by the following method.
  • a thickness sample of the hot-rolled steel sheet is taken from the central position of the width of the hot-rolled steel sheet. Using emery paper, both sides of the sample are ground and polished to prepare a sample having a thickness of 50 ⁇ m centered at a position of thickness/4 depth from the surface. After that, a disc-shaped sample with a diameter of 3 mm is taken.
  • a disc-shaped sample is immersed in a 10% perchloric acid-glacial acetic acid solution and subjected to electrolytic polishing to prepare a thin film sample having a thickness of 100 nm.
  • TEM transmission electron microscope
  • the precipitates are identified based on the contrast.
  • the identified precipitates are subjected to component analysis by EDS.
  • Precipitates in which Ti and C are detected as a result of EDS analysis are identified as Ti carbides.
  • the equivalent circle diameter of each identified Ti carbide is obtained.
  • the arithmetic average value of the equivalent circle diameters of all the Ti carbides confirmed in the five fields of view is defined as the average equivalent circle diameter (nm) of the Ti carbides.
  • the average equivalent circle diameter of the bainitic ferrite crystal grains is 15 ⁇ m or less.
  • the equivalent circle diameter means the diameter of a circle having the same area as the crystal grain.
  • the grain size of bainitic ferrite strongly affects its rigidity.
  • a hot-rolled steel sheet having a chemical composition in which the content of each element is within the range of the present embodiment even if the characteristics 1 to 3 are satisfied, if the equivalent circle diameter of the bainitic ferrite crystal grains exceeds 15 ⁇ m, Although high strength, excellent workability and excellent LME resistance can be obtained, sufficient rigidity cannot be obtained.
  • the upper limit of the average equivalent circle diameter of the bainitic ferrite crystal grains is preferably 14 ⁇ m, more preferably 13 ⁇ m, and still more preferably 12 ⁇ m.
  • the lower limit of the average equivalent circle diameter of crystal grains of bainitic ferrite is not particularly limited.
  • the lower limit of the average equivalent circle diameter of the bainitic ferrite crystal grains is preferably 1 ⁇ m, more preferably 2 ⁇ m, still more preferably 3 ⁇ m, and still more preferably 5 ⁇ m.
  • the equivalent circle diameter of the bainitic ferrite crystal grains of the hot-rolled steel sheet can be obtained by the following method.
  • the circle equivalent diameter of each crystal grain of bainitic ferrite identified by microstructure observation is determined by the method described in the above [Method for measuring area ratio of bainitic ferrite].
  • the arithmetic mean value of the obtained equivalent circle diameters is defined as the average equivalent circle diameter ( ⁇ m) of the crystal grains of the bainitic ferrite. If the equivalent circle diameter of a region surrounded by grain boundaries of 15° or more is 1.0 ⁇ m or less, the region is judged to be measurement noise and is not recognized as a crystal grain. That is, if the equivalent circle diameter of a region surrounded by grain boundaries of 15° or more is 1.0 ⁇ m or less, that region is excluded from the analysis.
  • the hot-rolled steel sheet of the present embodiment has the content of each element in the chemical composition within the above range, and further satisfies the features 1 to 4. Therefore, it has high strength, excellent workability, and when a hot-dip galvanized layer is formed on the surface of the hot-rolled steel sheet, it has excellent LME resistance and high rigidity.
  • the tensile strength which is an indicator of strength
  • the total elongation which is an index of workability
  • the yield ratio which is an index of rigidity
  • a preferable lower limit of the tensile strength of the hot-rolled steel sheet is 785 MPa, more preferably 790 MPa, still more preferably 795 MPa, still more preferably 800 MPa.
  • the upper limit of the tensile strength of the hot-rolled steel sheet is not particularly limited, it is, for example, 950 MPa.
  • the preferred lower limit of the total elongation of the hot-rolled steel sheet is 14.5%, more preferably 15.0%, still more preferably 15.5%.
  • the upper limit of the total elongation of the hot-rolled steel sheet is not particularly limited, it is, for example, 20.0%.
  • a preferable lower limit of the yield ratio of the hot-rolled steel sheet is 86%, more preferably 87%, still more preferably 88%, still more preferably 89%.
  • the tensile strength, total elongation, and yield ratio of the hot-rolled steel sheet can be obtained by a tensile test based on JIS Z2241:2011.
  • a plate-shaped tensile test piece corresponding to a JIS No. 5 test piece specified in JIS Z2241:2011 is taken from the width center position of the hot-rolled steel sheet.
  • the longitudinal direction of the test piece is perpendicular to the rolling direction of the hot-rolled steel sheet.
  • a tensile test was performed at room temperature in the air, yield strength YS, tensile strength TS, total elongation T. Find EL. At this time, 0.2% yield strength is defined as yield strength YS (MPa).
  • yield strength YS MPa
  • the hot-dip plated steel sheet of the present embodiment includes the hot-rolled steel sheet of the present embodiment described above and a hot-dip galvanized layer containing mainly Zn.
  • a hot-dip galvanized layer is formed on the surface of the hot-rolled steel sheet.
  • the hot-dip galvanized layer has a known structure. The hot-dip galvanized layer will be described below.
  • the hot-dip galvanized layer mainly contains Zn. Specifically, the hot-dip galvanized layer contains 65.00% or more of Zn in mass %.
  • the hot-dip galvanized layer may be a so-called hot-dip galvanized (GI) layer. Hot-dip galvanizing contains 1.00% or less by mass of elements other than Zn, and the balance is Zn. If the Zn content in the hot-dip galvanized layer is 65.00% by mass or more, sufficient corrosion resistance can be obtained.
  • a preferable lower limit of the Zn content of the hot dip galvanized layer is 70.00%, more preferably 73.00%.
  • the hot-dip galvanized layer may have a chemical composition other than GI.
  • the chemical composition of the hot-dip galvanized layer may be within a well-known range.
  • the chemical composition of the hot-dip galvanized layer contains, for example, the following elements.
  • Al 0.05-35.00%
  • Aluminum (Al) is an easily oxidizable element and enhances the corrosion resistance of the hot-dip galvanized layer by sacrificial corrosion protection. If the Al content is 0.05 to 35.00%, the above effect can be sufficiently obtained.
  • a preferable lower limit of the Al content is 0.08%, more preferably 0.10%, and still more preferably 0.15%.
  • the preferred upper limit of the Al content is 33.00%, more preferably 30.00%, still more preferably 28.00%, still more preferably 25.00%, still more preferably 23.00 %, more preferably 21.00%.
  • the rest of the chemical composition of the hot-dip galvanized layer according to this embodiment consists of Zn and impurities.
  • impurities refers to those that are mixed from raw materials during the hot-dip galvanizing treatment and are not intentionally included.
  • the chemical composition of the hot-dip zinc-based plating layer according to the present embodiment may further contain one or more elements selected from the following 1st to 7th groups instead of part of Zn.
  • the first to seventh groups will be described below.
  • Si 2.50% or less
  • Mg Group 1 (Mg) Mg: 30.0% or less
  • Mg Magnesium
  • the Mg content may be 0%.
  • Mg is an easily oxidizable element and enhances the corrosion resistance of the hot-dip galvanized layer by sacrificial corrosion protection. As long as the Mg content is even small, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Mg content is too high, oxidation dross will increase even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. In this case, the appearance quality of the hot-dip plated steel sheet is deteriorated. Therefore, the Mg content is 0-30.0%, and if included, the Mg content is 30.0% or less.
  • a preferable lower limit of the Mg content is more than 0%, more preferably 0.1%, more preferably 0.5%, more preferably 1.0%, more preferably 2.0% is.
  • the preferred upper limit of the Mg content is 25.0%, more preferably 20.0%, still more preferably 15.0%, still more preferably 10.0%, still more preferably 8.0 %, more preferably 7.0%.
  • Tin (Sn), bismuth (Bi), and indium (In) are optional elements and may not be contained. That is, the Sn content, Bi content, and In content may each be 0%. These elements form an intermetallic compound with Mg when the hot-dip zinc-based plating layer contains Mg. As a result, the corrosion resistance of the hot dip plated steel sheet is enhanced. If at least one of Sn, Bi and In is contained even in a small amount, the above effect can be obtained to some extent. However, if the contents of these elements are too high, the viscosity of the hot-dip galvanizing bath will increase even if the contents of other elements are within the range of the present embodiment. In this case, the appearance quality of the hot-dip plated steel sheet is deteriorated.
  • the Sn content is 0-2.00%
  • the Bi content is 0-2.00%
  • the In content is 0-2.00%.
  • the Sn content is 2.00% or less
  • the Bi content is 2.00% or less
  • the In content is 2.00% or less.
  • a preferable lower limit of the content of each element is more than 0%, more preferably 0.01%, and still more preferably 0.05%.
  • the upper limit of the content of each element is preferably 1.90%, more preferably 1.80%, still more preferably 1.70%.
  • Calcium (Ca), yttrium (Y), lanthanum (La), and selenium (Ce) are all optional elements and may not be contained. That is, the content of these elements may be 0%. These elements form intermetallic compounds with Al and Zn in the hot dip galvanized layer. As a result, the corrosion resistance of the hot-dip plated steel sheet is enhanced. If these elements are contained even in small amounts, the above effect can be obtained to some extent. However, if the contents of these elements are too high, oxidation dross will increase even if the contents of other elements are within the range of the present embodiment. In this case, the appearance quality of the hot-dip plated steel sheet is deteriorated.
  • the Ca content is 0-3.00%, the Y content is 0-3.00%, the La content is 0-3.00%, and the Ce content is 0-3.00. %.
  • the Ca content is 3.00% or less, the Y content is 3.00% or less, the La content is 3.00% or less, and the Ce content is 3.00% or less is.
  • the lower limit of the content of each element is preferably over 0%, more preferably 0.01%, still more preferably 0.05%, still more preferably 0.10%.
  • the upper limit of the content of each element is preferably 2.80%, more preferably 2.50%, still more preferably 2.00%.
  • Si is an optional element and may not be contained. That is, the Si content may be 0%. Si enhances the corrosion resistance of the hot-dip plated steel sheet. If even a small amount of Si is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Si content is too high, the viscosity of the hot-dip galvanizing bath increases even if the contents of other elements are within the range of the present embodiment. In this case, the appearance quality of the hot-dip plated steel sheet is deteriorated. Therefore, the Si content is 0-2.50%, and if included, the Si content is 2.50% or less.
  • the lower limit of the Si content is preferably over 0%, more preferably 0.01%, still more preferably 0.05%, still more preferably 0.10%.
  • a preferred upper limit of the Si content is 2.00%, more preferably 1.50%, still more preferably 1.00%, and still more preferably 0.50%.
  • Chromium (Cr), titanium (Ti), nickel (Ni), cobalt (Co), vanadium (V), niobium (Nb), copper (Cu) and manganese (Mn) are all optional elements and are not contained. may That is, the content of these elements may be 0%. These elements improve the appearance quality of the hot-dip plated steel sheet. These elements further form intermetallic compounds with Al in the hot-dip galvanized layer. As a result, the corrosion resistance of the hot dip plated steel sheet is enhanced. If these elements are contained even in small amounts, the above effect can be obtained to some extent.
  • the Cr content is 0-0.5%
  • the Ti content is 0-0.5%
  • the Ni content is 0-0.5%
  • the Co content is 0-0.5%.
  • V content is 0-0.5%
  • Nb content is 0-0.5%
  • Cu content is 0-0.5%
  • Mn content is 0-0 0.5%.
  • the Cr content is 0.5% or less
  • the Ti content is 0.5% or less
  • the Ni content is 0.5% or less
  • the Co content is 0.5% or less
  • the V content is 0.5% or less
  • the Nb content is 0.5% or less
  • the Cu content is 0.5% or less
  • the Mn content is 0.5% or less .
  • a preferable lower limit of the content of each element is more than 0%, more preferably 0.1%.
  • a preferable upper limit of the content of each element is less than 0.5%, more preferably 0.4%.
  • [Sixth group (Fe)] Fe 5.0% or less Iron (Fe) is an optional element and may not be contained. That is, the Fe content may be 0%. Fe increases the hardness of the hot-dip galvanized layer and enhances the workability of the hot-dip plated steel sheet. If even a little Fe is contained, the above effects can be obtained to some extent. However, if the Fe content is too high, the hardness of the hot-dip galvanized layer will be too high even if the contents of other elements are within the range of the present embodiment. In this case, the workability of the hot-dip plated steel sheet rather deteriorates. Therefore, the Fe content is 0-5.0%, and if included, the Fe content is 5.0% or less. A preferable lower limit of the Fe content is more than 0%, more preferably 0.1%, and still more preferably 0.5%. A preferable upper limit of the Fe content is 4.5%, more preferably 4.0%, and still more preferably 3.5%.
  • Strontium (Sr), antimony (Sb), lead (Pb) and boron (B) are all optional elements and may not be contained. That is, the content of these elements may be 0%. These elements enhance the metallic luster of the hot-dip galvanized layer and improve the appearance quality of the hot-dip plated steel sheet. If these elements are contained even in small amounts, the above effect can be obtained to some extent. However, if the contents of these elements are too high, oxidation dross will increase even if the contents of other elements are within the range of the present embodiment. In this case, the appearance quality of the hot-dip plated steel sheet is deteriorated.
  • the Sr content is 0-0.5%
  • the Sb content is 0-0.5%
  • the Pb content is 0-0.5%
  • the B content is 0-0.5%. %.
  • the Sr content is 0.5% or less
  • the Sb content is 0.5% or less
  • the Pb content is 0.5% or less
  • the B content is 0.5% or less is.
  • a preferable lower limit of the content of each element is more than 0%, more preferably 0.1%.
  • a preferable upper limit of the content of each element is less than 0.5%, more preferably 0.4%.
  • the chemical composition of the hot-dip galvanized layer can be obtained by the following method.
  • the hot-dip zinc-based plating layer is dissolved using inhibitor-containing hydrochloric acid.
  • As the inhibitor for example, IBIT (trade name) manufactured by Asahi Kagaku Kogyo Co., Ltd. can be used.
  • the solution is subjected to elemental analysis in the same manner as the chemical composition analysis of the hot-rolled steel sheet described above.
  • the chemical composition of the hot-dip galvanized layer can be obtained.
  • the above hot-rolled steel sheet and hot-dip galvanized steel sheet having a hot-dip galvanized layer have not only high strength, high rigidity and excellent workability, but also excellent LME resistance.
  • the hot-rolled steel sheet manufacturing method described below is an example for manufacturing the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment. Therefore, the hot-rolled steel sheet having the configuration described above may be manufactured by a manufacturing method other than the manufacturing method described below. However, the manufacturing method described below is a preferred example of the method for manufacturing a hot-rolled steel sheet according to this embodiment.
  • An example of the method for manufacturing the hot-rolled steel sheet of the present embodiment includes the following steps.
  • the above manufacturing method is carried out using production line equipment.
  • the production line equipment includes, in order from upstream to downstream, a heating furnace, a rough rolling mill (Rougher), a finishing rolling mill (Finisher), a cooling device (Run-out table cooling equipment), and a winding device (Down Coiler). Prepare. A plurality of transport rolls are arranged between each facility.
  • Step 2 Hot rolling step Finish rolling temperature FT: 850 to 950 ° C.
  • Step 3 Cooling step Pre-cooling rate CR1: less than 25 ° C./sec Switching temperature ST from pre-cooling rate to post-cooling rate: 730 to 830 ° C.
  • Post-stage cooling rate CR2 25 ° C./sec or more
  • Step 4 Winding step ⁇ Winding temperature CT: 470 to 620 ° C.
  • Step 1 Material preparation step
  • a material is prepared in which the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment.
  • the material is manufactured, for example, by the following method.
  • Molten steel is produced in which the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment.
  • a raw material (slab or ingot) is produced by casting using the molten steel.
  • a slab is manufactured by a well-known continuous casting method using the molten steel.
  • the molten steel is used to produce an ingot by a well-known ingot casting method.
  • Step 2 A steel plate is produced by hot rolling the prepared material (slab or ingot).
  • the hot rolling process includes a rough rolling process in which a raw material is roughly rolled to produce a rough bar (intermediate steel sheet), and a finish rolling process in which the rough bar is finish rolled to produce a steel sheet.
  • the material (slab or ingot) is heated in a heating furnace.
  • the heated material is rolled using a roughing mill to produce a rough bar.
  • the heating temperature of the material in the rough rolling process is, for example, 1250 to 1300.degree.
  • the time in which the material is kept in the heating furnace is 30 minutes or more, preferably 60 minutes or more. Although the upper limit of the time in the furnace is not particularly limited, it is, for example, 240 minutes.
  • the rough bar is further rolled (finish rolling) using a finish rolling mill to produce a steel plate.
  • a finishing mill includes a plurality of stands arranged in a row. Each stand has a pair of work rolls.
  • the surface temperature of the steel sheet on the delivery side of the stand that finally rolls down the steel sheet among the plurality of stands of the finish rolling mill is defined as the finish rolling temperature FT (°C).
  • the finish rolling temperature FT is set as follows. ⁇ Finish rolling temperature FT: 850 to 950 ° C
  • Step 3 the steel sheet that has undergone finish rolling is rapidly cooled using a cooling device.
  • a cooling device for the steel plate after finish rolling, from the viewpoint of productivity, for example, cooling in a cooling facility is started within 3 seconds after completion of finish rolling.
  • a cooling medium is used to cool the steel plate.
  • the cooling medium is for example water.
  • the cooling rate of the steel sheet differs between the upstream side and the downstream side of the cooling equipment.
  • the manufacturing conditions in the cooling process using cooling equipment are as follows. ⁇ Pre-stage cooling rate CR1: less than 25°C/sec ⁇ Switching temperature ST from pre-stage cooling rate to post-stage cooling rate: 730 to 830°C ⁇ Post-stage cooling rate CR2: 25 ° C./sec or more
  • pre-cooling period the period from when the cooling equipment starts cooling until the steel plate temperature reaches the switching temperature ST
  • post-cooling period the period from the switching temperature ST until the steel plate temperature reaches the coiling temperature CT.
  • Pre-stage cooling rate CR1 less than 25°C/sec
  • the steel sheet after completion of finish rolling is cooled at the pre-stage cooling rate CR1. That is, in the pre-cooling period, the steel plate is cooled at the pre-cooling rate CR1.
  • the pre-stage cooling rate CR1 is 25° C./second or more, a non-recrystallized austenite region remains in the steel sheet when the steel sheet temperature reaches the switching temperature ST (° C.).
  • the unrecrystallized austenite region tends to become polygonal ferrite during the post-cooling period. Therefore, the area ratio of bainitic ferrite becomes low in the hot-rolled steel sheet after production. In this case, the dislocation density is also low.
  • the pre-stage cooling rate CR1 is less than 25°C/sec, recrystallization of austenite can be promoted. Therefore, the non-recrystallized austenite region in the steel sheet can be reduced. As a result, in the microstructure of the hot-rolled steel sheet, the area ratio of bainitic ferrite can be increased, and the dislocation density can be within an appropriate range.
  • a preferable upper limit of the pre-stage cooling rate CR1 is 24° C./second, more preferably 23° C./second.
  • the lower limit of the pre-stage cooling rate CR1 is not particularly limited. However, if the pre-stage cooling rate CR1 is too slow, the production efficiency will drop significantly. Therefore, the preferred lower limit of the pre-stage cooling rate CR1 is 5°C/sec.
  • the steel plate temperature at which the cooling rate is switched from the pre-stage cooling rate CR1 to the post-stage cooling rate CR2 is defined as a switching temperature ST (°C).
  • the switching temperature ST is lower than 730°C
  • recrystallization of austenite is not completed in the pre-cooling period, and an unrecrystallized austenite region remains in the post-cooling period.
  • polygonal ferrite is generated in the hot-rolled steel sheet during the post-cooling period.
  • the area ratio of bainitic ferrite in the hot-rolled steel sheet becomes low.
  • the dislocation density is also low.
  • the pre-cooling period is appropriate. Therefore, after the recrystallization of austenite in the steel sheet is sufficiently promoted and the austenite unrecrystallized region is sufficiently reduced, cooling at the post-stage cooling rate CR2 can be started.
  • a preferable upper limit of the switching temperature ST is 820°C, more preferably 810°C.
  • a preferable lower limit of the switching temperature ST is 740°C, more preferably 750°C.
  • the post-stage cooling rate CR2 is 25°C/sec or more, the cooling rate during the post-stage cooling period is sufficiently high. Therefore, on the premise that other manufacturing conditions are satisfied, the area ratio of bainitic ferrite in the hot-rolled steel sheet is 85% or more, and the average circle equivalent diameter of the bainitic ferrite crystal grains is 15 ⁇ m or less. .
  • the post-stage cooling rate CR2 is the switching temperature ST (° C.), the coiling temperature CT (° C.), the rolling speed V (m/sec) of the steel sheet on the delivery side of the stand that finally rolls down the steel sheet, and the switching temperature ST and the distance L2 (m) between the thermometer for the winding temperature CT and the thermometer for the winding temperature CT.
  • CR2 (ST-CT)/(L2/V)
  • a preferable lower limit of the post-stage cooling rate CR2 is 30° C./sec.
  • the upper limit of the post-stage cooling rate CR2 is not particularly limited. Considering the facility capacity, the preferable upper limit of the post-stage cooling rate CR2 is 70°C/sec.
  • Step 4 Winding step
  • the steel sheet that has passed through the cooling device is wound into a coil by a winding device.
  • Ti carbide is generated in the steel sheet.
  • the surface temperature of the steel sheet at the start of winding is defined as winding temperature CT (°C).
  • the coiling temperature CT affects the average equivalent circle diameter of Ti carbide.
  • the coiling temperature CT also affects the microstructure of the hot-rolled steel sheet (percentage of bainitic ferrite, polygonal ferrite and bainite). Therefore, the winding temperature CT is adjusted within the following range.
  • ⁇ Winding temperature CT 470 to 620°C
  • Winding temperature CT 470 to 620 ° C. If the winding temperature CT is higher than 620° C., the end temperature of the post-cooling period in the cooling step is too high. In this case, the coiling is started before the transformation from austenite to bainitic ferrite is completed in the microstructure of the steel sheet. Therefore, part of the austenite transforms into polygonal ferrite. As a result, the area ratio of bainitic ferrite in the hot-rolled steel sheet becomes low. Furthermore, the dislocation density is also lowered. If the coiling temperature CT is higher than 620°C, Ti carbides in the hot-rolled steel sheet are further coarsened.
  • the coiling temperature CT is 470 to 620°C
  • the area ratio of bainitic ferrite is 85% or more in the microstructure of the hot-rolled steel sheet, provided that other manufacturing conditions are satisfied.
  • the average equivalent circle diameter of Ti carbide is 10 nm or less.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is manufactured through the manufacturing process described above.
  • the hot-rolled steel sheet of the present embodiment may be manufactured by a manufacturing method other than the manufacturing method described above.
  • the production method of the hot-rolled steel sheet of the present embodiment is not particularly limited as long as the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment and the features 1 to 4 are provided.
  • the method for manufacturing a hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may include other steps than the steps described above.
  • the temper rolling step may be performed after the cooling step and before the winding step, or after the winding step.
  • the hot-rolled steel sheet is subjected to temper rolling.
  • the temper rolling process adjusts the shape of the hot-rolled steel sheet, adjusts the surface roughness, and adjusts the yield strength.
  • the sheet thickness reduction rate in the temper rolling step for effectively obtaining the above effects is, for example, 0.1% or more.
  • a preferable upper limit of the strip thickness reduction rate in the skin pass rolling step is 3.0%. In this case, introduction of excessive strain into the hot-rolled steel sheet is suppressed, and good ductility, bendability and flangeability can be maintained.
  • a hot-dip plated steel sheet, including the hot-rolled steel sheet of the present embodiment can be produced by performing the following well-known hot-dip plating process.
  • a hot-dip galvanized layer having the chemical composition described above is formed on the surface of the hot-rolled steel sheet.
  • a plating bath is prepared.
  • the composition of the plating bath is adjusted according to the composition of the hot-dip zinc-based plating layer to be formed.
  • the hot-rolled steel sheet is pulled out of the plating bath by a known method. For example, a sink roll is placed in the plating bath. The hot-rolled steel sheet immersed in the plating bath is turned upward by a sink roll.
  • Hot-dip galvanized plating adheres to the surface of the hot-rolled steel sheet pulled up from the plating bath.
  • a well-known gas wiping device is used to adjust the amount of hot-dip galvanized coating that adheres to the hot-rolled steel sheet.
  • the hot-dip zinc-based coating adhered to the hot-rolled steel sheet pulled up from the coating bath solidifies to form a hot-dip zinc-based coating layer.
  • a hot-dip plated steel sheet is manufactured through the above steps.
  • the method for manufacturing the hot-dip plated steel sheet of the present embodiment may include manufacturing steps other than the hot-dip plating treatment step.
  • the method for manufacturing the hot-dip plated steel sheet of the present embodiment may include a Ni pre-plating step before the hot-dip plating treatment step.
  • the Ni pre-plating step the hot-rolled steel sheet described above is plated with Ni to form a Ni-plated layer on the surface of the hot-rolled steel sheet.
  • a hot-dip plating process is performed on the hot-rolled steel sheet on which the Ni plating layer is formed. In this case, the adhesion of the hot-dip galvanized layer to the hot-rolled steel sheet increases.
  • the method for manufacturing the hot-dip plated steel sheet of the present embodiment may further include a chemical conversion treatment step after the hot-dip plating step.
  • the chemical conversion treatment step the manufactured hot-dip plated steel sheet is subjected to chemical conversion treatment to form a chemical conversion coating on the hot-dip zinc-based coating layer.
  • the method of chemical conversion treatment is not particularly limited, and a well-known method may be used.
  • a chromium conversion coating known as a conversion coating, may be applied.
  • a temper rolling step may be further performed after the hot-dip plating treatment step.
  • the manufactured hot-dip plated steel sheet is subjected to temper rolling.
  • the adhesion of the chemical conversion coating can be enhanced by carrying out the temper rolling process before the chemical conversion treatment process.
  • a preferable plate thickness reduction rate in the temper rolling step is 0.1 to 3.0%.
  • the manufacturing method of the hot-dip plated steel sheet may further include other manufacturing processes.
  • the manufacturing method described above is an example of a manufacturing method for obtaining the hot-dip plated steel sheet of the present embodiment. Therefore, the manufacturing method of the hot-dip plated steel sheet of the present embodiment is not limited to the manufacturing method described above.
  • the effect of one aspect of the hot-rolled steel sheet and the hot-dip plated steel sheet of the present embodiment will be described more specifically by way of examples.
  • the conditions in the following examples are examples of conditions adopted for confirming the feasibility and effects of the hot-rolled steel sheet and the hot-dip plated steel sheet of the present embodiment. Therefore, the hot-rolled steel sheet and the hot-dip plated steel sheet of the present embodiment are not limited to this one condition example.
  • a hot-rolled steel sheet having the chemical composition shown in Table 1 was manufactured.
  • the slab was manufactured by continuously casting molten steel.
  • the slab was subjected to hot working steps (rough rolling step and finish rolling step).
  • the slab was heated at 1250-1300°C for 60 minutes.
  • the slab after heating was rolled by a roughing mill to produce a rough bar. Further, the rough bar was rolled using a finishing rolling mill to produce a steel plate.
  • the finish rolling temperature FT (°C) of each test number was as shown in Table 2, "FT (°C)" column.
  • a cooling process was performed on the steel sheet after finish rolling. Specifically, in any test number, cooling using a cooling device was started within 2 seconds after completion of finish rolling.
  • the front-stage cooling rate CR1 (°C/sec), switching temperature ST (°C), and post-stage cooling rate CR2 (°C/sec) of each test number in the cooling process are shown in Table 2 as “CR1 (°C/sec)” and “ ST (°C)” and “CR2 (°C/sec)”.
  • the steel plate that passed through the cooling equipment was wound into a coil by a winding device.
  • the winding temperature CT (°C) for each test number was as shown in Table 2.
  • the coiled steel sheet after winding was allowed to cool to room temperature, and hot-rolled steel sheets with test numbers shown in Table 1 were manufactured.
  • the plate thickness of the hot-rolled steel plate was 2.3 mm.
  • Test 5 LME resistance evaluation test of hot-dip plated steel sheet Tests 1 to 5 will be described below.
  • a plate-shaped tensile test piece corresponding to a JIS No. 5 test piece specified in JIS Z2241:2011 was sampled from the width center position of the hot-rolled steel sheet of each test number.
  • the longitudinal direction of the test piece was perpendicular to the rolling direction of the hot-rolled steel sheet.
  • a tensile test was performed at room temperature in the air, yield strength YS, tensile strength TS, total elongation T. I asked for EL. 0.2% yield strength was defined as yield strength YS (MPa).
  • yield strength YS MPa
  • Yield ratio YR YS/TS Yield strength YS (MPa), tensile strength TS (MPa), yield ratio YR (%), total elongation T.O. EL (%) is shown in the columns of "YS (MPa)", “TS (MPa)", “YR (%)” and “T.EL (%)” in Table 3.
  • plating number P2 means that 0.30% by mass of Sn is contained as an element of the Sn group.
  • the LME resistance of the manufactured hot-dip plated steel sheets of each test number was evaluated by the following method.
  • a sample steel plate of 100 mm ⁇ 75 mm ⁇ plate thickness was taken from the hot-dip plated steel plate of each test number.
  • Arc welding shown in FIG. 1 was performed using the sample steel plates.
  • a cylindrical boss member 1 having a diameter of 20 mm and a length of 25 mm was prepared.
  • the boss member 1 was made of steel corresponding to SS400 specified in JIS G3101:2015.
  • the boss member 1 was placed at the center of the sample steel plate 2 so that the axial direction of the boss member 1 was normal to the surface of the sample steel plate 2 .
  • the arranged boss member 1 was welded to the sample steel plate 2 by arc welding.
  • the welding wire was YGW12 specified in JIS Z3312:2009.
  • the weld bead 3 circles around the boss member 1 clockwise from the welding start point, and after passing the welding start point, the arc welding is continued to form an overlap region 4 of the weld bead. Welding was continued until a The width of the overlapping region 4 was approximately 15 mm.
  • a current value of 190 A and a voltage value of 23 V were used during arc welding.
  • the welding speed was 0.3 m/min.
  • a mixed gas of 20% by volume CO 2 gas and 80% by volume argon gas was used as a shielding gas during arc welding.
  • the shield gas flow rate during arc welding was set to 20 L/min.
  • the sample steel plate 2 was previously joined to the restraining plate 5 as shown in Fig. 2 .
  • the constraining plate 5 is 120 mm x 95 mm x 4 mm thick, and is a steel plate corresponding to SS400 specified in JIS G3101:2015.
  • a sample steel plate 2 was placed on the surface of the restraining plate 5 .
  • the entire circumference of the arranged sample steel plate 2 was welded to the restraint plate 5 .
  • the welding wire and welding conditions were the same as those for welding the boss member 1 to the sample steel plate 2 .
  • the boss member 1 is arc-welded to the sample steel plate 2
  • the boss member 1 and the sample steel plate 2 are welded together at a cutting plane 7 that passes through the central axis of the boss member 1 and the overlapping region 4 of the weld bead 3, as shown in FIG. , and the constraining plate 5 were cut.
  • the cut surface 7 was observed with an optical microscope at a magnification of 100 times. In the observation, the presence or absence of cracks (molten metal embrittlement cracks) in the sample steel plate was visually confirmed. If cracks were observed, the crack length was measured. Among the measured crack lengths, the maximum crack length was identified.
  • the content of each element in the chemical composition of the hot-rolled steel sheets of test numbers 1 to 29 was appropriate. Furthermore, the area ratio of bainitic ferrite in the hot-rolled steel sheets of test numbers 1 to 29 was 85% or more, and the average equivalent circle diameter of the bainitic ferrite crystal grains was 15 ⁇ m or less. Furthermore, the average circle equivalent diameter of Ti carbide in the hot-rolled steel sheets of test numbers 1 to 29 was 10 nm or less, and the dislocation density was 8.0 to 100.0 ⁇ 10 13 /m 2 . Therefore, the hot-rolled steel sheets of test numbers 1 to 29 had a tensile strength TS of 780 MPa or more. Furthermore, the yield ratio YR was 85% or more, indicating excellent rigidity. Furthermore, total elongation T.E. EL was 14.0% or more, indicating excellent workability (ductility).
  • test number 30 the C content was too high.
  • polygonal ferrite was generated in the microstructure of the hot-rolled steel sheet, and the area ratio of bainitic ferrite was less than 85%.
  • the average circle equivalent diameter of the bainitic ferrite exceeded 15 ⁇ m.
  • the dislocation density of the hot-rolled steel sheet was less than 8.0 ⁇ 10 13 /m 2 . Therefore, the yield ratio YR was less than 85%, and sufficient rigidity was not obtained.
  • test number 31 the C content was too low. Therefore, the dislocation density of the hot-rolled steel sheet exceeded 100.0 ⁇ 10 13 /m 2 . Therefore, the total elongation T.D. EL was less than 14.0%, and sufficient workability was not obtained. Furthermore, the tensile strength TS of the hot-rolled steel sheet was less than 780 MPa, and sufficient strength was not obtained.
  • the Si content was too high.
  • polygonal ferrite was generated in the microstructure of the hot-rolled steel sheet, and the area ratio of bainitic ferrite was less than 85%.
  • the average circle equivalent diameter of the bainitic ferrite exceeded 15 ⁇ m.
  • the dislocation density of the hot-rolled steel sheet was less than 8.0 ⁇ 10 13 /m 2 . Therefore, the yield ratio YR was less than 85%, and sufficient rigidity was not obtained.
  • test number 33 the Mn content was too high. Therefore, bainite was generated in the microstructure of the hot-rolled steel sheet, and the area ratio of bainitic ferrite was less than 85%. Furthermore, the dislocation density of the hot-rolled steel sheet exceeded 100.0 ⁇ 10 13 /m 2 . Therefore, the total elongation T.D. EL was less than 14.0%, and sufficient workability was not obtained.
  • test number 34 the Ti content was too low.
  • polygonal ferrite was generated in the microstructure of the hot-rolled steel sheet, and the area ratio of bainitic ferrite was less than 85%.
  • the average circle equivalent diameter of the bainitic ferrite exceeded 15 ⁇ m.
  • the dislocation density of the hot-rolled steel sheet was less than 8.0 ⁇ 10 13 /m 2 . Therefore, YR was less than 85%, and sufficient rigidity was not obtained.
  • test number 35 the Ti content was too high. Therefore, the dislocation density of the hot-rolled steel sheet exceeded 100.0 ⁇ 10 13 /m 2 . Therefore, the total elongation T.D. EL was less than 14.0%, and sufficient workability was not obtained.
  • the B content was too low. Therefore, in the microstructure of the hot-rolled steel sheet, the area ratio of bainitic ferrite was less than 85%. Furthermore, the average circle equivalent diameter of Ti carbides in the hot-rolled steel sheet exceeded 10 nm. Furthermore, the dislocation density was less than 8.0 ⁇ 10 13 /m 2 . Therefore, the tensile strength TS was less than 780 MPa, and sufficient strength was not obtained. Furthermore, the yield ratio YR was less than 85%, and sufficient rigidity was not obtained. Furthermore, sufficient LME resistance was not obtained.
  • test numbers 38 and 39 the B content was too high. Therefore, the dislocation density of the hot-rolled steel sheet exceeded 100.0 ⁇ 10 13 /m 2 . Therefore, the total elongation T.D. EL was less than 14.0%, and sufficient workability was not obtained. Furthermore, sufficient LME resistance was not obtained.
  • test numbers 40 and 41 the content of each element in the chemical composition of the hot-rolled steel sheet was appropriate.
  • the finish rolling temperature FT during the manufacturing process was too high. Therefore, the average circle equivalent diameter of the crystal grains of the hot-rolled steel sheet bainitic ferrite exceeded 15 ⁇ m.
  • the yield ratio YR was less than 85%, and sufficient rigidity was not obtained.
  • test numbers 42 and 43 the content of each element in the chemical composition of the hot-rolled steel sheet was appropriate.
  • the pre-stage cooling rate CR1 during the cooling step of the manufacturing process was too fast.
  • polygonal ferrite was generated in the microstructure of the hot-rolled steel sheet, and the area ratio of bainitic ferrite was less than 85%.
  • the dislocation density of the hot-rolled steel sheet was less than 8.0 ⁇ 10 13 /m 2 .
  • the yield ratio YR was less than 85%, and sufficient rigidity was not obtained.
  • test numbers 44 and 45 the content of each element in the chemical composition of the hot-rolled steel sheet was appropriate.
  • the switching temperature ST in the cooling process of the manufacturing process was too high.
  • the austenite grains became coarse, and the average circle equivalent diameter of bainitic ferrite in the hot-rolled steel sheet exceeded 15 ⁇ m.
  • the yield ratio YR was less than 85%, and sufficient rigidity was not obtained.
  • test numbers 46 and 47 the content of each element in the chemical composition of the hot-rolled steel sheet was appropriate.
  • the switching temperature ST in the cooling process of the manufacturing process was too low.
  • polygonal ferrite was generated in the microstructure of the hot-rolled steel sheet, and the area ratio of bainitic ferrite was less than 85%.
  • the dislocation density of the hot-rolled steel sheet was less than 8.0 ⁇ 10 13 /m 2 .
  • the yield ratio YR was less than 85%, and sufficient rigidity was not obtained.
  • test numbers 48 and 49 the content of each element in the chemical composition of the hot-rolled steel sheet was appropriate.
  • the post-stage cooling rate CR2 in the cooling step of the manufacturing process was too slow.
  • polygonal ferrite was generated in the microstructure of the hot-rolled steel sheet, and the area ratio of bainitic ferrite was less than 85%.
  • the dislocation density of the hot-rolled steel sheet was less than 8.0 ⁇ 10 13 /m 2 .
  • the average equivalent circle diameter of Ti carbide exceeded 10 nm. Therefore, the tensile strength TS was less than 780 MPa, and sufficient strength was not obtained.
  • the yield ratio YR was less than 85%, and sufficient rigidity was not obtained.
  • test numbers 50 and 51 the content of each element in the chemical composition of the hot-rolled steel sheet was appropriate.
  • the winding temperature CT in the winding process was too high.
  • polygonal ferrite was generated in the microstructure of the hot-rolled steel sheet, and the area ratio of bainitic ferrite was less than 85%.
  • the average equivalent circle diameter of Ti carbide exceeded 10 nm.
  • the dislocation density of the hot-rolled steel sheet was less than 8.0 ⁇ 10 13 /m 2 . Therefore, the tensile strength TS was less than 780 MPa, and sufficient strength was not obtained.
  • the yield ratio YR was less than 85%, and sufficient rigidity was not obtained.
  • test numbers 52 to 54 the content of each element in the chemical composition of the hot-rolled steel sheet was appropriate.
  • the winding temperature CT in the winding process was too low. Therefore, bainite was generated in the microstructure of the hot-rolled steel sheet. Therefore, the area ratio of bainitic ferrite was less than 85%, and the dislocation density of the hot-rolled steel sheet exceeded 100.0 ⁇ 10 13 /m 2 . Therefore, the total elongation T.D. EL was less than 14.0%, and sufficient workability was not obtained.

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Abstract

高い強度、優れた加工性、及び、優れた耐ＬＭＥ性と共に、優れた剛性を有する熱延鋼板を提供する。本実施形態の熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０４０～０．１２０％、Ｓｉ：０．０１～０．６０％、Ｍｎ：０．５０～１．５０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１０～０．０７０％、Ｎ：０．００７０％以下、Ｔｉ：０．０５５～０．２００％、及び、Ｂ：０．００１０～０．００５０％、を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、ミクロ組織において、ベイニティックフェライトの面積率は８５％以上であり、転位密度は８．０×１０１３～１００．０×１０１３／ｍ２であり、熱延鋼板中のＴｉ炭化物の平均円相当径は１０ｎｍ以下であり、ベイニティックフェライトの結晶粒の平均円相当径は１５μｍ以下である。

Description

熱延鋼板、溶融めっき鋼板、及び、熱延鋼板の製造方法
　本開示は、熱延鋼板、及び、その熱延鋼板の表面に溶融亜鉛系めっき層が形成された溶融めっき鋼板、及び、熱延鋼板の製造方法に関する。
　熱延鋼板は、自動車、電機、建材、及び建機等に幅広く利用されている。これらの用途に用いられる熱延鋼板では、高い強度が求められる。一方で、熱延鋼板は上述の用途に用いるために種々の形状に加工される。したがって、熱延鋼板には、高い強度だけでなく、優れた加工性も求められる。
　熱延鋼板の強度及び加工性を高める技術が、特開２０１８－００３０６２号公報（特許文献１）、及び、特開２０１７－１７９５３９号公報（特許文献２）に提案されている。
　特許文献１に開示された熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０４～０．１８％、Ｓｉ：０．２～２．０％、Ｍｎ：１．０～３．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１～０．１００％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０３～０．１５％、Ｃｒ：０．１０～０．５０％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％、及び、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有する。この熱延鋼板のミクロ組織では、ベイナイト相の面積率が８５％以上であり、オーステナイト相の面積率が１～８％であり、マルテンサイト相の面積率が３％以下である。さらに、オーステナイト相のうち、直径が０．８μｍ以下の結晶粒がオーステナイト相全体の７０％以上である。
　特許文献１では、熱延鋼板のミクロ組織において、ベイナイト相を主体とし、ベイナイト相中に微細なオーステナイト相を分散させる。これにより、高い強度と優れた加工性とが得られる、と特許文献１には記載されている。
　特許文献２に開示された熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３～０．０８％、Ｓｉ：０．０１～１．５０％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｔｉ：０．０５～０．１５％、Ｂ：０．０００２～０．００３０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．５％以下、Ｎ：０．００９％以下、Ｎｂ、Ｍｏ及びＶの合計：０～０．０２％、並びに、Ｃａ及びＲＥＭの合計：０～０．０１％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。さらに、化学組成中のＣ含有量に対するＴｉ含有量の質量比（Ｔｉ／Ｃ）は０．６２５～３．０００である。この熱延鋼板ではさらに、転位密度が１×１０１４～１×１０１６ｍ－２である。さらに、結晶粒内のＴｉＣ析出物の平均直径が２．０ｎｍ以下であり、結晶粒内のＴｉＣ析出物の平均個数密度が１×１０１７～５×１０１８個／ｃｍ３である。さらに、結晶粒内において、転位上ではない母相に析出しているＴｉＣ析出物として存在するＴｉの含有量が鋼板の全Ｔｉ含有量の３０質量％以上である。
　特許文献２の熱延鋼板では、転位密度を高め、かつ、転位上ではない母相にＴｉＣ析出物を形成させることにより、７８０ＭＰａ以上の高い引張強度が得られる。さらに、合金元素の含有量を抑えることにより、熱延鋼板の加工性を高めることができる、と特許文献２には記載されている。
　熱延鋼板ではさらに、耐食性を高めるために、熱延鋼板の表面に溶融亜鉛系めっき層が形成される場合がある。以下、溶融亜鉛系めっき層が形成された熱延鋼板を、溶融めっき鋼板ともいう。
　溶融亜鉛系めっき層が形成された熱延鋼板（溶融めっき鋼板）を、他の鋼部材に溶接する場合がある。溶接時において、溶融亜鉛系めっき層の一部が溶融する。そして、溶融した金属（亜鉛）が熱延鋼板の粒界に侵入して割れが発生する場合がある。このような割れを、溶融金属脆化割れ（ＬＭＥ：Ｌｉｑｕｉｄ　Ｍｅｔａｌ　Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）という。
　熱延鋼板では、高い強度、優れた加工性だけでなく、熱延鋼板の表面に溶融亜鉛系めっき層が形成された場合にＬＭＥの発生を抑制できる特性（以下、この特性を耐ＬＭＥ性という）も求められる。
　特開２０１８－１４５５００号公報（特許文献３）では、高い強度及び優れた加工性を有し、さらに、耐ＬＭＥ性に優れた溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を提案する。
　特許文献３の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板は、素材鋼板と、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金めっき層とを備える。素材鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１～０．０８％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．５～１．８％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００１～０．００５％、Ｔｉ：０．０２～０．２％、Ｂ：０．０００５～０．０１０％、Ａｌ：０．００５～０．１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有する。上記化学組成において、Ｔｉ／Ｃ当量比（＝（Ｔｉ／４８）／（Ｃ／１２））は０．４～１．５である。素材鋼板ではさらに、転位密度が１．８×１０１４／ｍ２～５．７×１０１４／ｍ２である。素材鋼板では、ベイニティックフェライト相もしくはフェライト相のいずれか単相、又は、ベイニティックフェライト相とフェライト相を含む相を主相とし、かつ硬質第２相及びセメンタイトの面積率が３％以下である。素材鋼板ではさらに、平均粒子径２０ｎｍ以下のＴｉを含む炭化物が分散析出している。
　特許文献３の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板では、上述の化学組成及びミクロ組織を有することにより、高い強度と、優れた加工性と、優れた耐ＬＭＥ性が得られる、と記載されている。
特開２０１８－００３０６２号公報 特開２０１７－１７９５３９号公報 特開２０１８－１４５５００号公報
　ところで、熱延鋼板では、高い強度、優れた加工性、及び、溶融亜鉛系めっき層が形成された場合の優れた耐ＬＭＥ性が求められるだけでなく、高い剛性が求められる場合がある。上述の特許文献１～特許文献３では、高い強度、優れた加工性、及び、溶融亜鉛系めっき層が形成された場合の優れた耐ＬＭＥ性については検討されているものの、これらの特性と共に、高い剛性も得られる技術については検討されていない。
　本開示の目的は、高い強度、優れた加工性、及び、優れた耐ＬＭＥ性と共に、優れた剛性を有する熱延鋼板、溶融めっき鋼板、及び、熱延鋼板の製造方法を提供することである。
　本開示による熱延鋼板、溶融めっき鋼板及び熱延鋼板の製造方法は、次の構成を有する。
　本開示による熱延鋼板は、
　質量％で、
　Ｃ：０．０４０～０．１２０％、
　Ｓｉ：０．０１～０．６０％、
　Ｍｎ：０．５０～１．５０％、
　Ｐ：０．０２５％以下、
　Ｓ：０．０１０％以下、
　Ａｌ：０．０１０～０．０７０％、
　Ｎ：０．００７０％以下、
　Ｔｉ：０．０５５～０．２００％、及び、
　Ｂ：０．００１０～０．００５０％、を含有し、
　残部はＦｅ及び不純物からなり、
　ミクロ組織において、ベイニティックフェライトの面積率は８５％以上であり、
　転位密度は８．０×１０１３～１００．０×１０１３／ｍ２であり、
　前記熱延鋼板中のＴｉ炭化物の平均円相当径は１０ｎｍ以下であり、
　前記ベイニティックフェライトの結晶粒の平均円相当径は１５μｍ以下である。
　本開示による熱延鋼板は、
　質量％で、
　Ｃ：０．０４０～０．１２０％、
　Ｓｉ：０．０１～０．６０％、
　Ｍｎ：０．５０～１．５０％、
　Ｐ：０．０２５％以下、
　Ｓ：０．０１０％以下、
　Ａｌ：０．０１０～０．０７０％、
　Ｎ：０．００７０％以下、
　Ｔｉ：０．０５５～０．２００％、及び、
　Ｂ：０．００１０～０．００５０％、を含有し、
　さらに、第１群及び第２群からなる群から選択される１種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
　ミクロ組織において、ベイニティックフェライトの面積率は８５％以上であり、
　転位密度は８．０×１０１３～１００．０×１０１３／ｍ２であり、
　前記熱延鋼板中のＴｉ炭化物の平均円相当径は１０ｎｍ以下であり、
　前記ベイニティックフェライトの結晶粒の平均円相当径は１５μｍ以下である。
　［第１群］
　Ｎｂ：０．２０％以下、及び、
　Ｖ：０．２０％以下、からなる群から選択される１種以上
　［第２群］
　Ｃｒ：１．０％以下、及び、
　Ｍｏ：１．０％以下、からなる群から選択される１種以上
　本開示による溶融めっき鋼板は、
　上述の熱延鋼板と、
　前記熱延鋼板の表面上に形成されており、質量％でＺｎを６５．００％以上含有する溶融亜鉛系めっき層と、を備える。
　本開示による熱延鋼板の製造方法は、
　粗圧延機を用いて素材を粗圧延して粗バーを製造する粗圧延工程と、
　仕上げ圧延機を用いて前記粗バーを仕上げ圧延して鋼板を製造し、仕上げ圧延温度ＦＴを８５０～９５０℃とする仕上げ圧延工程と、
　仕上げ圧延完了後の前記鋼板を冷却する冷却工程と、
　冷却工程後の前記鋼板を４７０～６２０℃の巻取温度で巻き取る巻取工程とを備え、
　前記冷却工程では、
　前記仕上げ圧延が完了してから３秒以内に、冷却設備を用いた前記鋼板の冷却を開始し、
　前記冷却設備で冷却を開始してから前記鋼板の温度が切替温度ＳＴに到達するまでの期間を前段冷却期間と定義し、前記切替温度ＳＴから前記鋼板の温度が巻取温度に到達するまでの期間を後段冷却期間と定義したとき、
　前記前段冷却期間での冷却速度である前段冷却速度ＣＲ１を２５℃／秒未満とし、
　前記切替温度ＳＴを７３０～８３０℃とし、
　前記後段冷却期間での冷却速度である後段冷却速度ＣＲ２を２５℃／秒以上とする。
　本開示による熱延鋼板及び溶融めっき鋼板は、高い強度、優れた加工性、及び、優れた耐ＬＭＥ性と共に、優れた剛性を有する。本開示による熱延鋼板の製造方法は、上述の熱延鋼板を製造できる。
図１は、実施例での耐ＬＭＥ性評価試験の模式図である。 図２は、図１の耐ＬＭＥ性評価試験を側面から見た断面図である。
　初めに、本発明者らは、高い強度、優れた加工性、及び優れた耐ＬＭＥ性を有する熱延鋼板を、化学組成の観点から検討した。その結果、本発明者らは、熱延鋼板の化学組成を、質量％で、Ｃ：０．０４０～０．１２０％、Ｓｉ：０．０１～０．６０％、Ｍｎ：０．５０～１．５０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１０～０．０７０％、Ｎ：０．００７０％以下、Ｔｉ：０．０５５～０．２００％、Ｂ：０．００１０～０．００５０％、Ｎｂ：０～０．２０％、Ｖ：０～０．２０％、Ｃｒ：０～１．０％、Ｍｏ：０～１．０％、を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成とすれば、高い強度、優れた加工性、及び、優れた耐ＬＭＥ性が得られる可能性があると考えた。
　そこで、高い強度、優れた加工性、及び、優れた耐ＬＭＥ性を得るために、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲となる熱延鋼板のミクロ組織について、さらに検討を行った。その結果、熱延鋼板のミクロ組織において、次の特徴を満たせば、高い強度、優れた加工性、及び、優れた耐ＬＭＥ性を得られることを見出した。
　特徴１：ミクロ組織中のベイニティックフェライトの面積率が８５％以上である。
　特徴２：転位密度が８．０×１０１３～１００．０×１０１３／ｍ２である。
　特徴３：熱延鋼板中のＴｉ炭化物の平均円相当径が１０ｎｍ以下である。
　しかしながら、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であって、特徴１～特徴３を満たす熱延鋼板であっても、依然として、剛性が低い場合があった。そこで、本発明者らはさらに、高い強度、優れた加工性、及び、優れた耐ＬＭＥ性を有し、さらに、高い剛性が得られる手段について検討を行った。その結果、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であって、特徴１～特徴３を有する熱延鋼板が、さらに次の特徴４を有することで、高い強度、優れた加工性、及び、優れた耐ＬＭＥ性を有し、さらに、高い剛性も得られることを新たに知見した。
　特徴４：ベイニティックフェライトの結晶粒の平均円相当径が１５μｍ以下である。
　本実施形態の熱延鋼板、その熱延鋼板を用いた溶融めっき鋼板、及び、熱延鋼板の製造方法は、上述の技術思想に基づいて完成したものであって、次の構成を有する。
　［１］
　熱延鋼板であって、
　質量％で、
　Ｃ：０．０４０～０．１２０％、
　Ｓｉ：０．０１～０．６０％、
　Ｍｎ：０．５０～１．５０％、
　Ｐ：０．０２５％以下、
　Ｓ：０．０１０％以下、
　Ａｌ：０．０１０～０．０７０％、
　Ｎ：０．００７０％以下、
　Ｔｉ：０．０５５～０．２００％、及び、
　Ｂ：０．００１０～０．００５０％、を含有し、
　残部はＦｅ及び不純物からなり、
　ミクロ組織において、ベイニティックフェライトの面積率は８５％以上であり、
　転位密度は８．０×１０１３～１００．０×１０１３／ｍ２であり、
　前記熱延鋼板中のＴｉ炭化物の平均円相当径は１０ｎｍ以下であり、
　前記ベイニティックフェライトの結晶粒の平均円相当径は１５μｍ以下である、
　熱延鋼板。
　［２］
　熱延鋼板であって、
　質量％で、
　Ｃ：０．０４０～０．１２０％、
　Ｓｉ：０．０１～０．６０％、
　Ｍｎ：０．５０～１．５０％、
　Ｐ：０．０２５％以下、
　Ｓ：０．０１０％以下、
　Ａｌ：０．０１０～０．０７０％、
　Ｎ：０．００７０％以下、
　Ｔｉ：０．０５５～０．２００％、及び、
　Ｂ：０．００１０～０．００５０％、を含有し、
　さらに、第１群及び第２群からなる群から選択される１種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
　ミクロ組織において、ベイニティックフェライトの面積率は８５％以上であり、
　転位密度は８．０×１０１３～１００．０×１０１３／ｍ２であり、
　前記熱延鋼板中のＴｉ炭化物の平均円相当径は１０ｎｍ以下であり、
　前記ベイニティックフェライトの結晶粒の平均円相当径は１５μｍ以下である、
　熱延鋼板。
　［第１群］
　Ｎｂ：０．２０％以下、及び、
　Ｖ：０．２０％以下、からなる群から選択される１種以上
　［第２群］
　Ｃｒ：１．０％以下、及び、
　Ｍｏ：１．０％以下、からなる群から選択される１種以上
　［３］
　［２］に記載の熱延鋼板であって、
　前記第１群を含有する、
　熱延鋼板。
　［４］
　［２］又は［３］に記載の熱延鋼板であって、
　前記第２群を含有する、
　熱延鋼板。
　［５］
　［１］～［４］のいずれか１項に記載の熱延鋼板と、
　前記熱延鋼板の表面上に形成されており、質量％でＺｎを６５．００％以上含有する溶融亜鉛系めっき層と、を備える、
　溶融めっき鋼板。
　［６］
　［１］～［４］のいずれか１項に記載の熱延鋼板の製造方法であって、
　粗圧延機を用いて素材を粗圧延して粗バーを製造する粗圧延工程と、
　仕上げ圧延機を用いて前記粗バーを仕上げ圧延して鋼板を製造し、仕上げ圧延温度ＦＴを８５０～９５０℃とする仕上げ圧延工程と、
　仕上げ圧延完了後の前記鋼板を冷却する冷却工程と、
　冷却工程後の前記鋼板を４７０～６２０℃の巻取温度で巻き取る巻取工程とを備え、
　前記冷却工程では、
　前記仕上げ圧延が完了してから３秒以内に、冷却設備を用いた前記鋼板の冷却を開始し、
　前記冷却設備で冷却を開始してから前記鋼板の温度が切替温度ＳＴに到達するまでの期間を前段冷却期間と定義し、前記切替温度ＳＴから前記鋼板の温度が巻取温度に到達するまでの期間を後段冷却期間と定義したとき、
　前記前段冷却期間での冷却速度である前段冷却速度ＣＲ１を２５℃／秒未満とし、
　前記切替温度ＳＴを７３０～８３０℃とし、
　前記後段冷却期間での冷却速度である後段冷却速度ＣＲ２を２５℃／秒以上とする、
　熱延鋼板の製造方法。
　以下、本実施形態による熱延鋼板及び溶融めっき鋼板について詳述する。
　元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
　［熱延鋼板］
　［化学組成］
　本実施形態による熱延鋼板の化学組成は、次の元素を含有する。
　Ｃ：０．０４０～０．１２０％
　炭素（Ｃ）は、Ｔｉと結合してＴｉ炭化物を生成する。Ｔｉ炭化物は析出強化により熱延鋼板の強度を高め、かつ、加工性を高める。Ｃはさらに、化学組成中のＴｉ含有量が０．０５５～０．２００％である場合に、ベイニティックフェライトを生成しやすくする。Ｃ含有量が０．０４０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、高い強度が得られない。具体的には、熱延鋼板の引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ以上になりにくい。さらに、転位密度が過剰に高くなり、熱延鋼板の加工性が低下する。
　一方、Ｃ含有量が０．１２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ミクロ組織においてポリゴナルフェライトが生成しやすくなる。そのため、熱延鋼板のベイニティックフェライトの面積率が低下する。さらに、熱延鋼板の転位密度が低下する。さらに、ベイニティックフェライトの結晶粒の平均円相当径も粗大となる。その結果、熱延鋼板の剛性が低下する。
　したがって、Ｃ含有量は０．０４０～０．１２０％である。
　Ｃ含有量の好ましい下限は０．０４２％であり、さらに好ましくは０．０４４％であり、さらに好ましくは０．０４６％である。
　Ｃ含有量の好ましい上限は０．１１５％であり、さらに好ましくは０．１１０％であり、さらに好ましくは０．１０５％である。
　Ｓｉ：０．０１～０．６０％
　シリコン（Ｓｉ）は鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、固溶強化により熱延鋼板の強度を高める。Ｓｉ含有量が０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
　一方、Ｓｉ含有量が０．６０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱延鋼板においてポリゴナルフェライトが生成しやすくなる。そのため、熱延鋼板のベイニティックフェライトの面積率が低下する。さらに、熱延鋼板の転位密度が低下する。さらに、ベイニティックフェライトの結晶粒の平均円相当径も粗大となる。その結果、熱延鋼板の剛性が低下する。
　したがって、Ｓｉ含有量は０．０１～０．６０％である。
　Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０４％である。
　Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．５５％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４５％である。
　Ｍｎ：０．５０～１．５０％
　マンガン（Ｍｎ）は、固溶強化により熱延鋼板の強度を高める。Ｍｎ含有量が０．５０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
　一方、Ｍｎ含有量が１．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱延鋼板中にＭｎ偏析が生じやすくなる。Ｍｎ含有量が１．５０％を超えればさらに、熱延鋼板において、ベイナイトが生成しやすくなる。そのため、熱延鋼板のベイニティックフェライトの面積率が低下し、転位密度が過剰に高くなる。そのため、熱延鋼板の加工性が低下する。
　したがって、Ｍｎ含有量は０．５０～１．５０％である。
　Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．５５％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．６５％である。
　Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．４０％であり、さらに好ましくは１．３０％であり、さらに好ましくは１．２０％である。
　Ｐ：０．０２５％以下
　リン（Ｐ）は不純物である。Ｐは粒界に偏析して熱延鋼板の加工性を低下する。Ｐはさらに、熱延鋼板の溶接性を低下する。Ｐ含有量が０．０２５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱延鋼板の加工性及び溶接性が顕著に低下する。
　したがって、Ｐ含有量は０．０２５％以下である。
　Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は、生産性を低下し、製造コストを高める。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
　Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２３％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。
　Ｓ：０．０１０％以下
　硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは結晶粒界に偏析して熱延鋼板の加工性を低下する。Ｓ含有量が０．０１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱延鋼板の加工性が顕著に低下する。
　したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。
　Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減は、生産性を低下し、製造コストを高める。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
　Ｓ含有量の好ましい上限は０．００９％であり、さらに好ましくは０．００８％である。
　Ａｌ：０．０１０～０．０７０％
　アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、Ｎと結合してＡｌ窒化物を形成する。これにより、ＢがＮと結合するのを抑制する。Ａｌ含有量が０．０１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
　一方、Ａｌ含有量が０．０７０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大なＡｌ窒化物が過剰に生成する。そのため、熱延鋼板の加工性が低下する。
　したがって、Ａｌ含有量は０．０１０～０．０７０％である。
　Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１２％であり、さらに好ましくは０．０１４％であり、さらに好ましくは０．０１６％である。
　Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０６５％であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５５％である。
　Ｎ：０．００７０％以下
　窒素（Ｎ）は不純物である。ＮはＢと結合してＢＮを形成し、熱延鋼板中の固溶Ｂ量を低減する。Ｎはさらに、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成し、Ｔｉ炭化物の形成を阻害する。Ｎ含有量が０．００７０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ＢＮ及びＴｉＮが過剰に生成する。その結果、熱延鋼板の耐ＬＭＥ性が低下する。さらに、熱延鋼板の強度も低下する。
　したがって、Ｎ含有量は０．００７０％以下である。
　Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｎ含有量の過剰な低減は、生産性を低下し、製造コストを高める。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｎ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
　Ｎ含有量の好ましい上限は０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
　Ｔｉ：０．０５５～０．２００％
　チタン（Ｔｉ）はＣと結合してＴｉ炭化物を形成する。Ｔｉ炭化物は、析出強化により、熱延鋼板の強度を高める。さらに、Ｃ含有量が０．０４０～０．１２０％である場合、Ｔｉが適切な含有量であれば、熱延鋼板中にベイニティックフェライトが生成しやすくなる。Ｔｉ含有量が０．０５５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ポリゴナルフェライトが生成しやすくなる。そのため、熱延鋼板のベイニティックフェライトの面積率が低下し、さらに、熱延鋼板の転位密度も低下する。さらに、ベイニティックフェライトの結晶粒の平均円相当径が粗大となる。その結果、熱延鋼板の剛性が低下する。
　一方、Ｔｉ含有量が０．２００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱延鋼板中の転位密度が過剰に高くなる。その結果、熱延鋼板の加工性が低下する。
　したがって、Ｔｉ含有量は０．０５５～０．２００％である。
　Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０６５％であり、さらに好ましくは０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０７５％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０８５％である。
　Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．１９０％であり、さらに好ましくは０．１８０％であり、さらに好ましくは０．１７０％である。
　Ｂ：０．００１０～０．００５０％
　ボロン（Ｂ）は熱延鋼板に固溶して、旧オーステナイト粒界に偏析する。偏析したＢは、粒界強度を高める。そのため、Ｂは、熱延鋼板の耐ＬＭＥ性を高める。Ｂはさらに、鋼の焼入れ性を高める。Ｂ含有量が０．００１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱延鋼板の耐ＬＭＥ性が十分に得られない。さらに、焼入れ性が不足するため、転位密度が低下する。さらに、ベイニティックフェライトの面積率が低下する。さらに、オーステナイトからフェライトへの変態開始温度が高まる。この場合、Ｔｉ炭化物の析出開始温度も高まる。そのため、Ｔｉ炭化物が粗大になる。その結果、熱延鋼板の強度が低下し、剛性も低下する。
　一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、焼入れ性が過剰に高くなる。この場合、熱延鋼板の転位密度が過剰に高くなる。さらに、ベイニティックフェライトの面積率が低下する。その結果、鋼板の加工性が低下する。Ｂ含有量が０．００５０％を超えればさらに、耐ＬＭＥ性が低下する。
　したがって、Ｂ含有量は０．００１０～０．００５０％である。
　Ｂ含有量の好ましい下限は０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。
　Ｂ含有量の好ましい上限は０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３５％である。
　本実施形態の熱延鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、熱延鋼板を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は、製造環境などから混入されるものであって、意図的に含有されるものではなく、本実施形態の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。
　［任意元素（ｏｐｔｉｏｎａｌ　ｅｌｅｍｅｎｔｓ）］
　本実施形態の熱延鋼板の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、第１群及び第２群からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
　［第１群］
　Ｎｂ：０．２０％以下、及び、
　Ｖ：０．２０％以下、からなる群から選択される１種以上
　［第２群］
　Ｃｒ：１．０％以下、及び、
　Ｍｏ：１．０％以下、からなる群から選択される１種以上
　これらはいずれも任意元素である。以下、第１群及び第２群について説明する。
　［第１群：Ｎｂ及びＶ］
　本実施形態の熱延鋼板は、Ｆｅの一部に代えて、第１群を含有してもよい。これらの元素はいずれも、Ｃと結合して炭化物を形成し、熱延鋼板の強度を高める。以下、各元素について説明する。
　Ｎｂ：０．２０％以下
　ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。
　含有される場合、つまり、Ｎｂ含有量が０％超である場合、ＮｂはＣと結合してＮｂ炭化物を形成する。Ｎｂ炭化物は、析出強化により熱延鋼板の強度を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｎｂ含有量が０．２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｎｂ炭化物が過剰に生成する。この場合、熱延鋼板の加工性が低下する。
　したがって、Ｎｂ含有量は０～０．２０％であり、含有される場合、Ｎｂ含有量は０．２０％以下である。
　Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０８％である。
　Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１６％であり、さらに好ましくは０．１４％である。
　Ｖ：０．２０％以下
　バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。
　含有される場合、つまり、Ｖ含有量が０％超である場合、ＶはＣと結合してＶ炭化物を形成する。Ｖ炭化物は、析出強化により熱延鋼板の強度を高める。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｖ含有量が０．２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｖ炭化物が過剰に生成する。この場合、熱延鋼板の加工性が低下する。
　したがって、Ｖ含有量は０～０．２０％であり、含有される場合、Ｖ含有量は０．２０％以下である。
　Ｖ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０８％である。
　Ｖ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１６％であり、さらに好ましくは０．１４％である。
　［第２群：Ｃｒ及びＭｏ］
　本実施形態の熱延鋼板は、Ｆｅの一部に代えて、第２群を含有してもよい。これらの元素はいずれも、熱延鋼板の耐ＬＭＥ性を高める。以下、各元素について説明する。
　Ｃｒ：１．０％以下
　クロム（Ｃｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｒ含有量は０％であってもよい。
　含有される場合、つまり、Ｃｒ含有量が０％超である場合、Ｃｒは旧オーステナイト粒界に偏析して、熱延鋼板の耐ＬＭＥ性を高める。Ｃｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｃｒ含有量が１．０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱延鋼板の加工性が低下する。
　したがって、Ｃｒ含有量は０～１．０％であり、含有される場合、Ｃｒ含有量は１．０％以下である。
　Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．２％であり、さらに好ましくは０．３％である。
　Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．９％であり、さらに好ましくは０．８％であり、さらに好ましくは０．７％である。
　Ｍｏ：１．０％以下
　モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｍｏ含有量が０％超である場合、Ｍｏは旧オーステナイト粒界に偏析して、熱延鋼板の耐ＬＭＥ性を高める。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｍｏ含有量が１．０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱延鋼板の加工性が低下する。
　したがって、Ｍｏ含有量は０～１．０％であり、含有される場合、Ｍｏ含有量は１．０％以下である。
　Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．２％であり、さらに好ましくは０．３％である。
　Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．９％であり、さらに好ましくは０．８％であり、さらに好ましくは０．７％である。
　［熱延鋼板の化学組成の測定方法］
　本実施形態の熱延鋼板の化学組成は、ＪＩＳ　Ｇ０３２１：２０１７に準拠した周知の成分分析法で測定できる。具体的には、ドリル等の切削工具を用いて、熱延鋼板から切粉を採取する。採取された切粉を酸に溶解させて溶液を得る。溶液に対して、ＩＣＰ－ＭＡＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ　Ｍａｓｓ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を実施して、化学組成の元素分析を実施する。Ｃ含有量及びＳ含有量については、周知の高周波燃焼法（燃焼－赤外線吸収法）により求める。Ｎ含有量については、周知の不活性ガス溶融－熱伝導度法を用いて求める。
　なお、各元素含有量は、本実施形態で規定された有効数字に基づいて、測定された数値の端数を四捨五入して、本実施形態で規定された各元素含有量の最小桁までの数値とする。例えば、本実施形態の鋼材のＣ含有量は小数第三位までの数値で規定される。したがって、Ｃ含有量は、測定された数値の小数第四位を四捨五入して得られた小数第三位までの数値とする。
　本実施形態の鋼材のＣ含有量以外の他の元素含有量も同様に、測定された値に対して、本実施形態で規定された最小桁までの数値の端数を四捨五入して得られた値を、当該元素含有量とする。
　なお、四捨五入とは、端数が５未満であれば切り捨て、端数が５以上であれば切り上げることを意味する。
　［本実施形態の熱延鋼板の化学組成以外の他の特徴］
　本実施形態の熱延鋼板は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、次の特徴１～特徴４を満たす。
　特徴１：ミクロ組織中のベイニティックフェライトの面積率が８５％以上である。
　特徴２：転位密度は８．０×１０１３～１００．０×１０１３／ｍ２である。
　特徴３：熱延鋼板中のＴｉ炭化物の平均円相当径が１０ｎｍ以下である。
　特徴４：ベイニティックフェライトの結晶粒の平均円相当径が１５μｍ以下である。
　以下、各特徴について説明する。
　［特徴１：ベイニティックフェライトの面積率］
　本実施形態の熱延鋼板のミクロ組織では、ベイニティックフェライトの面積率が８５％以上である。本実施形態の熱延鋼板のミクロ組織は、ベイニティックフェライト単相であってもよい。本実施形態の熱延鋼板のミクロ組織が、ベイニティックフェライトと他の相とからなる場合、他の相は例えば、ポリゴナルフェライト、パーライト、ベイナイト、及びセメンタイトからなる群から選択される１種以上である。
　ベイニティックフェライトは、ポリゴナルフェライト、及び、ベイナイトと、次の点で区別可能である。
　［ベイニティックフェライトとポリゴナルフェライトとの区別］
　ベイニティックフェライトは結晶方位がわずかに異なる粒の集合体である。そのため、結晶粒内にコントラストの差が認められる。一方、ポリゴナルフェライトは粒内の結晶方位差がほとんどない組織である。そのため、結晶粒内は均一なコントラストで観察される。したがってベイニティックフェライトは、結晶方位差に起因したコントラストに基づいて、ポリゴナルフェライトと区別可能である。
　［ベイニティックフェライトとベイナイトとの区別］
　ベイニティックフェライトの結晶構造は、ベイナイトの結晶構造と同様に、ｂｃｃ構造である。したがって、結晶構造に基づいて、ベイニティックフェライトをベイナイトと区別することは困難である。さらに、結晶方位差に基づいて、ベイニティックフェライトをベイナイトと区別することは困難である。しかしながら、ベイニティックフェライトは、結晶粒内及び結晶粒界でのＦｅ炭化物の有無に基づいて、ベイナイトと区別可能である。ここで、Ｆｅ炭化物とは、Ｆｅを含有する炭化物であり、例えば、セメンタイトである。
　具体的には、ベイニティックフェライトでは、結晶粒内及び結晶粒界にＦｅ炭化物は存在しない。一方、ベイナイトでは、ラス内及び／又はラス境界にＦｅ炭化物が存在している。したがって、結晶粒内及び結晶粒界でのＦｅ炭化物の有無に基づいて、ベイニティックフェライトをベイナイトと区別可能である。
　［ベイニティックフェライトの面積率による効果］
　化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内である熱延鋼板のミクロ組織において、ベイニティックフェライトの面積率が８５％以上であれば、他の特徴２～４を満たすことを前提として、高い強度及び高い剛性が得られる。
　ベイニティックフェライトの面積率の好ましい下限は８８％であり、さらに好ましくは９０％であり、さらに好ましくは９２％であり、さらに好ましくは９４％であり、さらに好ましくは９６％である。
　［ベイニティックフェライトの面積率の測定方法］
　ベイニティックフェライトの面積率は、次の方法で求めることができる。
　電界放出型走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）を用いてミクロ組織観察を行う。ミクロ組織観察は、電子チャンネリングコントラスト像（ＥＣＣＩ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｃｈａｎｎｅｌｉｎｇ　Ｃｏｎｔｒａｓｔ　Ｉｍａｇｅ）により行う。観察条件は、加速電圧２０ｋＶ、傾斜（Ｔ）＝０°、反射電子モード、とする。結晶方位の測定には電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）を用いる。
　試験片は、熱延鋼板の板幅中央位置から採取する。測定位置は、試験片の表面から熱延鋼板の板厚方向に板厚／４深さの位置とし、測定範囲は１００μｍ×１００μｍ、測定間隔は０．１μｍとする。測定範囲はＬ方向（熱延鋼板の長手方向）及びＴ方向（熱延鋼板の厚さ方向）を含む縦断面とする。
　測定データを、解析ソフトを用いて以下の手順で解析して、ポリゴナルフェライト及びベイニティックフェライトの識別、及び、定量化を行う。
　（手順１）
　１５°以上の粒界に囲まれた領域を、一つの結晶粒として定義する。なお、１５°以上の粒界に囲まれた領域の円相当径が１．０μｍ以下である場合、その領域は測定ノイズであると判断して、結晶粒とは認定しない。つまり、測定ノイズと判定された領域は対象外とする。
　（手順２）
　各結晶粒内の結晶方位差の平均値（Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ：以下、ＧＡＭ値という）を算出する。ＧＡＭ値が０．５°以下の結晶粒をポリゴナルフェライトと定義する。ＧＡＭ値が０．５°を超える結晶粒をベイニティックフェライトと定義する。
　なお、上述のミクロ組織観察において、ベイニティックフェライト及びポリゴナルフェライトと異なる相（パーライト、ベイナイト、セメンタイト）は、コントラストにより容易に区別できる。
　識別されたベイニティックフェライトを定量する。そして、定量したベイニティックフェライトの面積と、測定範囲の総面積（１００μｍ×１００μｍ）とに基づいて、ベイニティックフェライトの面積率（％）を求める。なお、測定ノイズと判定された領域は、測定範囲の総面積から除外する。
　なお、ＧＡＭ値を求めるためのＥＢＳＤ解析プログラムは、周知のプログラムを用いればよい。例えば、（株）ＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ　Ｄａｔａ　Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ／Ａｎａｌｙｓｉｓ　６．２．０を用いてもよい。
　［特徴２：転位密度］
　本実施形態の熱延鋼板ではさらに、転位密度が８．０×１０１３～１００．０×１０１３／ｍ２である。
　転位密度が高ければ、熱延鋼板の剛性が高くなる。上述のとおり、ベイニティックフェライトの歪量はポリゴナルフェライトの歪量よりも高い。したがって、ベイニティックフェライトの転位密度はポリゴナルフェライトよりも高い。そのため、熱延鋼板のミクロ組織において、ベイニティックフェライトの面積率が８５％以上であれば、転位密度は高く、熱延鋼板の強度は高くなる。しかしながら、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内の熱延鋼板が、特徴１、特徴３及び特徴４を満たしていても、転位密度が低すぎれば、剛性が十分に高くならない。
　一方、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内の熱延鋼板が、特徴１、特徴３及び特徴４を満たしていても、転位密度が高すぎれば、熱延鋼板の加工性が低下する。
　化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内の熱延鋼板の転位密度が８．０×１０１３～１００．０×１０１３／ｍ２であれば、特徴１、特徴３及び特徴４を満たすことを前提として、優れた加工性及び優れた耐ＬＭＥ性が得られ、かつ、高い強度及び高い剛性が得られる。
　転位密度の好ましい下限は１０．０×１０１３／ｍ２であり、さらに好ましくは１５．０×１０１３／ｍ２であり、さらに好ましくは２０．０×１０１３／ｍ２である。
　転位密度の好ましい上限は９０．０×１０１３／ｍ２であり、さらに好ましくは８０．０×１０１３／ｍ２であり、さらに好ましくは７０．０×１０１３／ｍ２である。
　［転位密度の測定方法］
　本実施形態の熱延鋼板の転位密度は、次の方法で求めることができる。
　熱延鋼板の板幅中央位置から、転位密度測定用の試験片を採取する。試験片の寸法は幅２０ｍｍ×長さ２０ｍｍ×板厚とする。
　試験片の表面に対して、表面から板厚／４深さ位置まで、＃８０～＃１５００のサンドペーパーを用いた研磨、及び、バフ研磨を行って鏡面仕上げとする。さらに、鏡面研磨後の試験片に対して、１０体積％の過塩素酸（酢酸溶媒）を用いて、板厚方向に５０μｍ以上の電解研磨を実施して、試験片の表層の歪みを除去する。電解研磨の試験片の表面（観察面）に対し、Ｘ線回折法（ＸＲＤ：Ｘ‐Ｒａｙ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）により、体心立方構造（ｂｃｃ構造）の（１１０）、（２１１）、（２２０）面のピークの半値幅ΔＫを求める。
　ＸＲＤにおいては、線源をＣｏＫα線、管電圧を３０ｋＶ、管電流を１００ｍＡとして半値幅ΔＫを測定する。さらに、Ｘ線回折装置由来の半値幅を測定するため、ＬａＢ６（六ホウ化ランタン）の粉末を用いる。
　上述の方法で求めた半値幅ΔＫと、Ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ－Ｈａｌｌの式（式（Ｉ））から、試験片の不均一歪εを求める。
　ΔＫ×ｃｏｓθ／λ＝０．９／Ｄ＋２ε×ｓｉｎθ／λ　（Ｉ）
　ここで、式（Ｉ）中において、θ：回折角度（°）、λ：Ｘ線の波長（ｎｍ）、Ｄ：結晶子サイズ（ｎｍ）、を意味する。
　求めた不均一歪εと、式（ＩＩ）とを用いて、転位密度ρ（／ｍ２）を求める。
　ρ＝１４．４×ε２／ｂ２　（ＩＩ）
　ここで、式（ＩＩ）中において、ｂは体心立方構造（鉄）のバーガースベクトル（ｂ＝０．２４８（ｎｍ））である。
　［特徴３：Ｔｉ炭化物の平均円相当径］
　本実施形態の熱延鋼板ではさらに、熱延鋼板中のＴｉ炭化物の平均円相当径が１０ｎｍ以下である。ここで、円相当径とは、Ｔｉ炭化物の面積と同じ面積の円の直径を意味する。
　上述のとおり、Ｔｉ炭化物は析出強化により熱延鋼板の強度を高める。化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内である熱延鋼板において、Ｔｉ炭化物の平均円相当径が１０ｎｍを超えれば、熱延鋼板中のＴｉ炭化物が粗大である。Ｔｉ炭化物が粗大であれば、十分な析出強化が得られない。その結果、熱延鋼板の強度が十分に高くならない。
　化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内である熱延鋼板において、Ｔｉ炭化物の平均円相当径が１０ｎｍ以下であれば、他の特徴１、２及び４を満たすことを前提として、優れた加工性及び優れた耐ＬＭＥ性を維持しつつ、高い強度及び高い剛性が得られる。
　Ｔｉ炭化物の平均円相当径の好ましい上限は９ｎｍであり、さらに好ましくは８ｎｍである。
　Ｔｉ炭化物の平均円相当径の下限は特に限定されない。Ｔｉ炭化物の平均円相当径の好ましい下限は２ｎｍであり、さらに好ましくは３ｎｍであり、さらに好ましくは４ｎｍであり、さらに好ましくは５ｎｍである。
　［Ｔｉ炭化物の平均円相当径の測定方法］
　Ｔｉ炭化物の平均円相当径は次の方法で求めることができる。熱延鋼板の板幅中央位置から熱延鋼板の板厚のサンプルを採取する。エメリー紙を用いてサンプルの両側から研削研磨を行い、表面から板厚／４深さの位置を中心として厚さ５０μｍのサンプルを作成する。その後、直径３ｍｍの円盤状サンプルを採取する。円盤状サンプルを１０％過塩素酸－氷酢酸溶液中に浸漬して電解研磨を実施し、厚さ１００ｎｍの薄膜試料を作成する。
　作成された薄膜試料の観察面のうち、５視野を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ：Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察する。倍率は６０万倍とする。各視野は２００ｎｍ×１７０ｎｍとする。
　各視野において、コントラストに基づいて、析出物を特定する。特定された析出物に対して、ＥＤＳによる成分分析を実施する。ＥＤＳによる分析の結果、Ｔｉ及びＣが検出された析出物を、Ｔｉ炭化物と特定する。特定された各Ｔｉ炭化物の円相当径を求める。５視野で確認された全てのＴｉ炭化物の円相当径の算術平均値を、Ｔｉ炭化物の平均円相当径（ｎｍ）と定義する。
　［特徴４：ベイニティックフェライトの結晶粒の平均円相当径］
　本実施形態の熱延鋼板のミクロ組織ではさらに、ベイニティックフェライトの結晶粒の平均円相当径が１５μｍ以下である。ここで、円相当径とは、結晶粒の面積と同じ面積の円の直径を意味する。
　ベイニティックフェライトの結晶粒のサイズは、剛性に強く影響する。化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内である熱延鋼板において、特徴１～特徴３を満たしていても、ベイニティックフェライトの結晶粒の円相当径が１５μｍを超えれば、高い強度、優れた加工性及び優れた耐ＬＭＥ性は得られるものの、十分な剛性が得られない。
　化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内である熱延鋼板において、ベイニティックフェライトの結晶粒の平均円相当径が１５μｍ以下であれば、他の特徴１～特徴３を満たすことを前提として、高い強度、優れた加工性及び優れた耐ＬＭＥ性とともに、高い剛性が得られる。
　ベイニティックフェライトの結晶粒の平均円相当径の好ましい上限は１４μｍであり、さらに好ましくは１３μｍであり、さらに好ましくは１２μｍである。
　ベイニティックフェライトの結晶粒の平均円相当径の下限は特に限定されない。ベイニティックフェライトの結晶粒の平均円相当径の好ましい下限は１μｍであり、さらに好ましくは２μｍであり、さらに好ましくは３μｍであり、さらに好ましくは５μｍである。
　［ベイニティックフェライトの結晶粒の円相当径の測定方法］
　熱延鋼板のベイニティックフェライトの結晶粒の円相当径は、次の方法で求めることができる。上述の［ベイニティックフェライトの面積率の測定方法］に記載の方法により、ミクロ組織観察で識別されたベイニティックフェライトの各結晶粒の円相当径を求める。得られた円相当径の算術平均値を、ベイニティックフェライトの結晶粒の平均円相当径（μｍ）と定義する。なお、１５°以上の粒界に囲まれた領域の円相当径が１．０μｍ以下である場合、その領域は測定ノイズであると判断して、結晶粒とは認定しない。つまり、１５°以上の粒界に囲まれた領域の円相当径が１．０μｍ以下である場合、その領域は対象外とする。
　以上のとおり、本実施形態の熱延鋼板は、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、さらに、特徴１～特徴４を満たす。そのため、高い強度、優れた加工性、及び、熱延鋼板の表面に溶融亜鉛系めっき層が形成された場合において、優れた耐ＬＭＥ性を有し、さらに、高い剛性を有する。
　具体的には、本実施形態の熱延鋼板において、強度の指標である引張強度は７８０ＭＰａ以上である。さらに、加工性の指標である全伸びは１４．０％以上である。さらに、剛性の指標である降伏比は８５％以上である。
　熱延鋼板の引張強度の好ましい下限は７８５ＭＰａであり、さらに好ましくは７９０ＭＰａであり、さらに好ましくは７９５ＭＰａであり、さらに好ましくは８００ＭＰａである。熱延鋼板の引張強度の上限は特に限定されないが、例えば、９５０ＭＰａである。
　熱延鋼板の全伸びの好ましい下限は１４．５％であり、さらに好ましくは１５．０％であり、さらに好ましくは１５．５％である。熱延鋼板の全伸びの上限は特に限定されないが、例えば、２０．０％である。
　熱延鋼板の降伏比の好ましい下限は８６％であり、さらに好ましくは８７％であり、さらに好ましくは８８％であり、さらに好ましくは８９％である。
　［引張強度、全伸び、及び、降伏比の測定方法］
　熱延鋼板の引張強度、全伸び、及び、降伏比は、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に準拠した引張試験により求めることができる。
　具体的には、熱延鋼板の板幅中央位置から、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に規定のＪＩＳ５号試験片に相当する板状引張試験片を採取する。試験片の長手方向は、熱延鋼板の圧延方向と直交する方向とする。ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に準拠して、常温、大気中にて引張試験を実施して、降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、全伸びＴ．ＥＬを求める。このとき、０．２％耐力を降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）と定義する。得られた降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を用いて、次の式により降伏比ＹＲを求める。
　降伏比ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ
　［本実施形態の熱延鋼板を用いた溶融めっき鋼板について］
　本実施形態の溶融めっき鋼板は、上述の本実施形態の熱延鋼板と、主としてＺｎを含有する溶融亜鉛系めっき層とを備える。溶融亜鉛系めっき層は、熱延鋼板の表面上に形成される。溶融亜鉛系めっき層は公知の構成を有する。以下、溶融亜鉛系めっき層について説明する。
　［溶融亜鉛系めっき層について］
　上述のとおり、溶融亜鉛系めっき層は、主としてＺｎを含有する。具体的には、溶融亜鉛系めっき層は、質量％で６５．００％以上のＺｎを含有する。溶融亜鉛系めっき層は、いわゆる、溶融亜鉛めっき（ＧＩ）からなる層であってもよい。溶融亜鉛めっきは、質量％で１．００％以下のＺｎ以外の元素を含有し、残部がＺｎからなる。溶融亜鉛系めっき層のＺｎ含有量が質量％で６５．００％以上であれば、十分な耐食性が得られる。溶融亜鉛系めっき層のＺｎ含有量の好ましい下限は７０．００％であり、さらに好ましくは７３．００％である。
　［溶融亜鉛系めっき層の化学組成について］
　溶融亜鉛系めっき層は、ＧＩ以外の化学組成を有してもよい。溶融亜鉛系めっき層の化学組成は周知の範囲でよい。溶融亜鉛系めっき層の化学組成は例えば、次の元素を含有する。
　［必須元素］
　Ａｌ：０．０５～３５．００％
　アルミニウム（Ａｌ）は易酸化元素であり、犠牲防食によって溶融亜鉛系めっき層の耐食性を高める。Ａｌ含有量が０．０５～３５．００％であれば、上記効果が十分に得られる。
　Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は３３．００％であり、さらに好ましくは３０．００％であり、さらに好ましくは２８．００％であり、さらに好ましくは２５．００％であり、さらに好ましくは２３．００％であり、さらに好ましくは２１．００％である。
　本実施形態による溶融亜鉛系めっき層の化学組成の残部は、Ｚｎ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、溶融亜鉛めっき処理を実施する際に、原料から混入されるものであって、意図的に含有させるものではないものを意味する。
　［任意元素について］
　本実施形態による溶融亜鉛系めっき層の化学組成はさらに、Ｚｎの一部に代えて、次の第１群～第７群から選択される１元素以上を含有してもよい。以下、第１群～第７群について説明する。
　［第１群］Ｍｇ：３０．０％以下
　［第２群（Ｓｎ群）］Ｓｎ：２．００％以下、Ｂｉ：２．００％以下、及び、Ｉｎ：２．００％以下、からなる群から選択される１種以上
　［第３群（Ｃａ群）］Ｃａ：３．００％以下、Ｙ：３．００％以下、Ｌａ：３．００％以下、及び、Ｃｅ：３．００％以下、からなる群から選択される１種以上
　［第４群］Ｓｉ：２．５０％以下
　［第５群（Ｃｒ群）］Ｃｒ：０．５％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｏ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、及び、Ｍｎ：０．５％以下、からなる群から選択される１種以上
　［第６群］Ｆｅ：５．０％以下
　［第７群（Ｓｒ群）］Ｓｒ：０．５％以下、Ｓｂ：０．５％以下、Ｐｂ：０．５％以下、及び、Ｂ：０．５％以下、からなる群から選択される１種以上
　［第１群（Ｍｇ）］
　Ｍｇ：３０．０％以下
　マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。
　Ｍｇは易酸化元素であり、犠牲防食によって溶融亜鉛系めっき層の耐食性を高める。Ｍｇ含有量が少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。
　しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、酸化ドロスが増加する。この場合、溶融めっき鋼板の外観品質が低下する。
　したがって、Ｍｇ含有量は０～３０．０％であり、含有される場合、Ｍｇ含有量は３０．０％以下である。
　Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは１．０％であり、さらに好ましくは２．０％である。
　Ｍｇ含有量の好ましい上限は２５．０％であり、さらに好ましくは２０．０％であり、さらに好ましくは１５．０％であり、さらに好ましくは１０．０％であり、さらに好ましくは８．０％であり、さらに好ましくは７．０％である。
　［第２群（Ｓｎ、Ｂｉ、及び、Ｉｎ）］
　Ｓｎ：２．００％以下、Ｂｉ：２．００％以下、及び、Ｉｎ：２．００％以下、からなる群から選択される１種以上
　スズ（Ｓｎ）、ビスマス（Ｂｉ）及び、インジウム（Ｉｎ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｓｎ含有量、Ｂｉ含有量、Ｉｎ含有量はそれぞれ０％であってもよい。
　これらの元素は、溶融亜鉛系めっき層がＭｇを含有している場合、Ｍｇと金属間化合物を形成する。その結果、溶融めっき鋼板の耐食性が高まる。Ｓｎ、Ｂｉ及びＩｎのいずれか１種以上が少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。
　しかしながら、これらの元素含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、溶融亜鉛めっき浴の粘度が高まる。この場合、溶融めっき鋼板の外観品質が低下する。
　したがって、Ｓｎ含有量は０～２．００％であり、Ｂｉ含有量は０～２．００％であり、Ｉｎ含有量は０～２．００％である。含有される場合、Ｓｎ含有量は２．００％以下であり、Ｂｉ含有量は２．００％以下であり、Ｉｎ含有量は２．００％以下である。
　各元素含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
　各元素含有量の好ましい上限は１．９０％であり、さらに好ましくは１．８０％であり、さらに好ましくは１．７０％である。
　［第３群（Ｃａ、Ｙ、Ｌａ、及び、Ｃｅ）］
　Ｃａ：３．００％以下、Ｙ：３．００％以下、Ｌａ：３．００％以下、及び、Ｃｅ：３．００％以下、からなる群から選択される１種以上
　カルシウム（Ｃａ）、イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）、及びセレン（Ｃｅ）はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、これらの元素含有量は０％であってもよい。
　これらの元素は、溶融亜鉛系めっき層中でＡｌ及びＺｎと金属間化合物を形成する。その結果、溶融めっき鋼板の耐食性を高める。これらの元素が少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。
　しかしながら、これらの元素含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、酸化ドロスが増加する。この場合、溶融めっき鋼板の外観品質が低下する。
　したがって、Ｃａ含有量は０～３．００％であり、Ｙ含有量は０～３．００％であり、Ｌａ含有量は０～３．００％であり、Ｃｅ含有量は０～３．００％である。含有される場合、Ｃａ含有量は３．００％以下であり、Ｙ含有量は３．００％以下であり、Ｌａ含有量は３．００％以下であり、Ｃｅ含有量は３．００％以下である。
　各元素含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　各元素含有量の好ましい上限は２．８０％であり、さらに好ましくは２．５０％であり、さらに好ましくは２．００％である。
　［第４群（Ｓｉ）］
　Ｓｉ：２．５０％以下
　ケイ素（Ｓｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｓｉ含有量は０％であってもよい。
　Ｓｉは溶融めっき鋼板の耐食性を高める。Ｓｉが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。
　しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、溶融亜鉛めっき浴の粘度が高まる。この場合、溶融めっき鋼板の外観品質が低下する。
　したがって、Ｓｉ含有量は０～２．５０％であり、含有される場合、Ｓｉ含有量は２．５０％以下である。
　Ｓｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　Ｓｉ含有量の好ましい上限は２．００％であり、さらに好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
　［第５群（Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ、及び、Ｍｎ）］
　Ｃｒ：０．５％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｏ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、及び、Ｍｎ：０．５％以下、からなる群から選択される１種以上
　クロム（Ｃｒ）、チタン（Ｔｉ）、ニッケル（Ｎｉ）、コバルト（Ｃｏ）、バナジウム（Ｖ）、ニオブ（Ｎｂ）、銅（Ｃｕ）及びマンガン（Ｍｎ）はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、これらの元素含有量は０％であってもよい。
　これらの元素は溶融めっき鋼板の外観品質を高める。これらの元素はさらに、溶融亜鉛系めっき層中でＡｌと金属間化合物を形成する。その結果、溶融めっき鋼板の耐食性が高まる。これらの元素が少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。
　しかしながら、これらの元素含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、溶融亜鉛めっき浴の粘度が高まる。この場合、溶融めっき鋼板の外観品質が低下する。
　したがって、Ｃｒ含有量は０～０．５％であり、Ｔｉ含有量は０～０．５％であり、Ｎｉ含有量は０～０．５％であり、Ｃｏ含有量は０～０．５％であり、Ｖ含有量は０～０．５％であり、Ｎｂ含有量は０～０．５％であり、Ｃｕ含有量は０～０．５％であり、Ｍｎ含有量は０～０．５％である。含有される場合、Ｃｒ含有量は０．５％以下であり、Ｔｉ含有量は０．５％以下であり、Ｎｉ含有量は０．５％以下であり、Ｃｏ含有量は０．５％以下であり、Ｖ含有量は０．５％以下であり、Ｎｂ含有量は０．５％以下であり、Ｃｕ含有量は０．５％以下であり、Ｍｎ含有量は０．５％以下である。
　各元素含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．１％である。
　各元素含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．４％である。
　［第６群（Ｆｅ）］
　Ｆｅ：５．０％以下
　鉄（Ｆｅ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｆｅ含有量は０％であってもよい。
　Ｆｅは溶融亜鉛系めっき層の硬さを高め、溶融めっき鋼板の加工性を高める。Ｆｅが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｆｅ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、溶融亜鉛系めっき層の硬さが高くなりすぎる。この場合、溶融めっき鋼板の加工性がかえって低下する。
　したがって、Ｆｅ含有量は０～５．０％であり、含有される場合、Ｆｅ含有量は５．０％以下である。
　Ｆｅ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは０．５％である。
　Ｆｅ含有量の好ましい上限は４．５％であり、さらに好ましくは４．０％であり、さらに好ましくは３．５％である。
　［第７群（Ｓｒ、Ｓｂ、Ｐｂ、及び、Ｂ）］
　Ｓｒ：０．５％以下、Ｓｂ：０．５％以下、Ｐｂ：０．５％以下、及び、Ｂ：０．５％以下、からなる群から選択される１種以上
　ストロンチウム（Ｓｒ）、アンチモン（Ｓｂ）、鉛（Ｐｂ）及びボロン（Ｂ）はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、これらの元素含有量は０％であってもよい。
　これらの元素は溶融亜鉛系めっき層の金属光沢を高め、溶融めっき鋼板の外観品質を高める。これらの元素が少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。
　しかしながら、これらの元素含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、酸化ドロスが増加する。この場合、溶融めっき鋼板の外観品質が低下する。
　したがって、Ｓｒ含有量は０～０．５％であり、Ｓｂ含有量は０～０．５％であり、Ｐｂ含有量は０～０．５％であり、Ｂ含有量は０～０．５％である。含有される場合、Ｓｒ含有量は０．５％以下であり、Ｓｂ含有量は０．５％以下であり、Ｐｂ含有量は０．５％以下であり、Ｂ含有量は０．５％以下である。
　各元素含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．１％である。
　各元素含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．４％である。
　［溶融亜鉛系めっき層の化学組成の測定方法］
　溶融亜鉛系めっき層の化学組成は、次の方法で求めることができる。インヒビター入りの塩酸を用いて、溶融亜鉛系めっき層を溶解させる。インヒビターは、例えば、朝日化学工業株式会社製の商品名イビットを用いることができる。上述の熱延鋼板の化学組成分析と同様に、溶解液に対して元素分析を実施する。以上の方法により、溶融亜鉛系めっき層の化学組成を求めることができる。
　以上の熱延鋼板及び溶融亜鉛系めっき層を備える溶融めっき鋼板は、高い強度、高い剛性及び優れた加工性だけでなく、優れた耐ＬＭＥ性を有する。
　［熱延鋼板の製造方法］
　本実施形態による熱延鋼板の製造方法の一例を説明する。以降に説明する熱延鋼板の製造方法は、本実施形態による熱延鋼板を製造するための一例である。したがって、上述の構成を有する熱延鋼板は、以降に説明する製造方法以外の他の製造方法により製造されてもよい。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態による熱延鋼板の製造方法の好ましい一例である。
　本実施形態の熱延鋼板の製造方法の一例は、次の工程を含む。
　（工程１）素材準備工程
　（工程２）熱間圧延工程
　（工程３）冷却工程
　（工程４）巻取工程
　なお、上記製造方法は、製造ライン設備を用いて実施される。製造ライン設備は、上流から下流に向かって順に、加熱炉、粗圧延機（Ｒｏｕｇｈｅｒ）、仕上げ圧延機（Ｆｉｎｉｓｈｅｒ）、冷却装置（Ｒｕｎ－ｏｕｔ　ｔａｂｌｅ　ｃｏｏｌｉｎｇ　ｅｑｕｉｐｍｅｎｔ）、及び、巻取装置（Ｄｏｗｎ　Ｃｏｉｌｅｒ）を備える。各設備間には、複数の搬送ロールが配列されている。
　上述の製造工程において、主な製造条件は次のとおりである。
　（工程２）熱間圧延工程
　　・仕上げ圧延温度ＦＴ：８５０～９５０℃
　（工程３）冷却工程
　　・前段冷却速度ＣＲ１：２５℃／秒未満
　　・前段冷却速度から後段冷却速度への切替温度ＳＴ：７３０～８３０℃
　　・後段冷却速度ＣＲ２：２５℃／秒以上
　（工程４）巻取工程
　　・巻取温度ＣＴ：４７０～６２０℃
　以下、各工程について説明する。
　［（工程１）素材準備工程］
　素材準備工程では、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内である素材を準備する。素材は例えば、次の方法により製造される。化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内である溶鋼を製造する。上記溶鋼を用いて、鋳造法により素材（スラブ又はインゴット）を製造する。例えば、上記溶鋼を用いて周知の連続鋳造法によりスラブを製造する。又は、上記溶鋼を用いて周知の造塊法によりインゴットを製造する。
　［（工程２）熱間圧延工程］
　準備された素材（スラブ又はインゴット）に対して熱間圧延を実施して、鋼板を製造する。熱間圧延工程は、素材を粗圧延して粗バー（中間鋼板）を製造する粗圧延工程と、粗バーを仕上げ圧延して鋼板を製造する仕上げ圧延工程とを含む。
　粗圧延工程では、素材（スラブ又はインゴット）を加熱炉で加熱する。加熱された素材を、粗圧延機を用いて圧延し、粗バーを製造する。粗圧延工程での素材の加熱温度は、例えば、１２５０～１３００℃である。加熱炉での素材の在炉時間は３０分以上であり、好ましくは、６０分以上である。在炉時間の上限は特に限定されないが、例えば２４０分である。
　仕上げ圧延工程では、仕上げ圧延機を用いて、粗バーをさらに圧延（仕上げ圧延）し、鋼板を製造する。仕上げ圧延機は、一列に配列された複数のスタンドを含む。各スタンドは、一対のワークロールを備える。仕上げ圧延機の複数のスタンドのうち、最後に鋼板を圧下するスタンドの出側での鋼板の表面温度を、仕上げ圧延温度ＦＴ（℃）と定義する。本実施形態では、仕上げ圧延温度ＦＴを次のとおりとする。
　・仕上げ圧延温度ＦＴ：８５０～９５０℃
　［仕上げ圧延温度ＦＴ：８５０～９５０℃］
　仕上げ圧延温度ＦＴが９５０℃を超えれば、仕上げ圧延中に鋼板中のオーステナイト粒が過剰に粗大になる。そのため、製造された熱延鋼板のベイニティックフェライトの結晶粒が粗大になってしまう。一方、仕上げ圧延温度ＦＴが８５０℃未満となれば、スタンドに過剰な負荷が掛かってしまう。
　仕上げ圧延温度ＦＴが８５０～９５０℃であれば、他の製造条件を満たすことを前提として、製造された熱延鋼板中のベイニティックフェライトの平均円相当径が１５μｍ以下となる。
　［（工程３）冷却工程］
　冷却工程では、仕上げ圧延が完了した鋼板を、冷却装置を用いて速やかに冷却する。具体的には、仕上げ圧延後の鋼板では、生産性の観点から、例えば、仕上げ圧延が完了してから３秒以内に、冷却設備での冷却が開始される。冷却設備では、冷却媒体を用いて、鋼板を冷却する。冷却媒体は例えば水である。
　冷却設備の上流側と下流側とでは、鋼板の冷却速度が異なる。冷却設備を用いた冷却工程での製造条件は次のとおりである。
　・前段冷却速度ＣＲ１：２５℃／秒未満
　・前段冷却速度から後段冷却速度への切替温度ＳＴ：７３０～８３０℃
　・後段冷却速度ＣＲ２：２５℃／秒以上
　ここで、冷却設備で冷却を開始してから鋼板温度が切替温度ＳＴに到達するまでの期間を「前段冷却期間」と称し、切替温度ＳＴから鋼板温度が巻取温度ＣＴに到達するまでの期間を「後段冷却期間」と称する。
　本実施形態の冷却工程では、前段冷却期間において、鋼板のオーステナイトの再結晶を促進して、微細なオーステナイト再結晶を形成させる。これにより、鋼板中のオーステナイト未再結晶領域をなるべく低減し、鋼板のミクロ組織を微細なオーステナイト再結晶粒からなる組織とする。そして、後段冷却期間において、微細なオーステナイトをベイニティックフェライトに変態させる。以下、上述の製造条件（前段冷却速度ＣＲ１、切替温度ＳＴ、後段冷却速度ＣＲ２）について説明する。
　［前段冷却速度ＣＲ１：２５℃／秒未満］
　冷却工程では初めに、仕上げ圧延完了後の鋼板に対して、前段冷却速度ＣＲ１で冷却する。つまり、前段冷却期間では、鋼板を前段冷却速度ＣＲ１で冷却する。前段冷却速度ＣＲ１が２５℃／秒以上であれば、鋼板温度が切替温度ＳＴ（℃）となった時点で、鋼板中にオーステナイト未再結晶領域が残存している。オーステナイト未再結晶領域は、後段冷却期間において、ポリゴナルフェライトになりやすい。そのため、製造後の熱延鋼板において、ベイニティックフェライトの面積率が低くなってしまう。この場合さらに、転位密度も低くなる。
　前段冷却速度ＣＲ１が２５℃／秒未満であれば、オーステナイトの再結晶を促進させることができる。そのため、鋼板中のオーステナイト未再結晶領域を低減できる。その結果、熱延鋼板のミクロ組織において、ベイニティックフェライトの面積率を高めることができ、かつ、転位密度を適切な範囲とすることができる。
　前段冷却速度ＣＲ１は、仕上げ圧延温度ＦＴ（℃）と、切替温度ＳＴ（℃）と、最後に鋼板を圧下するスタンドの出側での鋼板の圧延速度Ｖ１（ｍ／秒）と、仕上げ圧延温度ＦＴの測温計と切替温度ＳＴの測温計との間の距離Ｌ１（ｍ）とを用いて、次の式により求める。
　ＣＲ１＝（ＦＴ－ＳＴ）／（Ｌ１／Ｖ）
　前段冷却速度ＣＲ１の好ましい上限は２４℃／秒であり、さらに好ましくは２３℃／秒である。
　前段冷却速度ＣＲ１の下限は特に限定されない。しかしながら、前段冷却速度ＣＲ１が遅すぎれば、生産効率が顕著に低下する。したがって、前段冷却速度ＣＲ１の好ましい下限は５℃／秒である。
　［切替温度ＳＴ：７３０～８３０℃］
　冷却装置において、冷却速度を前段冷却速度ＣＲ１から後段冷却速度ＣＲ２に切り替えるときの鋼板温度を、切替温度ＳＴ（℃）と定義する。
　切替温度ＳＴが８３０℃よりも高ければ、オーステナイトの再結晶が進み、粗大化する。その結果、熱延鋼板中のベイニティックフェライトの結晶粒が粗大化する。
　一方、切替温度ＳＴが７３０℃よりも低ければ、前段冷却期間でオーステナイトの再結晶が完了せず、後段冷却期間においてオーステナイト未再結晶領域が残存する。この場合、後段冷却期間中に熱延鋼板にポリゴナルフェライトが生成してしまう。その結果、熱延鋼板中のベイニティックフェライトの面積率が低くなってしまう。この場合さらに、転位密度も低くなる。
　切替温度ＳＴが７３０～８３０℃であれば、前段冷却期間が適切となる。そのため、鋼板中のオーステナイトの再結晶が十分に促進され、オーステナイト未再結晶領域が十分に低減した後、後段冷却速度ＣＲ２での冷却を開始することができる。
　切替温度ＳＴの好ましい上限は８２０℃であり、さらに好ましくは８１０℃である。
　切替温度ＳＴの好ましい下限は７４０℃であり、さらに好ましくは７５０℃である。
　［後段冷却速度ＣＲ２：２５℃／秒以上］
　前段冷却期間で鋼板温度が低下して切替温度ＳＴとなった後、後段冷却速度ＣＲ２での冷却（後段冷却期間）が開始される。後段冷却速度ＣＲ２が２５℃／秒未満であれば、後段冷却期間での冷却速度が遅すぎる。この場合、後段冷却期間中に熱延鋼板にポリゴナルフェライトが生成してしまう。その結果、熱延鋼板中のベイニティックフェライトの面積率が低くなる。さらに、転位密度が低くなる。さらに、Ｔｉ炭化物が粗大になる。
　後段冷却速度ＣＲ２が２５℃／秒以上であれば、後段冷却期間の冷却速度が十分に速い。そのため、他の製造条件を満たすことを前提として、熱延鋼板中のベイニティックフェライトの面積率が８５％以上となり、かつ、ベイニティックフェライトの結晶粒の平均円相当径が１５μｍ以下となる。
　後段冷却速度ＣＲ２は、切替温度ＳＴ（℃）と、巻取温度ＣＴ（℃）と、最後に鋼板を圧下するスタンドの出側での鋼板の圧延速度Ｖ（ｍ／秒）と、切替温度ＳＴの測温計と巻取温度ＣＴの測温計との間の距離Ｌ２（ｍ）とを用いて、次の式により求める。
　ＣＲ２＝（ＳＴ－ＣＴ）／（Ｌ２／Ｖ）
　後段冷却速度ＣＲ２の好ましい下限は３０℃／秒である。
　後段冷却速度ＣＲ２の上限は特に限定されない。設備能力を考慮した場合、後段冷却速度ＣＲ２の好ましい上限は７０℃／秒である。
　［（工程４）巻取工程］
　巻取工程では、冷却装置を通過した鋼板を巻取装置によりコイル状に巻き取る。巻取工程では、鋼板中にＴｉ炭化物が生成する。ここで、巻き取り開始時の鋼板の表面温度を、巻取温度ＣＴ（℃）と定義する。巻取温度ＣＴは、Ｔｉ炭化物の平均円相当径に影響を与える。巻取温度ＣＴはさらに、熱延鋼板のミクロ組織（ベイニティックフェライト、ポリゴナルフェライト、及び、ベイナイトの割合）にも影響を与える。そこで、巻取温度ＣＴを次の範囲に調整する。
　・巻取温度ＣＴ：４７０～６２０℃
　［巻取温度ＣＴ：４７０～６２０℃］
　巻取温度ＣＴが６２０℃よりも高い場合、冷却工程での後段冷却期間の終了温度が高すぎる。この場合、鋼板中のミクロ組織において、オーステナイトからベイニティックフェライトへの変態が完了する前に、巻取が開始される。そのため、オーステナイトの一部がポリゴナルフェライトに変態してしまう。その結果、熱延鋼板中のベイニティックフェライトの面積率が低くなる。さらに、転位密度も低くなる。巻取温度ＣＴが６２０℃よりも高ければさらに、熱延鋼板中のＴｉ炭化物が粗大化する。
　一方、巻取温度ＣＴが４７０℃未満であれば、冷却工程での後段冷却期間の終了温度が低すぎる。この場合、熱延鋼板中にベイナイトが生成する。そのため、熱延鋼板中のベイニティックフェライトの面積率が低くなる。
　巻取温度ＣＴが４７０～６２０℃であれば、他の製造条件を満たすことを前提として、熱延鋼板のミクロ組織において、ベイニティックフェライトの面積率が８５％以上となる。さらに、Ｔｉ炭化物の平均円相当径が１０ｎｍ以下となる。
　以上の製造工程により、本実施形態による熱延鋼板が製造される。上述のとおり、本実施形態の熱延鋼板は、上記製造方法以外の他の製造方法で製造されてもよい。本実施形態の熱延鋼板は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、特徴１～特徴４を備えていれば、その製造方法は特に限定されない。
　［熱延鋼板の製造方法における、その他の工程］
　本実施形態の熱延鋼板の製造方法は、上述の工程以外の他の工程を含んでもよい。例えば、冷却工程後であって巻取工程前に、又は、巻取工程後に、調質圧延工程を実施してもよい。調質圧延工程では、熱延鋼板に対して調質圧延を実施する。調質圧延工程により、熱延鋼板の形状を調整したり、表面粗さを調整したり、降伏強度を調整したりする。上記効果を有効に得るための調質圧延工程での板厚減少率は例えば、０．１％以上である。調質圧延工程での板厚減少率の好ましい上限は３．０％である。この場合、熱延鋼板に過度な歪が導入されるのが抑制され、良好な延性、曲げ性及びフランジ性を維持できる。
　［本実施形態の熱延鋼板を含む溶融めっき鋼板の製造方法］
　本実施形態の熱延鋼板を含む、溶融めっき鋼板は、次の周知の溶融めっき処理工程を実施することにより製造できる。
　［溶融めっき処理工程］
　溶融めっき処理工程では、熱延鋼板の表面に上述の化学組成を有する溶融亜鉛系めっき層を形成する。具体的には、めっき浴を準備する。形成される溶融亜鉛系めっき層の組成に応じて、めっき浴の組成を調整する。めっき浴に熱延鋼板を一定時間浸漬した後、熱延鋼板をめっき浴から周知の方法で引き上げる。例えば、めっき浴中にはシンクロールが配置されている。めっき浴に浸漬された熱延鋼板は、その進行方向を、シンクロールにより上方に転換される。
　めっき浴から引き上げられた熱延鋼板の表面には、溶融亜鉛系めっきが付着している。周知のガスワイピング装置で熱延鋼板に付着する溶融亜鉛系めっきの付着量を調整する。めっき浴から引き上げられた熱延鋼板に付着した溶融亜鉛系めっきが凝固して、溶融亜鉛系めっき層を形成する。以上の工程により、溶融めっき鋼板が製造される。
　［溶融めっき鋼板の製造方法における、その他の工程］
　本実施形態の溶融めっき鋼板の製造方法は、溶融めっき処理工程以外の他の製造工程を含んでもよい。例えば、本実施形態の溶融めっき鋼板の製造方法は、溶融めっき処理工程の前に、Ｎｉプレめっき工程を含んでもよい。Ｎｉプレめっき工程では、上述の熱延鋼板に対してＮｉめっきを実施して、熱延鋼板の表面にＮｉめっき層を形成する。Ｎｉめっき層が形成された熱延鋼板に対して、溶融めっき処理工程を実施する。この場合、溶融亜鉛系めっき層の熱延鋼板に対する密着性が高まる。
　本実施形態の溶融めっき鋼板の製造方法はさらに、溶融めっき処理工程の後に、化成処理工程を含んでもよい。化成処理工程では、製造された溶融めっき鋼板に対して化成処理を実施して、溶融亜鉛系めっき層上に化成被膜を形成する。化成処理工程を実施する場合、化成処理の方法は特に限定されず、周知の方法でよい。例えば、化成被膜として周知のクロム化成被膜を形成してもよい。
　本実施形態の溶融めっき鋼板の製造方法はさらに、溶融めっき処理工程の後に、調質圧延工程を実施してもよい。調質圧延工程では、製造された溶融めっき鋼板に対して調質圧延を実施する。上述の化成処理工程を実施する場合、化成処理工程の前に調質圧延工程を実施することにより、化成被膜の密着性を高めることができる。調質圧延工程での好ましい板厚減少率は０．１～３．０％である。
　溶融めっき鋼板の製造方法はさらに、他の製造工程を含んでもよい。上述の製造方法は、本実施形態の溶融めっき鋼板を得るための製造方法の一例である。したがって、本実施形態の溶融めっき鋼板の製造方法は、上述の製造方法に限定されない。
　実施例により本実施形態の熱延鋼板及び溶融めっき鋼板の一態様の効果をさらに具体的に説明する。以下の実施例での条件は、本実施形態の熱延鋼板及び溶融めっき鋼板の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例である。したがって、本実施形態の熱延鋼板及び溶融めっき鋼板はこの一条件例に限定されない。
　表１に示す化学組成を有する熱延鋼板を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１中の「－」は、対応する元素含有量が、本実施形態で規定された有効数字に基づいて、測定された数値の端数を四捨五入した場合に、０％であったことを意味する。
　例えば、試験番号１のＮｂ含有量は、小数第三位を四捨五入したときに０％であったことを意味する。試験番号１のＣｒ含有量は、小数第二位を四捨五入したときに０％であったことを意味する。
　具体的には、溶鋼を連続鋳造してスラブを製造した。スラブに対して熱間加工工程（粗圧延工程及び仕上げ圧延工程）を実施した。スラブを１２５０～１３００℃で６０分加熱した。加熱後のスラブを粗圧延機で圧延して粗バーを製造した。さらに、仕上げ圧延機を用いて粗バーを圧延し、鋼板を製造した。各試験番号の仕上げ圧延温度ＦＴ（℃）は表２の「ＦＴ（℃）」欄に示すとおりであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　仕上げ圧延後の鋼板に対して、冷却工程を実施した。具体的には、いずれの試験番号においても、仕上げ圧延完了後から２秒以内に冷却装置を用いた冷却を開始した。冷却工程での各試験番号の前段冷却速度ＣＲ１（℃／秒）、切替温度ＳＴ（℃）、後段冷却速度ＣＲ２（℃／秒）はそれぞれ、表２の「ＣＲ１（℃／秒）」、「ＳＴ（℃）」、「ＣＲ２（℃／秒）」に示すとおりであった。
　冷却設備を通過した鋼板を巻取装置でコイル状に巻き取った。各試験番号の巻取温度ＣＴ（℃）は表２に示すとおりであった。巻取後のコイル状の鋼板を常温まで放冷し、表１に示す各試験番号の熱延鋼板を製造した。熱延鋼板の板厚は２．３ｍｍであった。
　［評価試験］
　各試験番号の熱延鋼板に対して、次の評価試験を実施した。
　（試験１）ベイニティックフェライトの面積率、及び、ベイニティックフェライトの結晶粒の平均円相当径の測定試験
　（試験２）Ｔｉ炭化物の平均円相当径測定試験
　（試験３）転位密度測定試験
　（試験４）機械特性評価試験
　（試験５）溶融めっき鋼板の耐ＬＭＥ性評価試験
　以下、試験１～試験５について説明する。
　［（試験１）ベイニティックフェライトの面積率、及び、ベイニティックフェライトの結晶粒の平均円相当径の測定試験］
　各試験番号の熱延鋼板に対して、上述の［ベイニティックフェライトの面積率の測定方法］及び［ベイニティックフェライトの結晶粒の円相当径の測定方法］に記載の方法により、ベイニティックフェライトの面積率（％）、及び、ベイニティックフェライトの結晶粒の平均円相当径（μｍ）を求めた。得られたベイニティックフェライトの面積率を表３中の「ＢＦ面積率（％）」欄に示す。また、得られたベイニティックフェライトの結晶粒の平均円相当径を表３中の「ＢＦ粒径（μｍ）」欄に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　［（試験２）Ｔｉ炭化物の平均円相当径測定試験］
　各試験番号の熱延鋼板のＴｉ炭化物の平均円相当径を、上述の［Ｔｉ炭化物の平均円相当径の測定方法］に記載の方法により求めた。得られたＴｉ炭化物の平均円相当径を表３中の「ＴｉＣ粒径（ｎｍ）」欄に示す。
　［（試験３）転位密度測定試験］
　各試験番号の熱延鋼板の転位密度を、上述の［転位密度の測定方法］に記載の方法により求めた。得られた転位密度を表３中の「転位密度（×１０１３／ｍ２）」欄に示す。
　［（試験４）機械特性評価試験］
　各試験番号の熱延鋼板の引張強度ＴＳ、降伏比ＹＲ、全伸びＴ．ＥＬをＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に準拠した引張試験により求めた。
　具体的には、各試験番号の熱延鋼板の板幅中央位置から、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に規定のＪＩＳ５号試験片に相当する板状引張試験片を採取した。試験片の長手方向は、熱延鋼板の圧延方向と直交する方向とした。ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に準拠して、常温、大気中にて引張試験を実施して、降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、全伸びＴ．ＥＬとを求めた。０．２％耐力を降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）と定義した。得られた降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を用いて、次の式により降伏比ＹＲを求めた。
　降伏比ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ
　得られた降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、降伏比ＹＲ（％）、全伸びＴ．ＥＬ（％）を、表３の「ＹＳ（ＭＰａ）」、「ＴＳ（ＭＰａ）」、「ＹＲ（％）」、「Ｔ．ＥＬ（％）」欄に示す。
　［（試験５）溶融めっき鋼板の耐ＬＭＥ性評価試験］
　［溶融めっき鋼板の製造］
　溶融めっき鋼板の耐ＬＭＥ性を評価するために、初めに、各試験番号の熱延鋼板を用いて、溶融めっき鋼板を製造した。具体的には、各試験番号の熱延鋼板に対して、周知の溶融めっき処理を実施して、表４に示す化学組成の溶融亜鉛系めっき層を熱延鋼板の表面に形成した。表５の「めっき鋼板」の「めっき番号」欄に、各試験番号の熱延鋼板上に形成された溶融亜鉛系めっき層のめっき番号を示す。表５の「めっき鋼板」の「めっき番号」欄に示すめっき番号は、表４のめっき番号に相当する。以上の製造工程により、溶融めっき鋼板を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　なお、表４中の数値の左横に並記された元素記号は、含有されている元素を意味する。例えば、めっき番号Ｐ２では、Ｓｎ群の元素として、Ｓｎが質量％で０．３０％含有されていることを意味する。
　製造された各試験番号の溶融めっき鋼板の耐ＬＭＥ性を、次の方法で評価した。
　各試験番号の溶融めっき鋼板から１００ｍｍ×７５ｍｍ×板厚のサンプル鋼板を採取した。サンプル鋼板を用いて図１に示すアーク溶接を実施した。具体的には、直径２０ｍｍ、長さ２５ｍｍの円柱形状のボス部材１を準備した。ボス部材１はＪＩＳ　Ｇ３１０１：２０１５に規定のＳＳ４００に相当する鋼材とした。
　図１に示すとおり、ボス部材１をサンプル鋼板２の中心位置に、ボス部材１の軸方向がサンプル鋼板２の表面の法線方向となるように配置した。配置したボス部材１をアーク溶接によりサンプル鋼板２に溶接した。溶接ワイヤはＪＩＳ　Ｚ３３１２：２００９に規定のＹＧＷ１２とした。アーク溶接では、溶接開始点から溶接ビード３がボス部材１の周囲を平面視において時計回りに１周し、溶接開始点を通過した後もさらにアーク溶接を継続して、溶接ビードの重複領域４を形成するまで溶接を継続した。重複領域４の幅は約１５ｍｍであった。
　アーク溶接時の電流値を１９０Ａ、電圧値を２３Ｖとした。溶接速度を０．３ｍ／分とした。アーク溶接時のシールドガスとして、２０体積％のＣＯ２ガスと、８０体積％のアルゴンガスの混合ガスを用いた。アーク溶接中のシールドガス流量を２０Ｌ／分とした。
　図１に示すアーク溶接を実施する前に、図２に示すように、サンプル鋼板２を拘束板５と予め接合した。拘束板５は、１２０ｍｍ×９５ｍｍ×板厚４ｍｍであり、ＪＩＳ　Ｇ３１０１：２０１５に規定のＳＳ４００に相当する鋼板とした。サンプル鋼板２を拘束板５の表面に配置した。配置したサンプル鋼板２の全周を、拘束板５に溶接した。溶接ワイヤ及び溶接条件はボス部材１をサンプル鋼板２に溶接する場合と同じとした。
　図１のボス部材の溶接を実施する前に、図２に示すとおり、拘束板５に周溶接されたサンプル鋼板２を架台６上に配置して、図示しないクランプでサンプル鋼板２及び拘束板５を架台６に固定した。サンプル鋼板２がクランプにより架台６に固定された後、図１に示すようにボス部材１をアーク溶接によりサンプル鋼板２に溶接した。
　ボス部材１をサンプル鋼板２にアーク溶接した後、図１に示すとおり、ボス部材１の中心軸を通り、かつ、溶接ビード３の重複領域４を通る切断面７でボス部材１、サンプル鋼板２、及び、拘束板５を切断した。そして、切断面７を、光学顕微鏡を用いて１００倍の倍率で観察した。観察では、サンプル鋼板での割れ（溶融金属脆化割れ）の有無を目視で確認した。割れが観察された場合、割れ長さを測定した。測定された割れ長さのうち、最大の割れ長さを特定した。最大の割れ長さが１．０ｍｍ以内であれば、耐ＬＭＥ性に優れると判断した（表５中の「耐ＬＭＥ評価」欄で「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）で表示）。一方、最大の割れ長さが１．０ｍｍを超える場合、耐ＬＭＥ性が低いと判断した（表５中の「耐ＬＭＥ評価」欄で「Ｂ」（Ｂａｄ）で表示）。
　［評価結果］
　表１～表５を参照して、試験番号１～２９の熱延鋼板の化学組成中の各元素含有量は適切であった。さらに、試験番号１～２９の熱延鋼板のベイニティックフェライトの面積率は８５％以上であり、ベイニティックフェライトの結晶粒の平均円相当径は１５μｍ以下であった。さらに、試験番号１～２９の熱延鋼板のＴｉ炭化物の平均円相当径は１０ｎｍ以下であり、転位密度は８．０～１００．０×１０１３／ｍ２であった。そのため、試験番号１～２９の熱延鋼板では、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ以上であった。さらに、降伏比ＹＲが８５％以上であり、優れた剛性を示した。さらに、全伸びＴ．ＥＬは１４．０％以上であり、優れた加工性（延性）を示した。
　一方、試験番号３０では、Ｃ含有量が高すぎた。そのため、熱延鋼板のミクロ組織においてポリゴナルフェライトが生成し、ベイニティックフェライトの面積率が８５％未満となった。さらに、ベイニティックフェライトの平均円相当径が１５μｍを超えた。さらに、熱延鋼板の転位密度が８．０×１０１３／ｍ２未満であった。そのため、降伏比ＹＲが８５％未満となり、十分な剛性が得られなかった。
　試験番号３１では、Ｃ含有量が低すぎた。そのため、熱延鋼板の転位密度が１００．０×１０１３／ｍ２を超えた。そのため、全伸びＴ．ＥＬが１４．０％未満であり、十分な加工性が得られなかった。さらに、熱延鋼板の引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ未満であり、十分な強度が得られなかった。
　試験番号３２では、Ｓｉ含有量が高すぎた。そのため、熱延鋼板のミクロ組織においてポリゴナルフェライトが生成し、ベイニティックフェライトの面積率が８５％未満となった。さらに、ベイニティックフェライトの平均円相当径が１５μｍを超えた。さらに、熱延鋼板の転位密度が８．０×１０１３／ｍ２未満であった。そのため、降伏比ＹＲが８５％未満となり、十分な剛性が得られなかった。
　試験番号３３では、Ｍｎ含有量が高すぎた。そのため、熱延鋼板のミクロ組織においてベイナイトが生成し、ベイニティックフェライトの面積率が８５％未満となった。さらに、熱延鋼板の転位密度が１００．０×１０１３／ｍ２を超えた。そのため、全伸びＴ．ＥＬが１４．０％未満であり、十分な加工性が得られなかった。
　試験番号３４では、Ｔｉ含有量が低すぎた。そのため、熱延鋼板のミクロ組織においてポリゴナルフェライトが生成し、ベイニティックフェライトの面積率が８５％未満となった。さらに、ベイニティックフェライトの平均円相当径が１５μｍを超えた。さらに、熱延鋼板の転位密度が８．０×１０１３／ｍ２未満であった。そのため、ＹＲが８５％未満となり、十分な剛性が得られなかった。
　試験番号３５では、Ｔｉ含有量が高すぎた。そのため、熱延鋼板の転位密度が１００．０×１０１３／ｍ２を超えた。そのため、全伸びＴ．ＥＬが１４．０％未満であり、十分な加工性が得られなかった。
　試験番号３６及び３７では、Ｂ含有量が低すぎた。そのため、熱延鋼板のミクロ組織において、ベイニティックフェライトの面積率が８５％未満であった。さらに、熱延鋼板中のＴｉ炭化物の平均円相当径が１０ｎｍを超えた。さらに、転位密度が８．０×１０１３／ｍ２未満であった。そのため、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ未満となり、十分な強度が得られなかった。さらに、降伏比ＹＲが８５％未満となり、十分な剛性が得られなかった。さらに、十分な耐ＬＭＥ性が得られなかった。
　試験番号３８及び３９では、Ｂ含有量が高すぎた。そのため、熱延鋼板の転位密度が１００．０×１０１３／ｍ２を超えた。そのため、全伸びＴ．ＥＬが１４．０％未満であり、十分な加工性が得られなかった。さらに、十分な耐ＬＭＥ性が得られなかった。
　試験番号４０及び４１では、熱延鋼板の化学組成中の各元素含有量は適切であった。しかしながら、製造工程中の仕上げ圧延温度ＦＴが高すぎた。そのため、熱延鋼板ベイニティックフェライトの結晶粒の平均円相当径が１５μｍを超えた。その結果、降伏比ＹＲが８５％未満となり、十分な剛性が得られなかった。
　試験番号４２及び４３では、熱延鋼板の化学組成中の各元素含有量は適切であった。しかしながら、製造工程の冷却工程中の前段冷却速度ＣＲ１が速すぎた。そのため、熱延鋼板のミクロ組織において、ポリゴナルフェライトが生成し、ベイニティックフェライトの面積率が８５％未満となった。さらに、熱延鋼板の転位密度が８．０×１０１３／ｍ２未満であった。その結果、降伏比ＹＲが８５％未満となり、十分な剛性が得られなかった。
　試験番号４４及び４５では、熱延鋼板の化学組成中の各元素含有量は適切であった。しかしながら、製造工程の冷却工程の切替温度ＳＴが高すぎた。そのため、オーステナイト粒が粗大となり、熱延鋼板のベイニティックフェライトの平均円相当径が１５μｍを超えた。その結果、降伏比ＹＲが８５％未満となり、十分な剛性が得られなかった。
　試験番号４６及び４７では、熱延鋼板の化学組成中の各元素含有量は適切であった。しかしながら、製造工程の冷却工程の切替温度ＳＴが低すぎた。そのため、熱延鋼板のミクロ組織において、ポリゴナルフェライトが生成し、ベイニティックフェライトの面積率が８５％未満となった。さらに、熱延鋼板の転位密度が８．０×１０１３／ｍ２未満であった。その結果、降伏比ＹＲが８５％未満となり、十分な剛性が得られなかった。
　試験番号４８及び４９では、熱延鋼板の化学組成中の各元素含有量は適切であった。しかしながら、製造工程の冷却工程の後段冷却速度ＣＲ２が遅すぎた。そのため、熱延鋼板のミクロ組織においてポリゴナルフェライトが生成し、ベイニティックフェライトの面積率が８５％未満となった。さらに、熱延鋼板の転位密度が８．０×１０１３／ｍ２未満であった。さらに、Ｔｉ炭化物の平均円相当径が１０ｎｍを超えた。そのため、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ未満となり、十分な強度が得られなかった。さらに、降伏比ＹＲが８５％未満となり、十分な剛性が得られなかった。
　試験番号５０及び５１では、熱延鋼板の化学組成中の各元素含有量は適切であった。しかしながら、巻取工程の巻取温度ＣＴが高すぎた。そのため、熱延鋼板のミクロ組織においてポリゴナルフェライトが生成し、ベイニティックフェライトの面積率が８５％未満となった。さらに、Ｔｉ炭化物の平均円相当径が１０ｎｍを超えた。さらに、熱延鋼板の転位密度が８．０×１０１３／ｍ２未満であった。そのため、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ未満であり、十分な強度が得られなかった。さらに、降伏比ＹＲが８５％未満となり、十分な剛性が得られなかった。
　試験番号５２～５４では、熱延鋼板の化学組成中の各元素含有量は適切であった。しかしながら、巻取工程の巻取温度ＣＴが低すぎた。そのため、熱延鋼板のミクロ組織において、ベイナイトが生成した。そのため、ベイニティックフェライトの面積率が８５％未満となり、熱延鋼板の転位密度が１００．０×１０１３／ｍ２を超えた。そのため、全伸びＴ．ＥＬが１４．０％未満であり、十分な加工性が得られなかった。
　以上、本開示の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

Claims (6)

  1. 　熱延鋼板であって、
    　質量％で、
    　Ｃ：０．０４０～０．１２０％、
    　Ｓｉ：０．０１～０．６０％、
    　Ｍｎ：０．５０～１．５０％、
    　Ｐ：０．０２５％以下、
    　Ｓ：０．０１０％以下、
    　Ａｌ：０．０１０～０．０７０％、
    　Ｎ：０．００７０％以下、
    　Ｔｉ：０．０５５～０．２００％、及び、
    　Ｂ：０．００１０～０．００５０％、を含有し、
    　残部はＦｅ及び不純物からなり、
    　ミクロ組織において、ベイニティックフェライトの面積率は８５％以上であり、
    　転位密度は８．０×１０１３～１００．０×１０１３／ｍ２であり、
    　前記熱延鋼板中のＴｉ炭化物の平均円相当径は１０ｎｍ以下であり、
    　前記ベイニティックフェライトの結晶粒の平均円相当径は１５μｍ以下である、
    　熱延鋼板。
  2. 　熱延鋼板であって、
    　質量％で、
    　Ｃ：０．０４０～０．１２０％、
    　Ｓｉ：０．０１～０．６０％、
    　Ｍｎ：０．５０～１．５０％、
    　Ｐ：０．０２５％以下、
    　Ｓ：０．０１０％以下、
    　Ａｌ：０．０１０～０．０７０％、
    　Ｎ：０．００７０％以下、
    　Ｔｉ：０．０５５～０．２００％、及び、
    　Ｂ：０．００１０～０．００５０％、を含有し、
    　さらに、第１群及び第２群からなる群から選択される１種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
    　ミクロ組織において、ベイニティックフェライトの面積率は８５％以上であり、
    　転位密度は８．０×１０１３～１００．０×１０１３／ｍ２であり、
    　前記熱延鋼板中のＴｉ炭化物の平均円相当径は１０ｎｍ以下であり、
    　前記ベイニティックフェライトの結晶粒の平均円相当径は１５μｍ以下である、
    　熱延鋼板。
    　［第１群］
    　Ｎｂ：０．２０％以下、及び、
    　Ｖ：０．２０％以下、からなる群から選択される１種以上
    　［第２群］
    　Ｃｒ：１．０％以下、及び、
    　Ｍｏ：１．０％以下、からなる群から選択される１種以上
  3. 　請求項２に記載の熱延鋼板であって、
    　前記第１群を含有する、
    　熱延鋼板。
  4. 　請求項２に記載の熱延鋼板であって、
    　前記第２群を含有する、
    　熱延鋼板。
  5. 　請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の熱延鋼板と、
    　前記熱延鋼板の表面上に形成されており、質量％でＺｎを６５．００％以上含有する溶融亜鉛系めっき層と、を備える、
    　溶融めっき鋼板。
  6. 　請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の熱延鋼板の製造方法であって、
    　粗圧延機を用いて素材を粗圧延して粗バーを製造する粗圧延工程と、
    　仕上げ圧延機を用いて前記粗バーを仕上げ圧延して鋼板を製造し、仕上げ圧延温度ＦＴを８５０～９５０℃とする仕上げ圧延工程と、
    　仕上げ圧延完了後の前記鋼板を冷却する冷却工程と、
    　冷却工程後の前記鋼板を４７０～６２０℃の巻取温度で巻き取る巻取工程とを備え、
    　前記冷却工程では、
    　前記仕上げ圧延が完了してから３秒以内に、冷却設備を用いた前記鋼板の冷却を開始し、
    　前記冷却設備で冷却を開始してから前記鋼板の温度が切替温度ＳＴに到達するまでの期間を前段冷却期間と定義し、前記切替温度ＳＴから前記鋼板の温度が巻取温度に到達するまでの期間を後段冷却期間と定義したとき、
    　前記前段冷却期間での冷却速度である前段冷却速度ＣＲ１を２５℃／秒未満とし、
    　前記切替温度ＳＴを７３０～８３０℃とし、
    　前記後段冷却期間での冷却速度である後段冷却速度ＣＲ２を２５℃／秒以上とする、
    　熱延鋼板の製造方法。
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