WO2025229986A1 - 熱延鋼板、及び、溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

熱延鋼板、及び、溶融亜鉛めっき鋼板

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WO2025229986A1
WO2025229986A1 PCT/JP2025/016351 JP2025016351W WO2025229986A1 WO 2025229986 A1 WO2025229986 A1 WO 2025229986A1 JP 2025016351 W JP2025016351 W JP 2025016351W WO 2025229986 A1 WO2025229986 A1 WO 2025229986A1
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WO
WIPO (PCT)
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hot
steel sheet
rolled steel
dip galvanized
content
Prior art date
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Pending
Application number
PCT/JP2025/016351
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English (en)
French (fr)
Inventor
健太郎 平田
和夫 匹田
誠 秋月
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
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Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
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Pending legal-status Critical Current
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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
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • C22C18/04—Alloys based on zinc with aluminium as the next major constituent
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron

Definitions

  • This disclosure relates to a hot-rolled steel sheet and a hot-dip galvanized steel sheet having a hot-dip galvanized layer formed on the surface of the hot-rolled steel sheet.
  • Hot-rolled steel sheets are widely used in automobiles, electrical machinery, building materials, construction machinery, etc. Hot-rolled steel sheets used for these applications may have a hot-dip galvanized layer formed on the surface to improve corrosion resistance.
  • hot-rolled steel sheets with a hot-dip galvanized layer formed on them will also be referred to as hot-dip galvanized steel sheets.
  • Hot-dip galvanized steel sheets may be welded to other steel components. During welding, part of the hot-dip galvanized coating melts. At this time, the molten metal (zinc) may penetrate the grain boundaries in the surface layer of the hot-rolled steel sheet, causing cracks. This type of crack is called liquid metal embrittlement (LME: Liquid Metal Embrittlement).
  • LME Liquid Metal Embrittlement
  • Hot-rolled steel sheets are required to have the ability to suppress the occurrence of LME when a hot-dip galvanized layer is formed on the surface of the hot-rolled steel sheet (hereinafter, this property will be referred to as LME resistance).
  • Patent Document 1 proposes a hot-dip Zn-Al-Mg-plated steel sheet with excellent LME resistance.
  • the hot-dip Zn-Al-Mg-plated steel sheet disclosed in Patent Document 1 includes a base steel sheet and a hot-dip Zn-Al-Mg-plated alloy layer.
  • the base steel sheet has a chemical composition containing, by mass%, 0.01 to 0.08% C, 0.8% or less Si, 0.5 to 1.8% Mn, 0.05% or less P, 0.005% or less S, 0.001 to 0.005% N, 0.02 to 0.2% Ti, 0.0005 to 0.010% B, and 0.005 to 0.1% Al, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • the base steel sheet further has a dislocation density of 1.8 ⁇ 10 14 /m 2 to 5.7 ⁇ 10 14 /m 2.
  • the base steel sheet has a single phase of either bainitic ferrite or ferrite, or a phase containing bainitic ferrite and ferrite, as a main phase, and the area ratio of a hard second phase and cementite is 3% or less.
  • the base steel sheet further has dispersed precipitates of carbides containing Ti having an average particle size of 20 nm or less.
  • Patent Document 1 states that the hot-dip Zn-Al-Mg-plated steel sheet has the above-mentioned chemical composition and microstructure, thereby achieving excellent LME resistance.
  • the hot-rolled steel sheet disclosed in Patent Document 1 has excellent LME resistance. However, excellent LME resistance may be obtained by means other than that of the hot-rolled steel sheet disclosed in Patent Document 1.
  • the purpose of this disclosure is to provide hot-rolled steel sheets and hot-dip galvanized steel sheets that exhibit excellent LME resistance.
  • the hot-rolled steel sheet of the present disclosure contains, by mass%, 0.030 to 0.110% C, 0.01 to 0.50% Si, 0.50 to 1.50% Mn, 0.025% or less P, 0.010% or less S, 0.010 to 0.070% Al, 0.0070% or less N, 0.055 to 0.200% Ti, 0.020 to 0.100% W, 0.0010 to 0.0050% B, 0 to 0.150% Nb, 0 to 0.20% V, and 0 to 1.00% Cr, with the balance being Fe and impurities.
  • the area fraction of bainitic ferrite is 85% or more.
  • the total length of prior austenite grain boundaries where BO 2 ⁇ is detected by time-of-flight secondary ion mass spectrometry is 0.80 to 5.00 mm per 100 ⁇ m x 100 ⁇ m, and the degree of B segregation at the prior austenite grain boundaries is 80 or more.
  • the hot-dip galvanized steel sheet disclosed herein comprises the above-mentioned hot-rolled steel sheet and a hot-dip galvanized layer formed on the surface of the above-mentioned hot-rolled steel sheet and containing 65.00% or more Zn by mass.
  • the hot-rolled steel sheet and hot-dip galvanized steel sheet disclosed herein exhibit excellent LME resistance.
  • the method for manufacturing hot-rolled steel sheet disclosed herein can produce the above-mentioned hot-rolled steel sheet.
  • FIG. 1 is a schematic diagram for explaining line analysis by time-of-flight secondary ion mass spectrometry.
  • FIG. 2 is a schematic diagram of the distribution of B detection intensity obtained by line analysis.
  • FIG. 3 is a schematic diagram of an LME resistance evaluation test in the examples.
  • FIG. 4 is a cross-sectional side view of the LME resistance evaluation test shown in FIG.
  • Hot-rolled steel sheets suitable for applications such as automobiles, electrical equipment, building materials, and construction machinery require a certain level of strength. Therefore, the inventors conducted research into the chemical composition of hot-rolled steel sheets suitable for these applications. As a result, they concluded that sufficient strength could be achieved if the chemical composition contained, by mass, the following: C: 0.030-0.110%, Si: 0.01-0.50%, Mn: 0.50-1.50%, P: 0.025% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.010-0.070%, N: 0.0070% or less, Ti: 0.055-0.200%, Nb: 0-0.150%, V: 0-0.20%, and Cr: 0-1.00%, with the balance consisting of Fe and impurities, and if the area fraction of bainitic ferrite was 85% or more.
  • the inventors therefore further investigated means of improving the LME resistance of hot-rolled steel sheets having the above-mentioned chemical composition and microstructure.
  • LME occurs when molten metal (zinc) penetrates the grain boundaries in the surface layer of the steel sheet. Therefore, the inventors considered adding 0.0010 to 0.0050% B to the above-mentioned chemical composition. B segregates at the grain boundaries and strengthens them. This may result in improved LME resistance.
  • the inventors further investigated means for increasing the length of prior austenite grain boundaries where B is segregated. As a result, they discovered that by further adding 0.020 to 0.100% W to the above chemical composition, it is possible to increase the total length of prior austenite grain boundaries where B segregation is high.
  • the hot-rolled steel sheet of this embodiment which was completed based on the above findings, the hot-dip galvanized steel sheet using this hot-rolled steel sheet, and the method for manufacturing the hot-rolled steel sheet, have the following configurations.
  • the hot-rolled steel sheet of this embodiment contains, by mass%, C: 0.030 to 0.110%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.50 to 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%, W: 0.020 to 0.100%, B: 0.0010 to 0.0050%, Nb: 0 to 0.150%, V: 0 to 0.20%, and Cr: 0 to 1.00%, with the balance being Fe and impurities.
  • the area fraction of bainitic ferrite is 85% or more.
  • the total length of prior austenite grain boundaries where BO 2 ⁇ is detected by time-of-flight secondary ion mass spectrometry is 0.80 to 5.00 mm per 100 ⁇ m x 100 ⁇ m, and the degree of B segregation at the prior austenite grain boundaries is 80 or more.
  • the hot-rolled steel sheet of this embodiment may further contain, by mass%, one or more elements selected from the group consisting of Nb: 0.001-0.150%, V: 0.01-0.20%, and Cr: 0.01-1.00%.
  • the hot-dip galvanized steel sheet of this embodiment comprises the hot-rolled steel sheet of this embodiment and a hot-dip galvanized layer formed on the surface of the hot-rolled steel sheet and containing 65.00% or more Zn by mass.
  • the hot-rolled steel sheet of this embodiment satisfies the following features 1 to 4.
  • the chemical composition, in mass%, is C: 0.030 to 0.110%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.50 to 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%, W: 0.020 to 0.100%, B: 0.0010 to 0.0050%, Nb: 0 to 0.150%, V: 0 to 0.20%, and Cr: 0 to 1.00%, with the remainder consisting of Fe and impurities.
  • the area ratio of bainitic ferrite is 85% or more.
  • the total length of prior austenite grain boundaries at which BO 2 ⁇ is detected by time-of-flight secondary ion mass spectrometry is 0.80 to 5.00 mm per 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m.
  • the degree of B segregation at prior austenite grain boundaries where BO 2 ⁇ is detected by time-of-flight secondary ion mass spectrometry is 80 or more.
  • C 0.030-0.110% Carbon (C) combines with Ti to form Ti carbide, which increases the strength of the hot-rolled steel sheet through precipitation strengthening. Furthermore, C facilitates the formation of bainitic ferrite when the Ti content in the chemical composition is 0.055 to 0.200%. If the C content is less than 0.030%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment. On the other hand, if the C content exceeds 0.110%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, bainite is excessively generated in the microstructure, and the area ratio of bainitic ferrite is excessively reduced, thereby deteriorating the workability of the hot-rolled steel sheet.
  • the C content is 0.030 to 0.110%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.032%, more preferably 0.034%, even more preferably 0.035%, and still more preferably 0.036%.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.105%, more preferably 0.100%, even more preferably 0.095%, and still more preferably 0.090%.
  • Si deoxidizes steel. Si also increases the strength of hot-rolled steel sheets through solid solution strengthening. If the Si content is less than 0.01%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment. On the other hand, if the Si content exceeds 0.50%, polygonal ferrite is likely to form in the hot-rolled steel sheet even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment. As a result, the area ratio of bainitic ferrite in the hot-rolled steel sheet decreases. In this case, the strength of the hot-rolled steel sheet decreases. Therefore, the Si content is 0.01 to 0.50%.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.02%, more preferably 0.03%, and even more preferably 0.04%.
  • the upper limit of the Si content is preferably 0.45%, more preferably 0.40%, even more preferably 0.35%, and still more preferably 0.33%.
  • Mn 0.50-1.50%
  • Mn Manganese
  • the Mn content is 0.50 to 1.50%.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 0.55%, more preferably 0.60%, even more preferably 0.65%, even more preferably 0.70%, even more preferably 0.75%, and even more preferably 0.80%.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 1.45%, more preferably 1.40%, even more preferably 1.35%, even more preferably 1.30%, and still more preferably 1.20%.
  • Phosphorus (P) segregates at grain boundaries and reduces the cold workability of the hot-rolled steel sheet. P also reduces the weldability of the hot-rolled steel sheet. If the P content exceeds 0.025%, the cold workability and weldability of the hot-rolled steel sheet will be significantly reduced even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment. Therefore, the P content is 0.025% or less.
  • the P content is preferably as low as possible. However, excessive reduction in the P content reduces productivity and increases production costs.
  • the lower limit of the P content is preferably more than 0%, more preferably 0.001%, even more preferably 0.002%, even more preferably 0.003%, even more preferably 0.005%, even more preferably 0.010%, and even more preferably 0.015%.
  • the upper limit of the P content is preferably 0.023%, more preferably 0.022%, and even more preferably 0.020%.
  • S 0.010% or less Sulfur (S) segregates at grain boundaries and reduces the cold workability of the hot-rolled steel sheet. If the S content exceeds 0.010%, the cold workability of the hot-rolled steel sheet will be significantly reduced even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment. Therefore, the S content is 0.010% or less.
  • the S content is preferably as low as possible. However, excessive reduction in the S content reduces productivity and increases production costs. Therefore, in consideration of industrial production, the lower limit of the S content is preferably more than 0%, more preferably 0.001%, even more preferably 0.002%, and still more preferably 0.003%.
  • the upper limit of the S content is preferably 0.009%, more preferably 0.008%, and even more preferably 0.007%.
  • Al 0.010-0.070%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel. Furthermore, Al combines with N to form Al nitrides, which inhibit B from combining with N. If the Al content is less than 0.010%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment. On the other hand, if the Al content exceeds 0.070%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, excessive coarse Al nitrides are formed, which deteriorates the cold workability of the hot-rolled steel sheet. Therefore, the Al content is 0.010 to 0.070%.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.012%, more preferably 0.014%, even more preferably 0.016%, even more preferably 0.020%, and still more preferably 0.025%.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.065%, more preferably 0.060%, and even more preferably 0.055%.
  • N 0.0070% or less Nitrogen (N) combines with B to form BN, reducing the amount of dissolved B in the hot-rolled steel sheet. N also combines with Ti to form TiN, inhibiting the formation of Ti carbides. If the N content exceeds 0.0070%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, excessive BN and TiN are produced. As a result, the LME resistance of the hot-rolled steel sheet is reduced. Furthermore, the strength of the hot-rolled steel sheet is also reduced. Therefore, the N content is 0.0070% or less. The N content is preferably as low as possible. However, excessive reduction in the N content reduces productivity and increases manufacturing costs.
  • the lower limit of the N content is preferably more than 0%, more preferably 0.0001%, even more preferably 0.0005%, even more preferably 0.0010%, even more preferably 0.0015%, and even more preferably 0.0020%.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.0060%, more preferably 0.0050%, and even more preferably 0.0040%.
  • Titanium (Ti) combines with C to form Ti carbide.
  • Ti carbide increases the strength of the hot-rolled steel sheet through precipitation strengthening. Furthermore, the formation of Ti carbide adjusts the amount of dissolved C in the steel sheet. Therefore, bainitic ferrite is more likely to form in the hot-rolled steel sheet. If the Ti content is less than 0.055%, polygonal ferrite is more likely to form even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment. Therefore, the area ratio of bainitic ferrite in the hot-rolled steel sheet decreases. In this case, the strength of the hot-rolled steel sheet decreases.
  • the Ti content is 0.055 to 0.200%.
  • the lower limit of the Ti content is preferably 0.060%, more preferably 0.065%, even more preferably 0.070%, even more preferably 0.075%, even more preferably 0.080%, and even more preferably 0.085%.
  • the upper limit of the Ti content is preferably 0.190%, more preferably 0.180%, and even more preferably 0.170%.
  • W 0.020 ⁇ 0.100% Tungsten (W) promotes the segregation of B to grain boundaries. This increases the degree of B segregation at prior austenite grain boundaries, improving the LME resistance of the hot-rolled steel sheet. If the W content is less than 0.020%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment. On the other hand, if the W content exceeds 0.100%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, the cold workability and weldability will be deteriorated. If the W content exceeds 0.100%, the manufacturing cost will further increase. Therefore, the W content is 0.020 to 0.100%.
  • the lower limit of the W content is preferably 0.025%, more preferably 0.030%, even more preferably 0.035%, even more preferably 0.040%, and still more preferably 0.045%.
  • the upper limit of the W content is preferably 0.095%, more preferably 0.090%, and still more preferably 0.085%.
  • B 0.0010-0.0050% Boron (B) dissolves in the hot-rolled steel sheet and segregates at the prior austenite grain boundaries.
  • the segregated B increases the grain boundary strength. Therefore, B increases the LME resistance of the hot-rolled steel sheet.
  • B also increases the hardenability of the steel. If the B content is less than 0.0010%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment. If the B content is less than 0.0010%, the austenite-to-ferrite transformation start temperature also increases. In this case, the precipitation start temperature of Ti carbides also increases. Therefore, the Ti carbides become coarse. As a result, the strength of the hot-rolled steel sheet decreases.
  • the B content exceeds 0.0050%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, the hardenability becomes excessively high. In this case, bainite is more likely to be formed, and the area ratio of bainitic ferrite decreases. As a result, the workability of the steel sheet decreases. If the B content exceeds 0.0050%, Fe23CB6 also precipitates at the prior austenite grain boundaries. In this case, the grain boundary strength of the prior austenite grains decreases. As a result, the LME resistance decreases. Therefore, the B content is 0.0010 to 0.0050%.
  • the lower limit of the B content is preferably 0.0012%, more preferably 0.0015%, even more preferably 0.0020%, and still more preferably 0.0025%.
  • the upper limit of the B content is preferably 0.0045%, more preferably 0.0043%, even more preferably 0.0041%, even more preferably 0.0040%, and still more preferably 0.0035%.
  • the remainder of the chemical composition of the hot-rolled steel sheet of this embodiment contains Fe and impurities.
  • impurities refer to substances that are mixed in from raw materials such as ore or scrap, or the manufacturing environment, when industrially manufacturing hot-rolled steel sheet, and are acceptable to the extent that they do not adversely affect the hot-rolled steel sheet of this embodiment.
  • the remainder of the chemical composition of the hot-rolled steel sheet of this embodiment consists of Fe and impurities.
  • the impurities are, for example, one or more selected from the group consisting of O: 0-0.01%, Mo: 0-0.10%, Cu: 0-0.50%, Ni: 0-0.30%, Co: 0-0.10%, Zr: 0-0.05%, Sn: 0-0.10%, Sb: 0-0.10%, Hf: 0-0.02%, Sc: 0-0.02%, Te: 0-0.01%, Sr: 0-0.02%, Bi: 0-0.10%, Ta: 0-0.02%, Zn: 0-0.02%, and rare earth elements (REM): 0-0.01%.
  • the total content of these impurities is, for example, 0-1.00%.
  • the chemical composition of the heat-rolled steel sheet of this embodiment may further contain, in place of a portion of Fe, one or more elements selected from the group consisting of Nb: 0 to 0.150%, V: 0 to 0.20%, and Cr: 0 to 1.00%. All of these elements are optional elements.
  • Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained, that is, the Nb content may be 0%.
  • Nb When Nb is contained, that is, when the Nb content exceeds 0%, Nb forms Nb precipitates (Nb carbides or Nb carbonitrides) and increases the grain boundary length of prior austenite grains. Nb also promotes the segregation of B to prior austenite grain boundaries. This increases the degree of B segregation at prior austenite grain boundaries. As a result, the LME resistance of the heat-rolled steel sheet is improved. Nb precipitates also increase the strength of the heat-rolled steel sheet through precipitation strengthening. Even if even a small amount of Nb is contained, the above effects can be obtained to some extent.
  • the Nb content is 0 to 0.150%.
  • the lower limit of the Nb content is preferably 0.001%, more preferably 0.010%, even more preferably 0.030%, even more preferably 0.035%, even more preferably 0.040%, and even more preferably 0.045%.
  • the upper limit of the Nb content is preferably 0.145%, more preferably 0.140%, even more preferably 0.135%, even more preferably 0.130%, even more preferably 0.125%, and even more preferably 0.120%.
  • V 0 to 0.20%
  • Vanadium (V) is an optional element and may not be contained, that is, the V content may be 0%.
  • V When V is contained, that is, when the V content exceeds 0%, V combines with C to form V carbide.
  • V carbide increases the strength of the hot-rolled steel sheet through precipitation strengthening. Even if even a small amount of V is contained, the above effect can be obtained to some extent.
  • the V content exceeds 0.20%, V carbides are formed in excess, and in this case, the cold workability of the hot-rolled steel sheet is reduced even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment. Therefore, the V content is 0 to 0.20%, and if V is contained, the V content is 0.20% or less.
  • the lower limit of the V content is preferably 0.01%, more preferably 0.05%, and even more preferably 0.08%.
  • the upper limit of the V content is preferably 0.18%, more preferably 0.16%, even more preferably 0.14%, and still more preferably 0.12%.
  • 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 exceeds 0%, Cr segregates at the prior austenite grain boundaries, thereby improving the LME resistance of the hot-rolled steel sheet. Even if even a small amount of Cr is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Cr content exceeds 1.00%, the cold workability of the hot-rolled steel sheet will be reduced even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment. Therefore, the Cr content is 0 to 1.00%, and if Cr is contained, the Cr content is 1.00% or less.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 0.01%, more preferably 0.05%, even more preferably 0.10%, even more preferably 0.20%, and still more preferably 0.30%.
  • the upper limit of the Cr content is preferably 0.90%, more preferably 0.80%, even more preferably 0.70%, even more preferably 0.60%, even more preferably 0.55%, even more preferably 0.50%, even more preferably 0.45%, and even more preferably 0.40%.
  • the chemical composition of the hot-rolled steel sheet of this embodiment can be measured by a well-known elemental analysis method in accordance with 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 determined by a well-known high-frequency combustion method (combustion-infrared absorption method). The N content is determined using a well-known inert gas fusion-thermal conductivity method.
  • ICP-MAS Inductively Coupled Plasma Mass Spectrometry
  • each element is determined by rounding off the measured value to the nearest significant digit based on the significant digits specified in this embodiment.
  • the C content of the steel material in this embodiment is determined to be a value up to three decimal places. Therefore, the C content is determined to be a value up to three decimal places obtained by rounding off the measured value to the fourth decimal place.
  • the contents of other elements other than the C content of the steel material of this embodiment are also determined by rounding off the measured value to the smallest digit specified in this embodiment, and this 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 area ratio of bainitic ferrite is 85% or more.
  • the microstructure of the hot-rolled steel sheet of this embodiment may be a single phase of bainitic ferrite.
  • the other structures are, for example, one or more types selected from the group consisting of polygonal ferrite, bainite, and cementite.
  • Bainitic ferrite can be distinguished from polygonal ferrite and bainite in the following ways:
  • Bainitic ferrite is an aggregate of grains with slightly different crystal orientations. Therefore, differences in contrast can be observed within the grains.
  • polygonal ferrite is a structure with almost no crystal orientation difference within the grains. Therefore, the grains are observed with uniform contrast. Therefore, bainitic ferrite can be distinguished from polygonal ferrite based on the contrast caused by the crystal orientation difference.
  • bainitic ferrite The crystal structure of 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 the crystal structure. Furthermore, it is difficult to distinguish bainitic ferrite from bainite based on the crystal orientation. However, bainitic ferrite can be distinguished from bainite based on the presence or absence of Fe carbides within the grains and at the grain boundaries.
  • Fe carbides refer to carbides containing Fe, such as cementite.
  • bainitic ferrite iron carbides are not present within the grains or at the grain boundaries.
  • in bainite iron carbides are present within the laths and/or at the lath boundaries. Therefore, bainitic ferrite can be distinguished from bainite based on the presence or absence of iron carbides within the grains and at the grain boundaries.
  • the preferred lower limit of the area ratio of bainitic ferrite is 88%, more preferably 90%, even more preferably 92%, even more preferably 94%, and even more preferably 96%.
  • the area ratio of bainitic ferrite may be 100%.
  • the area ratio of bainitic ferrite can be determined by the following method.
  • the microstructure is observed using a field emission scanning electron microscope (FE-SEM).
  • the microstructure is observed using an electron channeling contrast image (ECCI).
  • Electron backscatter diffraction (EBSD) is used to measure the crystal orientation.
  • the test piece is taken from the centre of the width of the hot-rolled steel plate.
  • the measurement position is a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface of the test piece in the plate thickness direction of the hot-rolled steel plate, and the measurement range is 100 ⁇ m x 100 ⁇ m.
  • the measurement range is a longitudinal cross section including the L direction (longitudinal direction of the hot-rolled steel plate) and the T direction (thickness direction of the hot-rolled steel plate).
  • the measurement range is divided into regular hexagonal pixel units.
  • the distance between the centres of adjacent pixels (EBSD measurement interval) is 0.1 ⁇ m.
  • the measurement point is the centre position of a pixel that contains the entire regular hexagonal pixel within the measurement range. In other words, pixels with part outside the observation field of view are excluded from the measurement target.
  • the reliability index (CI value) must be 0.1 or greater.
  • the measurement data is analyzed using EBSD analysis software in the following procedure to identify and quantify polygonal ferrite and bainitic ferrite.
  • Step 1 A region surrounded by grain boundaries with a crystal orientation difference of 15° or more is defined as one crystal grain. If the circle-equivalent diameter of a region surrounded by grain boundaries with a crystal orientation difference of 15° or more is 1.0 ⁇ m or less, the region is determined to be measurement noise and is not recognized as a crystal grain. In other words, regions determined to be measurement noise are excluded from the scope of the analysis.
  • GAM value The average value of the crystal orientation misorientation within each crystal grain. Crystal grains with a GAM value of 0.5° or less are defined as polygonal ferrite. Crystal grains with a GAM value of more than 0.5° are defined as bainitic ferrite.
  • the identified bainitic ferrite is quantified.
  • the area ratio (%) of bainitic ferrite is then calculated based on the area of the quantified bainitic ferrite and the total area of the measurement range (100 ⁇ m x 100 ⁇ m). Note that areas determined to be measurement noise are excluded from the total area of the measurement range.
  • the EBSD analysis program used to determine the GAM value can be a well-known program.
  • OIM Data Collection/Analysis 6.2.0 from TSL Solutions, Inc. can be used.
  • the total length of prior austenite grain boundaries in the surface layer region where BO 2 - is detected by time-of-flight secondary ion mass spectrometry is 0.80 to 5.00 mm per 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m.
  • the total length of prior austenite grain boundaries in which BO 2 - is detected by time-of-flight secondary ion mass spectrometry per 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m is referred to as the "grain boundary length GL" (mm).
  • the grain boundary length GL is too short, the grain boundary region where B segregates will be small. In this case, B segregation will not be able to contribute sufficiently to suppressing LME cracking. As a result, the LME resistance of the hot-rolled steel sheet will decrease. If the grain boundary length GL is 0.80 mm or more, the grain boundary length will be sufficiently long. In this case, there will be a sufficiently large number of grain boundary regions in which B segregation occurs within the surface layer region of the hot-rolled steel sheet. As a result, the LME resistance of the hot-rolled steel sheet will be improved.
  • the lower limit of the grain boundary length GL is preferably 0.90 mm, more preferably 0.95 mm, even more preferably 1.00 mm, even more preferably 1.01 mm, and even more preferably 1.05 mm.
  • the upper limit of the grain boundary length GL is not particularly limited. However, if the grain boundary length GL is made excessively long, the manufacturing cost will increase significantly. Therefore, in consideration of industrial production, the upper limit of the grain boundary length GL is preferably 5.00 mm, more preferably 4.95 mm, even more preferably 4.90 mm, even more preferably 4.50 mm, even more preferably 4.00 mm, even more preferably 3.50 mm, and even more preferably 3.00 mm.
  • the grain boundary length GL of the prior austenite grains per 1 ⁇ m 2 of the surface layer is determined by the following method.
  • test pieces are taken from the hot-rolled steel sheet, with the cross section parallel to the rolling direction and thickness direction as the observation surface.
  • the size of the observation surface is, for example, 10 mm in the rolling direction ⁇ thickness.
  • the observation surface of each test piece is mirror-polished with diamond paste, and then chemically polished with colloidal silica liquid to remove any altered layer introduced during mirror polishing.
  • the B segregation at the prior austenite grain boundaries is measured by time-of-flight secondary ion mass spectrometry (TOF-SIMS).
  • TOF-SIMS time-of-flight secondary ion mass spectrometry
  • the observation field is sputtered with a Cs (cesium) ion beam to remove dirt and impurities such as oxides from the observation field.
  • the observation field is irradiated with primary ions from the primary ion source of the TOF-SIMS device to sputter the observation field.
  • Bi 1+ is used as the primary ion.
  • the primary ion beam diameter is 0.1 ⁇ m
  • the acceleration voltage is 30 keV
  • the current value is 2 pA.
  • the B distribution map is a map that shows the positions where BO 2 ⁇ ions are detected.
  • Bainitic ferrite grain boundaries, polygonal ferrite grain boundaries, and bainite grain boundaries are identified in the created B distribution map.
  • grain boundaries other than bainitic ferrite grain boundaries, polygonal ferrite grain boundaries, and bainite grain boundaries are designated as prior austenite grain boundaries.
  • the total length of grain boundary portions where BO 2 - with an intensity of 40 counts or more is detected is determined using well-known image processing.
  • the total length of the obtained grain boundaries is designated as the grain boundary length GL (mm).
  • the grain boundary length GL is designated as the value obtained by rounding off the two decimal places.
  • the TOF-SIMS device used is, for example, a TOF-SIMS.5 manufactured by IONTOF.
  • the degree of B segregation at prior austenite grain boundaries where BO 2 - is detected by time-of-flight secondary ion mass spectrometry in the surface layer region is 80 or more. If the degree of B segregation at the prior austenite grain boundaries is high, the prior austenite grain boundaries are strengthened, and therefore, the propagation of LME cracking along the grain boundaries can be suppressed. When the degree of B segregation at the prior austenite grain boundary is 80 or more, a grain boundary length GL with a high degree of B segregation is formed. Therefore, the propagation of LME cracking along the prior austenite grain boundary can be significantly suppressed. As a result, the LME resistance of the hot-rolled steel sheet is significantly improved.
  • the lower limit of the degree of B segregation is preferably 82, more preferably 84, even more preferably 85, even more preferably 90, and even more preferably 92.
  • the upper limit of the degree of B segregation at the prior austenite grain boundary is, for example, 160, 150, 140, 130, or 120.
  • the degree of B segregation at the prior austenite grain boundary is determined by the following method.
  • Prior austenite grain boundaries where BO 2 - is detected in the observation field are identified by the method described above in [Method for measuring grain boundary length GL]. Line analysis across the identified grain boundaries is carried out at any five points as follows.
  • FIG. 1 is a schematic diagram for explaining line analysis.
  • a primary ion beam is scanned by TOF-SIMS in a direction approximately perpendicular to the prior austenite grain boundary AG where BO 2 - is detected in the observation field, and the B intensity is detected.
  • Bi 1 + is used as the primary ion.
  • the primary ion beam diameter is 0.1 ⁇ m.
  • the length L1 of the line segment SE used for line analysis is 15 ⁇ m, and the measurement pitch is 0.2 ⁇ m.
  • the line segment SE intersects only one grain boundary AG, and does not intersect multiple grain boundaries AG.
  • the line analysis is performed so that the grain boundary AG is located approximately at the center of the length L1 of the line segment SE.
  • the line analysis provides a distribution of B detection intensity on the line segment SE.
  • FIG. 2 is a schematic diagram of the B detection intensity distribution along the line segment SE.
  • the vertical axis in FIG. 2 represents the B detection intensity, and the horizontal axis represents the distance along the line segment SE.
  • the maximum value of the detection intensity in the obtained B detection intensity distribution BC is defined as the B detection intensity Bp at the prior austenite grain boundary AG where BO 2 - is detected.
  • the arithmetic mean value of all the B detection intensities measured at 0.2 ⁇ m intervals within a range L10 of 0.15 ⁇ L1 from the end point EL of the line segment SE and all the B detection intensities measured at 0.2 ⁇ m intervals within a range R10 of 0.15 ⁇ L1 from the end point ER of the line segment SE is defined as the average B detection intensity Bave within the prior austenite grains surrounded by the grain boundary AG where BO 2 - is detected.
  • the degree of B segregation is calculated based on the formula (A) using the obtained B detection intensity B p at the grain boundary AG and the average B detection intensity B ave in the prior austenite grains.
  • B segregation rate B p / B ave ⁇ B content (ppm) in the chemical composition of the hot-rolled steel sheet (A)
  • the arithmetic average value of the degree of B segregation obtained from the line analysis at five locations is taken as the degree of B segregation at the prior austenite grain boundaries in the surface region.
  • the obtained degree of B segregation is taken as an integer value obtained by rounding off the value to one decimal place.
  • the hot-rolled steel sheet of this embodiment satisfies Features 1 to 4. Therefore, the tensile strength of the hot-rolled steel sheet of this embodiment is 590 MPa or more. Therefore, the hot-rolled steel sheet of this embodiment can achieve both high strength and excellent LME resistance.
  • the preferred lower limit of the tensile strength of the hot-rolled steel sheet is 595 MPa, more preferably 600 MPa, even more preferably 605 MPa, even more preferably 610 MPa, even more preferably 620 MPa, and even more preferably 650 MPa.
  • the tensile strength, total elongation, and yield ratio of the hot-rolled steel sheet can be determined by a tensile test in accordance with JIS Z2241:2022.
  • a plate-shaped tensile test specimen equivalent to the JIS No. 5 test specimen specified in JIS Z2241:2022 is taken from the hot-rolled steel plate.
  • the longitudinal direction of the test specimen is perpendicular to the rolling direction of the hot-rolled steel plate.
  • a tensile test is conducted in air at room temperature in accordance with JIS Z2241:2022 to determine the tensile strength TS (MPa).
  • the hot-rolled steel sheet of this embodiment preferably further has excellent hole expandability (burring property) in addition to the above-mentioned excellent strength.
  • burring property hole expandability
  • the hot-rolled steel sheet is used for applications such as automobiles, electrical machinery, building materials, and construction machinery, it may be subjected to various processes such as press working and stretch flange working. When such processes are performed, it is preferable that the hot-rolled steel sheet has high burring property.
  • the hot-rolled steel sheet of this embodiment has an excellent balance of strength and burring property.
  • the strength-burring property balance SB defined by the following formula using the tensile strength TS (MPa) and the hole expansion ratio ⁇ (%), is preferably 40,000 (MPa ⁇ %) or more.
  • SB TS ⁇ ⁇
  • the strength/burring resistance balance SB can be determined by the following method.
  • a test piece measuring 70 mm x 70 mm x thickness is taken from the hot-rolled steel plate.
  • a punched hole is formed in the center of the test piece using a first punch and a die.
  • the diameter D0 of the first punch is 10.0 mm.
  • a die with a clearance of 12% of the thickness of the test piece is used.
  • the punched hole is circular, and is formed so that the center position of the punched hole is the center position of the surface of the 70 mm x 70 mm of the test piece.
  • a second punch with a 60° apex angle is pressed into the punched hole from the side opposite the burr formed on the edge of the punched hole to enlarge the punched hole.
  • the moving speed of the second punch is 10 mm/min.
  • the second punch is stopped when the punched hole enlarges and a crack penetrates through the plate thickness direction.
  • the inner diameter Db (mm) of the punched hole is measured.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet of this embodiment is not particularly limited.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet of this embodiment is, for example, 1.6 to 8.0 mm.
  • the preferred lower limit of the thickness of the hot-rolled steel sheet of this embodiment is 1.8 mm, and more preferably 2.0 mm.
  • the preferred upper limit of the thickness of the hot-rolled steel sheet of this embodiment is 7.8 mm, and more preferably 7.6 mm.
  • the hot-dip galvanized steel sheet of this embodiment includes the hot-rolled steel sheet of this embodiment described above and a hot-dip galvanized coating layer containing mainly Zn.
  • the hot-dip galvanized coating layer is formed on the surface of the hot-rolled steel sheet.
  • the hot-dip galvanized coating layer has a well-known configuration. The hot-dip galvanized coating layer will be described below.
  • the hot-dip galvanized layer mainly contains Zn. Specifically, the hot-dip galvanized layer contains 65.00% or more Zn by mass.
  • the hot-dip galvanized layer may be a layer made of so-called hot-dip galvanized (GI).
  • the hot-dip galvanized layer contains 1.00% or less elements other than Zn by mass, with the remainder being Zn.
  • the hot-dip galvanized layer may have a chemical composition other than that of hot-dip galvanized (GI).
  • GI hot-dip galvanized
  • the lower limit of the Zn content of the hot-dip galvanized layer is preferably 70.00%, and 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 known range.
  • the chemical composition of the hot-dip galvanized layer may contain, for example, 65.00% or more of Zn and 0.05 to 35.00% of Al, in mass %.
  • the hot-dip galvanized layer may contain impurities.
  • impurities refer to substances mixed in from raw materials when hot-dip galvanizing is performed.
  • the preferred lower limit of the Al content is 0.08%, more preferably 0.10%, and even more preferably 0.15%.
  • the preferred upper limit of the Al content is 33.00%, more preferably 30.00%, even more preferably 28.00%, even more preferably 25.00%, even more preferably 23.00%, and even more preferably 21.00%.
  • the chemical composition of the hot-dip galvanized layer according to this embodiment may further contain, in place of a portion of Zn, one or more elements selected from the following Groups 1 to 7. It is well known that these optional elements can be contained in a hot-dip galvanized layer.
  • the "%" in the content of each optional element below means % by mass.
  • Mg is an easily oxidizable element and enhances the corrosion resistance of the hot-dip galvanized layer by sacrificial corrosion protection.
  • the hot-dip galvanized layer contains Mg, tin (Sn), bismuth (Bi), and indium (In) form intermetallic compounds with Mg, thereby improving the corrosion resistance of the hot-dip galvanized steel sheet.
  • Calcium (Ca), yttrium (Y), lanthanum (La), and selenium (Ce) form intermetallic compounds with Al and Zn in the hot-dip galvanized layer, thereby improving the corrosion resistance of the hot-dip galvanized steel sheet.
  • Silicon (Si) increases the corrosion resistance of the hot-dip galvanized steel sheet.
  • Chromium (Cr), titanium (Ti), nickel (Ni), cobalt (Co), vanadium (V), niobium (Nb), copper (Cu) and manganese (Mn) improve the appearance quality of the hot-dip galvanized steel sheet.
  • Iron (Fe) increases the hardness of the hot-dip galvanized layer and improves the workability of the hot-dip galvanized steel sheet.
  • Strontium (Sr), antimony (Sb), lead (Pb) and boron (B) enhance the metallic luster of the hot-dip galvanized layer and improve the appearance quality of the hot-dip galvanized steel sheet.
  • the chemical composition of the hot-dip galvanized layer can be determined by the following method.
  • the hot-dip galvanized layer is dissolved using hydrochloric acid containing an inhibitor.
  • the inhibitor may be, for example, IBIT, a product name manufactured by Asahi Chemical Industry Co., Ltd. Elemental analysis is performed on the solution of the hot-dip galvanized layer in the same manner as in the method described above in "Method for measuring the chemical composition of a hot-rolled steel sheet.”
  • the chemical composition of the hot-dip galvanized layer can be determined by the above method.
  • the above-mentioned hot-rolled steel sheets and hot-dip galvanized steel sheets with a hot-dip galvanized coating layer provide excellent LME resistance.
  • Method of manufacturing hot-rolled steel sheet An example of a method for manufacturing a hot-rolled steel sheet according to this embodiment will be described below.
  • the method for manufacturing a hot-rolled steel sheet described below is an example for manufacturing a hot-rolled steel sheet according to this embodiment.
  • An example of the method for manufacturing a hot-rolled steel sheet according to this embodiment includes the following steps.
  • the above manufacturing method is carried out using a manufacturing line facility.
  • the manufacturing line facility includes, from upstream to downstream, a heating furnace, a roughing mill (rougher), a finishing mill (finisher), a water cooling device, and a winding device (down coiler).
  • a plurality of conveying rolls are arranged between each piece of equipment. Each step will be described below.
  • a material having a chemical composition that satisfies Feature 1 is prepared.
  • a slab is produced, for example, by the following method.
  • Molten steel having a chemical composition that satisfies Feature 1 is produced.
  • the molten steel is used to produce a material (slab or ingot) by a casting method.
  • a slab is produced by a well-known continuous casting method using the molten steel.
  • an ingot is produced by a well-known ingot casting method using the molten steel.
  • Step 2 Rough rolling step In the rough rolling process, a reverse rough rolling mill is used to perform hot rolling (rough rolling) on a prepared material (slab or ingot) to produce an intermediate steel plate (rough bar).
  • the heating temperature of the material in the rough rolling process is, for example, 1250 to 1300°C.
  • the storage time of the material in the heating furnace is 30 minutes or more, preferably 60 minutes or more. The upper limit of the storage time is not particularly limited, but is, for example, 240 minutes.
  • Step 3 Finishing rolling step
  • the finishing mill is a tandem rolling mill and includes multiple rolling stands ST 1 to ST K (K is a natural number) arranged in a row. Each rolling stand ST is equipped with a pair of work rolls.
  • the surface temperature of the steel plate at the outlet of rolling stand ST L (L is a natural number equal to or less than K), which is the last rolling stand of the finishing mill to roll down the intermediate steel plate, is defined as the finish rolling temperature FT (°C).
  • Rolling stand ST L may be rolling stand ST K arranged at the most downstream side of the finishing mill, or may be rolling stand ST arranged upstream of rolling stand ST K.
  • the finish rolling process satisfies the following conditions: (Condition 1)
  • the finish rolling temperature FT (°C) is set to 850 to 950°C.
  • the rolling reduction ratio R L-1 of the rolling stand ST L-1 which is located upstream of the rolling stand ST L that lastly rolls down the intermediate steel plate among the finishing rolling mills and is arranged next to the rolling stand ST L , is set to 25% or more.
  • the rolling reduction R L in the rolling stand ST L is set to 0.90 times or more the rolling reduction R L-1 , that is, R L /R L-1 is set to 0.90 or more.
  • Finishing Rolling Temperature FT If the finish rolling temperature FT exceeds 950°C, the grain boundary length GL becomes excessively short. Also, the distance that B in the prior austenite grains diffuses to the prior austenite grain boundaries increases, and the degree of B segregation at the prior austenite grain boundaries decreases. On the other hand, if the finish rolling temperature FT is less than 850°C, an excessive load is applied to the rolling stand ST. Therefore, the finish rolling temperature FT is set to 850 to 950°C.
  • Cooling start time tL is the time from the completion of rolling of the steel sheet in the rolling stand STL to the start of cooling of the steel sheet by the water cooling device arranged on the exit side of the rolling stand STL . If the cooling start time tL is too long, the grain boundary length GL becomes excessively short. Also, the distance that B in the prior austenite grains travels to diffuse to the prior austenite grain boundaries increases, and the degree of B segregation at the prior austenite grain boundaries decreases. Therefore, the cooling start time tL is set to 0.30 seconds or less.
  • the cooling start time tL can be determined by the following method.
  • the travel speed (m/sec) of the steel sheet at the delivery side of rolling stand STL is determined.
  • the delivery side of rolling stand STL refers to point FP L immediately after the steel sheet, which is in contact with the pair of rolls of rolling stand STL , separates from the pair of work rolls.
  • the cooling start time tL (seconds) is determined based on the distance from point FP L to the water cooling start position where the water cooling device arranged at the delivery side of rolling stand STL starts water cooling the steel sheet, and the above-mentioned travel speed of the steel sheet.
  • the obtained value is rounded to two decimal places, and the value to one decimal place is defined as the cooling start time tL (seconds).
  • the cooling start time t L-1 is the time from the completion of rolling of the steel sheet in rolling stand ST L-1 to the start of cooling of the steel sheet by the water cooling device arranged on the outlet side of rolling stand ST L. If the cooling start time t L-1 is too long, the time from the completion of reduction in rolling stand ST L-1 to the start of reduction in rolling stand ST L becomes excessively long. In this case, the strain imparted to the steel sheet by reduction in rolling stand ST L-1 is reduced during reduction in rolling stand ST L. In this case, the grain boundary length GL becomes excessively short. Furthermore, the distance that B in the prior austenite grains diffuses to the prior austenite grain boundaries increases, and the degree of B segregation at the prior austenite grain boundaries decreases. Therefore, the cooling start time t L-1 is set to 2.00 seconds or less.
  • the cooling start time t L-1 can be determined by the following method.
  • the travel speed (m/sec) of the steel sheet at the delivery side of rolling stand ST L-1 is determined.
  • the delivery side of rolling stand ST L- 1 refers to point FP L-1 , which is the point immediately after the steel sheet, which is in contact with the pair of rolls of rolling stand ST L-1 , separates from the pair of work rolls.
  • the transport time (seconds) of the steel sheet from point FP L-1 to point FP L at the delivery side of rolling stand ST L is determined.
  • the value obtained by rounding the obtained value to two decimal places is defined as the cooling start time t L-1 (seconds).
  • the sum of this transport time and the cooling start time t L is defined as the cooling start time t L-1 (seconds).
  • Cooling rate CR1 The average cooling rate in the temperature range from the finish rolling temperature FT to the finish rolling temperature FT-40°C is defined as the cooling rate CR1 (°C/sec). If the cooling rate CR1 in this temperature range is too slow, the grain boundary length GL becomes excessively short. Also, the distance that B in the prior austenite grains travels to diffuse to the prior austenite grain boundaries increases, and the degree of B segregation at the prior austenite grain boundaries decreases. On the other hand, if the cooling rate CR1 is too fast, the area ratio of bainitic ferrite in the produced hot-rolled steel sheet becomes excessively small. Therefore, the cooling rate CR1 is set to 150° C./sec or more and 250° C./sec or less.
  • the cooling rate CR1 can be calculated based on the time it takes for the surface temperature of the steel plate to drop from the finish rolling temperature FT to the finish rolling temperature FT - 40°C.
  • the cooling rate CR1 is an integer value obtained by rounding the obtained value to the nearest tenth. Note that in the temperature range from the finish rolling temperature FT to FT - 40°C, the steel plate is cooled continuously. In other words, the temperature of the steel plate decreases continuously as it is cooled.
  • Cooling rate CR2 The average cooling rate in the temperature range from the finish rolling temperature FT-40°C to the coiling temperature CT is defined as the cooling rate CR2. If the cooling rate CR2 is too slow, the segregation of B to the prior austenite grain boundaries decreases. Furthermore, polygonal ferrite is formed in excess, and the area ratio of bainitic ferrite is not sufficient. Furthermore, the grain boundary length GL becomes excessively short, and the degree of B segregation decreases. On the other hand, if the cooling rate CR2 is too fast, the area ratio of bainitic ferrite in the produced hot-rolled steel sheet becomes excessively small. Therefore, the cooling rate CR2 is set to 25° C./sec or more and 75° C./sec or less.
  • the cooling rate CR2 can be calculated based on the time it takes for the surface temperature of the steel plate to drop from the finish rolling temperature FT-40°C to the coiling temperature CT (°C).
  • the cooling rate CR2 is an integer value obtained by rounding the obtained value to the nearest tenth. Note that in the temperature range from the finish rolling temperature FT-40°C to the coiling temperature CT2, the steel plate is cooled continuously. In other words, the temperature of the steel plate decreases continuously as it is cooled.
  • the steel plate After the steel plate is cooled from the finish rolling temperature FT to the finish rolling temperature FT - 40°C at a cooling rate CR1, the steel plate is quickly cooled at a cooling rate CR2 without any dwell time. In other words, cooling at the cooling rate CR1 and cooling at the cooling rate CR2 are carried out continuously. If a dwell time of 0.2 seconds or more is provided after cooling at the cooling rate CR1, the B segregated at the prior austenite grain boundaries will diffuse, and neither Feature 3 nor Feature 4 will be satisfied.
  • the steel sheet that has passed through the cooling device is wound into a coil by a coiling device.
  • Ti carbides are generated in the steel sheet.
  • the surface temperature of the steel sheet at the start of coiling is defined as the coiling temperature CT (°C).
  • the coiling temperature CT also affects the microstructure of the hot-rolled steel sheet (the proportions of bainitic ferrite, polygonal ferrite, and bainite). Therefore, the coiling temperature CT is set to 500 to 630°C.
  • coiling temperature CT is higher than 630°C, coiling begins before the transformation from austenite to bainitic ferrite is complete in the microstructure of the steel sheet. As a result, some of the austenite transforms into polygonal ferrite. As a result, the area ratio of bainitic ferrite in the hot-rolled steel sheet decreases.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment is manufactured through the above manufacturing process. As mentioned above, the hot-rolled steel sheet according to this embodiment may also be manufactured by manufacturing methods other than the above manufacturing method.
  • the method for producing a hot-rolled steel sheet according to this embodiment may include other steps in addition to the steps described above.
  • a temper rolling step may be performed after the finish rolling step and before the coiling step, or after the coiling step.
  • temper rolling is performed on the hot-rolled steel sheet.
  • the temper rolling step adjusts the shape of the hot-rolled steel sheet, adjusts the surface roughness, and adjusts the yield strength.
  • the thickness reduction rate in the temper rolling step to effectively obtain the above effects is, for example, 0.1% or more.
  • a preferred upper limit of the thickness reduction rate in the temper rolling step is 3.0%. In this case, the introduction of excessive strain into the hot-rolled steel sheet is suppressed, and good ductility, bendability, and flangeability can be maintained.
  • the hot-dip galvanized steel sheet including the hot-rolled steel sheet of this embodiment can be produced by carrying out the following well-known hot-dip plating process.
  • a hot-dip galvanized layer having the above-mentioned chemical composition is formed on the surface of a hot-rolled steel sheet.
  • a galvanizing bath is prepared.
  • the composition of the galvanizing bath is adjusted depending on the composition of the hot-dip galvanized layer to be formed.
  • the hot-rolled steel sheet is pulled out of the galvanizing bath by a well-known method.
  • a sink roll is disposed in the galvanizing bath. The hot-rolled steel sheet immersed in the galvanizing bath is diverted upward by the sink roll.
  • a hot-dip galvanized coating is applied to its surface.
  • a well-known gas wiping device is used to adjust the amount of hot-dip galvanized coating applied to the hot-rolled steel sheet.
  • the hot-dip galvanized coating is applied to the hot-rolled steel sheet, it solidifies to form a hot-dip galvanized coating layer. Through these steps, a hot-dip galvanized steel sheet is manufactured.
  • the manufacturing method of the hot-dip galvanized steel sheet of this embodiment may include manufacturing steps other than the hot-dip galvanizing treatment step.
  • the manufacturing method of the hot-dip galvanized steel sheet of this embodiment may include a Ni pre-plating step before the hot-dip galvanizing treatment step.
  • the Ni pre-plating step the above-mentioned hot-rolled steel sheet is Ni-plated to form a Ni-plated layer on the surface of the hot-rolled steel sheet.
  • the hot-dip galvanizing treatment step is then performed on the hot-rolled steel sheet on which the Ni-plated layer has been formed. In this case, the adhesion of the hot-dip galvanized coating layer to the hot-rolled steel sheet is improved.
  • the method for manufacturing a hot-dip galvanized steel sheet according to this embodiment may further include a chemical conversion treatment step after the hot-dip galvanizing treatment step.
  • a chemical conversion treatment is performed on the manufactured hot-dip galvanized steel sheet to form a chemical conversion coating on the hot-dip galvanized layer.
  • the chemical conversion treatment method is not particularly limited, and any well-known method may be used.
  • a well-known chromium chemical conversion coating may be formed as the chemical conversion coating.
  • the method for manufacturing a hot-dip galvanized steel sheet according to this embodiment may further include a temper rolling step after the hot-dip galvanizing step.
  • the temper rolling step the manufactured hot-dip galvanized steel sheet is subjected to temper rolling.
  • the adhesion of the chemical conversion coating can be improved by performing the temper rolling step before the chemical conversion treatment step.
  • the thickness reduction rate in the temper rolling step is not particularly limited. A preferred thickness reduction rate in the temper rolling step is, for example, 0.1 to 3.0%.
  • the manufacturing method for hot-dip galvanized steel sheet may further include other manufacturing processes.
  • the above-described manufacturing method is one example of a manufacturing method for obtaining the hot-dip galvanized steel sheet of this embodiment. Therefore, the manufacturing method for the hot-dip galvanized steel sheet of this embodiment is not limited to the above-described manufacturing method.
  • the effects of one aspect of the hot-rolled steel sheet and hot-dip galvanized steel sheet of this embodiment will be explained in more detail using examples.
  • the conditions in the following examples are one example of conditions adopted to confirm the feasibility and effects of the hot-rolled steel sheet and hot-dip galvanized steel sheet of this embodiment. Therefore, the hot-rolled steel sheet and hot-dip galvanized steel sheet of this embodiment are not limited to this one example of conditions.
  • Hot-rolled steel sheets were manufactured with the chemical compositions shown in Table 1.
  • Molten steel was continuously cast to produce a slab.
  • the slab was subjected to hot working processes (rough rolling process and finish rolling process).
  • the slab was heated at 1250 to 1300°C for 60 minutes.
  • the heated slab was rolled in a rough rolling mill to produce an intermediate steel plate.
  • the intermediate steel plate was rolled using a finish rolling mill to produce a steel plate.
  • cooling at the cooling rate CR1 and cooling at the cooling rate CR2 were carried out continuously. Furthermore, in the temperature range from the finish rolling temperature FT to FT-40°C, the temperature of the steel sheet was continuously lowered by cooling. Similarly, in the temperature range from the finish rolling temperature FT-40°C to the coiling temperature CT2, the temperature of the steel sheet was continuously lowered by cooling.
  • the steel sheet was wound into a coil using a winding device at a coiling temperature CT.
  • the coiling temperature CT for each test number was 500 to 630°C.
  • the coiled steel sheet was allowed to cool to room temperature, producing the hot-rolled steel sheet for each test number shown in Table 1.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet was 2.3 mm.
  • Test 1 Measurement test of the area ratio of bainitic ferrite (Test 2) Measurement test of the grain boundary length GL of prior austenite grains in the surface layer (Test 3) Measurement test of the degree of B segregation at prior austenite grain boundaries (Test 4) Measurement test of tensile strength (Test 5) Measurement test of the balance between strength and burring properties (Test 6) Evaluation test of LME resistance of hot-dip galvanized steel sheet Tests 1 to 6 are described below.
  • Hot-dip galvanized steel sheets were produced using the hot-rolled steel sheets of each test number. Specifically, a well-known hot-dip galvanizing process was performed on the hot-rolled steel sheets of each test number to form a hot-dip galvanized coating layer having a chemical composition shown in Table 4 on the surface of the hot-rolled steel sheet.
  • the "Coating Number” column of "Coated Steel Sheet” in Table 3 shows the coating numbers of the hot-dip galvanized coating layer formed on the hot-rolled steel sheet of each test number.
  • the coating numbers shown in the "Coating Number” column of "Coated Steel Sheet” in Table 3 correspond to the coating numbers in Table 4. Hot-dip galvanized steel sheets were produced by the above-mentioned production process.
  • plating number P2 means that 0.11% by mass of Sn, an element of the Sn group, is contained.
  • the chemical composition of the plating layer for each plating number was determined using the method described above in [Method for measuring the chemical composition of a hot-dip galvanized coating layer].
  • the LME resistance of the hot-dip galvanized steel sheets manufactured with each test number was evaluated by the following method.
  • a sample steel sheet measuring 100 mm x 75 mm x thickness was taken from the hot-dip galvanized steel sheet of each test number.
  • Arc welding as shown in Figure 3 was performed using the sample steel sheet.
  • 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 a steel material equivalent to SS400 specified in JIS G3101:2015.
  • boss member 1 was positioned at the center of sample steel plate 2, with the axial direction of boss member 1 normal to the surface of sample steel plate 2.
  • the positioned boss member 1 was welded to sample steel plate 2 by arc welding.
  • the welding wire used was YM-70CS as specified in JIS Z3312:2009 G69A2UCN1M2T.
  • weld bead 3 made one clockwise revolution around boss member 1 from the welding start point in a plan view, and arc welding continued even after passing the welding start point, until an overlapping region 4 of the weld beads was formed.
  • the width of overlapping region 4 was approximately 15 mm.
  • the current value during arc welding was 190 A and the voltage value was 23 V.
  • the welding speed was 0.3 m/min.
  • a mixed gas of 20% by volume of CO2 gas and 80% by volume of argon gas was used as the shielding gas during arc welding.
  • the flow rate of the shielding gas during arc welding was 20 L/min.
  • sample steel plate 2 Prior to performing the arc welding shown in Figure 3, sample steel plate 2 was pre-joined to restraint plate 5 as shown in Figure 4. Restraint plate 5 was 120 mm x 95 mm x 4 mm thick, and was a steel plate equivalent to SS400 as specified in JIS G3101:2015. Sample steel plate 2 was placed on the surface of restraint plate 5. The entire periphery of the placed sample steel plate 2 was welded to restraint plate 5. The welding wire and welding conditions were the same as when welding boss member 1 to sample steel plate 2.
  • the sample steel plate 2 circumferentially welded to the restraint plate 5 was placed on the stand 6 as shown in Figure 4, and the sample steel plate 2 and restraint plate 5 were fixed to the stand 6 with clamps (not shown). After the sample steel plate 2 was fixed to the stand 6 with the clamps, the boss member 1 was welded to the sample steel plate 2 by arc welding as shown in Figure 3.
  • the boss member 1 to the sample steel plate 2 After arc welding the boss member 1 to the sample steel plate 2, the boss member 1, sample steel plate 2, and restraint plate 5 were cut at a cut surface 7 passing through the central axis of the boss member 1 and the overlapping region 4 of the weld bead 3, as shown in Figure 3.
  • the cut surface 7 was then observed at 100x magnification using an optical microscope. During the observation, the sample steel plate was visually checked for the presence or absence of cracks (liquid metal embrittlement cracks). If cracks were observed, their length was measured. Specifically, the crack length (mm) from the surface of the hot-rolled steel plate (the interface between the coating layer and the hot-rolled steel plate) in the depth direction (plate thickness direction) was determined. Of the measured crack lengths, the maximum crack length was identified.
  • test number 20 the W content was too low. As a result, the degree of B segregation was low. As a result, sufficient LME resistance was not achieved.
  • test number 21 the B content was too low. As a result, the degree of B segregation was low. As a result, sufficient LME resistance was not achieved.
  • test numbers 30 and 31 the water cooling start time t L-1 was too long, which resulted in a short grain boundary length GL and a low degree of B segregation, making it impossible to obtain sufficient LME resistance.
  • test numbers 35 to 37 the cooling rate CR2 was too slow.
  • the area fraction of bainitic ferrite was low, the grain boundary length GL was short, and the degree of B segregation was low.
  • the degree of B segregation was low.
  • sufficient LME resistance was not achieved, and the tensile strength was less than 590 MPa.
  • the strength/burring resistance balance SB was low.
  • sufficient LME resistance was not achieved.

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Abstract

優れた耐ＬＭＥ性が得られる熱延鋼板を提供する。本開示の熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３０～０．１１０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、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％、Ｗ：０．０２０～０．１００％、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、熱延鋼板の表面から板厚方向に０．２ｍｍ深さ位置までの表層領域において、飛行時間型二次イオン質量分析法によりＢＯ２ －が検出された旧オーステナイト粒界の総長さが１００μｍ×１００μｍ当たり０．８０～５．００ｍｍであり、当該旧オーステナイト粒界でのＢ偏析度が８０以上である。

Description

熱延鋼板、及び、溶融亜鉛めっき鋼板
　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亜鉛めっき鋼板に関する。
　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、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、溶融亜鉛めっき鋼板ともいう。
　溶融亜鉛めっき鋼板を、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。このとき、溶融した金属（亜鉛）が熱延鋼板の表層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、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）が求められる。
　特開２０１８－１４５５００号公報（特許文献１）では、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１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１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、優れた耐ＬＭＥ性が得られる、と特許文献１には記載されている。
特開２０１８－１４５５００号公報
　特許文献１に開示された熱延鋼板は、優れた耐ＬＭＥ性を有する。しかしながら、特許文献１の熱延鋼板とは異なる手段により、優れた耐ＬＭＥ性が得られてもよい。
　本開示の目的は、優れた耐ＬＭＥ性が得られる熱延鋼板、及び、溶融亜鉛めっき鋼板を提供することである。
　本開示の熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３０～０．１１０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、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％、Ｗ：０．０２０～０．１００％、Ｂ：０．００１０～０．００５０％、Ｎｂ：０～０．１５０％、Ｖ：０～０．２０％、及び、Ｃｒ：０～１．００％、を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。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％以上である。熱延鋼板の表面から板厚方向に０．２ｍｍ深さ位置までの表層領域において、飛行時間型二次イオン質量分析法によりＢＯ２ －が検出された旧オーステナイト粒界の総長さが１００μｍ×１００μｍ当たり０．８０～５．００ｍｍであり、当該旧オーステナイト粒界でのＢ偏析度が８０以上である。
　本開示の溶融亜鉛めっき鋼板は、上述の熱延鋼板と、上述の熱延鋼板の表面上に形成されており、質量％で６５．００％以上のＺｎを含有する溶融亜鉛系めっき層と、を備える。
　本開示の熱延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板では、優れた耐ＬＭＥ性が得られる。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、飛行時間型二次イオン質量分析法による線分析を説明するための模式図である。 図２は、線分析で得たＢ検出強度分布の模式図である。 図３は、実施例での耐ＬＭＥ性評価試験の模式図である。 図４は、図３の耐ＬＭＥ性評価試験を側面から見た断面図である。
　自動車、電機、建材、及び、建機等の用途に適した熱延鋼板では、ある程度の強度が求められる。そこで、本発明者らは、これらの用途に適した熱延鋼板について、化学組成の観点から検討を行った。その結果、質量％で、Ｃ：０．０３０～０．１１０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、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％、Ｎｂ：０～０．１５０％、Ｖ：０～０．２０％、及び、Ｃｒ：０～１．００％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、さらに、ベイニティックフェライトの面積率が８５％以上であれば、十分な強度が得られる可能性があると考えた。
　そこで、本発明者らはさらに、上記化学組成及びミクロ組織を有する熱延鋼板の耐ＬＭＥ性を高める手段について検討を行った。上述のとおり、ＬＭＥは鋼板表層の粒界に溶融した金属（亜鉛）が侵入することにより発生する。そこで、本発明者らは、上述の化学組成にＢを０．００１０～０．００５０％含有することを考えた。Ｂは粒界に偏析して粒界を強化する。そのため、耐ＬＭＥ性が高まる可能性がある。
　しかしながら、上述の化学組成にＢを含有するだけでは、十分な耐ＬＭＥ性が得られない場合があった。そこで、本発明者らはさらに検討を行った。ここで、本発明者らは、熱延鋼板の表層の旧オーステナイト粒界のうち、Ｂが偏析している粒界長さに注目した。ＬＭＥは旧オーステナイト粒界に沿って進展しやすい。そのため、Ｂが偏析している旧オーステナイト粒界長さが長いほど、ＬＭＥの粒界に沿った進展を抑制しやすくなる。
　以上の知見に基づいて、本発明者らは、Ｂが偏析している旧オーステナイト粒界長さを長くする手段についてさらに検討を行った。その結果、上記化学組成にさらに、Ｗを０．０２０～０．１００％含有することにより、Ｂ偏析度が高い旧オーステナイト粒界の総長さを長くできることを見出した。
　Ｗを含有することにより粒界のＢ偏析が顕著に高まる理由は定かではない。しかしながら、次の理由が考えられる。Ｂが旧オーステナイト粒界に偏析する場合、粒界にＦｅ２３ＣＢ６の炭化物が生成する。Ｆｅ２３ＣＢ６の生成は、旧オーステナイト粒界でのＢの偏析を低減する。Ｗは、Ｆｅ２３ＣＢ６の生成を抑制し、旧オーステナイト粒界での固溶Ｂ料を確保することができる。そのため、Ｗを含有することにより、旧オーステナイト粒界でのＢ偏析を高めることができると考えられる。
　上記理由は推定であり、Ｗが上記と異なる理由により旧オーステナイト粒界でのＢ偏析を高めている可能性もある。しかしながら、Ｗが旧オーステナイト粒界でのＢ偏析を高め、その結果、熱延鋼板の耐ＬＭＥ性を高めることは、後述の実施例で証明されている。
　以上の知見に基づいて完成した本実施形態の熱延鋼板、その熱延鋼板を用いた溶融亜鉛めっき鋼板、及び、熱延鋼板の製造方法は、次の構成を有する。
　本実施形態の熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３０～０．１１０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、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％、Ｗ：０．０２０～０．１００％、Ｂ：０．００１０～０．００５０％、Ｎｂ：０～０．１５０％、Ｖ：０～０．２０％、及び、Ｃｒ：０～１．００％、を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。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％以上である。熱延鋼板の表面から板厚方向に０．２ｍｍ深さ位置までの表層領域において、飛行時間型二次イオン質量分析法によりＢＯ２ －が検出された旧オーステナイト粒界の総長さが１００μｍ×１００μｍ当たり０．８０～５．００ｍｍであり、当該旧オーステナイト粒界でのＢ偏析度が８０以上である。
　本実施形態の熱延鋼板はさらに、質量％で、Ｎｂ：０．００１～０．１５０％、Ｖ：０．０１～０．２０％、及び、Ｃｒ：０．０１～１．００％、からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
　本実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板は、本実施形態の熱延鋼板と、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。
　以下、本実施形態による熱延鋼板及び溶融亜鉛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］
　本実施形態の熱延鋼板は、次の特徴１～特徴４を満たす。
　（特徴１）
　化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３０～０．１１０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、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％、Ｗ：０．０２０～０．１００％、Ｂ：０．００１０～０．００５０％、Ｎｂ：０～０．１５０％、Ｖ：０～０．２０％、及び、Ｃｒ：０～１．００％、を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。
　（特徴２）
　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％以上である。
　（特徴３）
　熱延鋼板の表面から板厚方向に０．２ｍｍ深さ位置までの表層領域において、飛行時間型二次イオン質量分析法によりＢＯ２ －が検出された旧オーステナイト粒界の総長さが１００μｍ×１００μｍ当たり０．８０～５．００ｍｍである。
　（特徴４）
　飛行時間型二次イオン質量分析法によりＢＯ２ －が検出された旧オーステナイト粒界でのＢ偏析度が８０以上である。
　［（特徴１）化学組成について］
　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：０．０３０～０．１１０％
　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０．０３０％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、Ｃ含有量が０．１１０％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ベイナイトが過剰に生成し、ベイニティックフェライトの面積率が過度に低下する。そのため、熱延鋼板の加工性が低下する。
　したがって、Ｃ含有量は０．０３０～０．１１０％である。
　Ｃ含有量の好ましい下限は０．０３２％であり、さらに好ましくは０．０３４％であり、さらに好ましくは０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３６％である。
　Ｃ含有量の好ましい上限は０．１０５％であり、さらに好ましくは０．１００％であり、さらに好ましくは０．０９５％であり、さらに好ましくは０．０９０％である。
　Ｓｉ：０．０１～０．５０％
　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０．５０％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。この場合、熱延鋼板の強度が低下する。
　したがって、Ｓｉ含有量は０．０１～０．５０％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０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３３％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。その結果、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。この場合、熱延鋼板の冷間加工性が低下する。
　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％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．７５％であり、さらに好ましくは０．８０％である。
　Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．４５％であり、さらに好ましくは１．４０％であり、さらに好ましくは１．３５％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）は粒界に偏析して熱延鋼板の冷間加工性を低下する。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、熱延鋼板の冷間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含有量の過度の低減は、生産性を低下し、製造コストを高める。したがって、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％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１５％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０．０２２％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
　Ｓ：０．０１０％以下
　硫黄（Ｓ）は結晶粒界に偏析して熱延鋼板の冷間加工性を低下する。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、熱延鋼板の冷間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含有量の過度の低減は、生産性を低下し、製造コストを高める。したがって、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％であり、さらに好ましくは０．００７％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、熱延鋼板の冷間加工性が低下する。
　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％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０２５％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含有量の過度の低減は、生産性を低下し、製造コストを高める。したがって、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％であり、さらに好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００２０％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、Ｔｉ炭化物の生成により鋼板中の固溶Ｃ量が調整される。そのため、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する。この場合、熱延鋼板の強度が低下する。
　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、粗大なＴｉＣが過剰に生成する。その結果、熱延鋼板の冷間加工性が低下する。
　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。
　Ｗ：０．０２０～０．１００％
　タングステン（Ｗ）は、Ｂの粒界への偏析を促進する。そのため、旧オーステナイト粒界でのＢ偏析度が高まり、熱延鋼板の耐ＬＭＥ性が高まる。Ｗ含有量が０．０２０％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、Ｗ含有量が０．１００％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、冷間加工性が低下したり、溶接性が低下したりする。Ｗ含有量が０．１００％を超えればさらに、製造コストが高くなる。
　したがって、Ｗ含有量は０．０２０～０．１００％である。
　Ｗ含有量の好ましい下限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０４５％である。
　Ｗ含有量の好ましい上限は０．０９５％であり、さらに好ましくは０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８５％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、上記効果が十分に得られない。Ｂ含有量が０．００１０％未満であればさらに、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、焼入れ性が過度に高くなる。この場合、ベイナイトが生成しやすくなり、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、旧オーステナイト粒界にＦｅ２３ＣＢ６が析出する。この場合、旧オーステナイト粒の粒界強度が低下する。そのため、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０．００１２％であり、さらに好ましくは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０．００４３％であり、さらに好ましくは０．００４１％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及び不純物を含有する。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、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。好ましくは、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、不純物は例えば、Ｏ：０～０．０１％、Ｍｏ：０～０．１０％、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．３０％、Ｃｏ：０～０．１０％、Ｚｒ：０～０．０５％、Ｓｎ：０～０．１０％、Ｓｂ：０～０．１０％、Ｈｆ：０～０．０２％、Ｓｃ：０～０．０２％、Ｔｅ：０～０．０１％、Ｓｒ：０～０．０２％、Ｂｉ：０～０．１０％、Ｔａ：０～０．０２％、Ｚｎ：０～０．０２％、希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０１％、からなる群から選択される１種以上である。これらの不純物の合計含有量は例えば、０～１．００％である。
　［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、Ｎｂ：０～０．１５０％、Ｖ：０～０．２０％、及び、Ｃｒ：０～１．００％、からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素である。
　Ｎｂ：０～０．１５０％
　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Ｎｂ析出物（Ｎｂ炭化物又はＮｂ炭窒化物）を生成して、旧オーステナイト粒の粒界長さを長くする。Ｎｂはさらに、Ｂの旧オーステナイト粒界への偏析を促進する。これにより、旧オーステナイト粒界でのＢ偏析度が高まる。その結果、熱延鋼板の耐ＬＭＥ性が高まる。Ｎｂ析出物はさらに、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０．１５０％を超えれば、Ｎｂ析出物が過剰に生成する。この場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱延鋼板の冷間加工性が低下する。
　したがって、Ｎｂ含有量は０～０．１５０％である。
　Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０４５％である。
　Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．１４５％であり、さらに好ましくは０．１４０％であり、さらに好ましくは０．１３５％であり、さらに好ましくは０．１３０％であり、さらに好ましくは０．１２５％であり、さらに好ましくは０．１２０％である。
　Ｖ：０～０．２０％
　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、Ｖ炭化物が過剰に生成する。この場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱延鋼板の冷間加工性が低下する。
　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％であり、さらに好ましくは０．１２％である。
　Ｃｒ：０～１．００％
　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１．００％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、熱延鋼板の冷間加工性が低下する。
　したがって、Ｃｒ含有量は０～１．００％であり、含有される場合、Ｃｒ含有量は１．００％以下である。
　Ｃｒ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０．１０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
　Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５５％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％であり、さらに好ましくは０．４０％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。
　［（特徴２）ベイニティックフェライトの面積率について］
　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組織とからなる場合、他の組織は例えば、ポリゴナルフェライト、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、高い強度が得られる。
　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は１００％であってもよい。
　［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の１／４深さ位置とし、測定範囲は１００μｍ×１００μｍ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。測定範囲を正六角形のピクセル単位に区切る。互いに隣接するピクセルの中心間距離（ＥＢＳＤの測定間隔）を０．１μｍとする。測定範囲内に正六角形のピクセル全体が含まれるピクセルの中心位置を測定点とする。つまり、ピクセルの一部が観察視野外となるピクセルは、測定対象から外す。また、信頼性指数（ＣＩ値）は０．１以上とする。
　測定データを、ＥＢＳＤ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）
　結晶方位差が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組織（ベイナイト、及び、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３）表層の旧オーステナイト粒の粒界長さＧＬについて］
　本実施形態の熱延鋼板ではさらに、表層領域において、飛行時間型二次イオン質量分析法によりＢＯ２ －が検出された旧オーステナイト粒界の総長さが１００μｍ×１００μｍ当たり０．８０～５．００ｍｍである。ここで、１００μｍ×１００μｍ当たりの、飛行時間型二次イオン質量分析法によりＢＯ２ －が検出された旧オーステナイト粒界の総長さを「粒界長さＧＬ」（ｍｍ）と称する。
　粒界長さＧＬが短すぎれば、Ｂが偏析する粒界領域が少なくなる。この場合、Ｂ偏析がＬＭＥ割れの抑制に十分に寄与することができない。そのため、熱延鋼板の耐ＬＭＥ性が低下する。粒界長さＧＬが０．８０ｍｍ以上であれば、粒界長さが十分に長い。この場合、熱延鋼板の表層領域内においてＢ偏析が生じる粒界領域が十分に多くなる。その結果、熱延鋼板の耐ＬＭＥ性が高まる。
　粒界長さＧＬの好ましい下限は０．９０ｍｍであり、さらに好ましくは０．９５ｍｍであり、さらに好ましくは１．００ｍｍであり、さらに好ましくは１．０１ｍｍであり、さらに好ましくは１．０５ｍｍである。
　粒界長さＧＬの上限は特に限定されない。しかしながら、粒界長さＧＬを過度に長くしようとすれば、製造コストが大幅に高くなる。したがって、工業生産を考慮すれば、粒界長さＧＬの好ましい上限は５．００ｍｍであり、さらに好ましくは４．９５ｍｍであり、さらに好ましくは４．９０ｍｍであり、さらに好ましくは４．５０ｍｍであり、さらに好ましくは４．００ｍｍであり、さらに好ましくは３．５０ｍｍであり、さらに好ましくは３．００ｍｍである。
　［粒界長さＧＬの測定方法について］
　表層の１μｍ２当たりの旧オーステナイト粒の粒界長さＧＬは、次の方法で求める。
　熱延鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面を観察面とする試験片を５つ採取する。観察面のサイズは例えば、圧延方向に１０ｍｍ×板厚とする。
　各試験片の観察面をダイヤモンドペーストにより鏡面研磨する。鏡面研磨後の観察面をコロイダルシリカ液によって化学的に研磨して、鏡面研磨時に導入された加工変質層を除去する。
　観察面において、熱延鋼板の表面から板厚方向に０．２ｍｍ深さ位置までの表層領域のうち、１００μｍ×１００μｍの矩形の観察視野を１つ選択する。上述の［ベイニティックフェライトの面積率の測定方法］に記載の方法に基づいて、観察視野中のベイニティックフェライト粒界、ポリゴナルフェライト粒界及びベイナイト粒界を特定する。
　同一の観察視野において、飛行時間型二次イオン質量分析法（ＴＯＦ－ＳＩＭＳ：Ｔｉｍｅ－ｏｆ－Ｆｌｉｇｈｔ　Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ　Ｉｏｎ　Ｍａｓｓ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）により旧オーステナイト粒界のＢ偏析を測定する。初めに、予備処理として、観察視野をＣｓ（セシウム）イオンビームでスパッタリングして、観察視野上の汚れ及び酸化物等の不純物を除去する。予備処理後の観察視野に対して、ＴＯＦ－ＳＩＭＳ装置の一次イオン源から、一次イオンを観察視野に照射して観察視野をスパッタリングする。測定では、一次イオンとしてＢｉ１ ＋を使用する。一次イオンのビーム径は０．１μｍとし、加速電圧を３０ｋｅＶとし、電流値を２ｐＡとする。
　一次イオンによるスパッタリングにより生成された二次イオンのうち、Ｂを含む二次イオンとしてＢＯ２ －（質量電荷比ｍ／ｚ＝４３）を検出する。ＢＯ２ －の飛行時間を測定することにより、観察視野内でのＢ分布のマップを作成する。Ｂ分布マップは、ＢＯ２ －が検出された位置を示すマップである。
　作成されたＢ分布マップにおけるベイニティックフェライト粒界、ポリゴナルフェライト粒界及びベイナイト粒界を特定する。Ｂ分布マップにおいて、ベイニティックフェライト粒界、ポリゴナルフェライト粒界及びベイナイト粒界以外の粒界を、旧オーステナイト粒界とする。旧オーステナイト粒界のうち、強度が４０カウント以上のＢＯ２ －が検出された粒界部分の総長さを、周知の画像処理により求める。得られた粒界の総長さを、粒界長さＧＬ（ｍｍ）とする。粒界長さＧＬは得られた値の小数第三位を四捨五入した小数第二位の値とする。
　なお、ＴＯＦ－ＳＩＭＳ装置は例えば、ＩＯＮＴＯＦ社製の製品名：ＴＯＦ－ＳＩＭＳ．５を用いる。
　［（特徴４）旧オーステナイト粒界でのＢ偏析度について］
　本実施形態の熱延鋼板ではさらに、表層領域において、飛行時間型二次イオン質量分析法によりＢＯ２ －が検出された旧オーステナイト粒界でのＢ偏析度が８０以上である。旧オーステナイト粒界でのＢ偏析度が高ければ、旧オーステナイト粒界が強化される。そのため、ＬＭＥ割れが粒界に沿って進展するのを抑制できる。
　旧オーステナイト粒界でのＢ偏析度が８０以上であれば、Ｂ偏析度が高い粒界長さＧＬが形成されている。そのため、ＬＭＥ割れの旧オーステナイト粒界に沿った進展を顕著に抑制することができる。その結果、熱延鋼板の耐ＬＭＥ性が顕著に高まる。
　Ｂ偏析度の好ましい下限は８２であり、さらに好ましくは８４であり、さらに好ましくは８５であり、さらに好ましくは９０であり、さらに好ましくは９２である。
　Ｂ偏析度の上限は特に限定されない。しかしながら、特徴１～特徴３を満たす熱延鋼板の場合、旧オーステナイト粒界でのＢ偏析度の上限は例えば１６０であり、１５０であり、１４０であり、１３０であり、１２０である。
　［旧オーステナイト粒界でのＢ偏析度の測定方法について］
　旧オーステナイト粒界でのＢ偏析度は次の方法で求める。
　上述の［粒界長さＧＬの測定方法について］に記載の方法により、観察視野中でＢＯ２ －が検出された旧オーステナイト粒界を特定する。特定された粒界の任意の５箇所で、粒界を横切る線分析を次のとおり実施する。
　図１は、線分析を説明するための模式図である。図１を参照して、観察視野中のＢＯ２ －が検出された旧オーステナイト粒界ＡＧに対して、ＴＯＦ－ＳＩＭＳにより一次イオンビームを略垂直な方向に走査して、Ｂ強度を検出する。ＴＯＦ－ＳＩＭＳの線分析では、一次イオンとしてＢｉ１ ＋を使用する。一次イオンのビーム径は０．１μｍとする。このとき、線分析する線分ＳＥの長さＬ１を１５μｍとし、測定ピッチを０．２μｍとする。なお、線分ＳＥは１つの粒界ＡＧとのみ交差するようにして、複数の粒界ＡＧと交差しないようにする。さらに、線分ＳＥの長さＬ１の略中央位置に粒界ＡＧが配置されるように、線分析を実施する。線分析により、線分ＳＥ上でのＢ検出強度分布が得られる。
　図２は、線分ＳＥでのＢ検出強度分布の模式図である。図２中の縦軸はＢ検出強度であり、横軸は線分ＳＥでの距離を示す。図２を参照して、得られたＢ検出強度分布ＢＣのうち、検出強度の最大値を、ＢＯ２ －が検出された旧オーステナイト粒界ＡＧでのＢ検出強度Ｂｐとする。Ｂ検出強度分布ＢＣのうち、線分ＳＥの端点ＥＬから０．１５×Ｌ１の範囲Ｌ１０内で０．２μｍピッチで測定された全てのＢ検出強度と、線分ＳＥの端点ＥＲから０．１５×Ｌ１の範囲Ｒ１０内で０．２μｍピッチで測定された全てのＢ検出強度との算術平均値を、ＢＯ２ －が検出された粒界ＡＧで囲まれた旧オーステナイト粒内での平均Ｂ検出強度Ｂａｖｅとする。
　得られた粒界ＡＧでのＢ検出強度Ｂｐ、及び、旧オーステナイト粒内での平均Ｂ検出強度Ｂａｖｅを用いて、式（Ａ）に基づいて、Ｂ偏析度を求める。
　Ｂ偏析度＝Ｂｐ／Ｂａｖｅ×熱延鋼板の化学組成中のＢ含有量（ｐｐｍ）　（Ａ）
　５箇所の線分析で得られたＢ偏析度の算術平均値を、表層領域の旧オーステナイト粒界でのＢ偏析度とする。得られたＢ偏析度は、小数第一位の値を四捨五入して得られた整数値とする。
　［本実施形態の熱延鋼板の効果］
　本実施形態の熱延鋼板は、特徴１～特徴４を満たす。そのため、本実施形態の熱延鋼板では、優れた耐ＬＭＥ性が得られる。
　［本実施形態の熱延鋼板の強度について］
　なお、本実施形態の熱延鋼板は、特徴１～特徴４を満たす。そのため、本実施形態の熱延鋼板の引張強さは５９０ＭＰａ以上である。したがって、本実施形態の熱延鋼板では、高い強度と優れた耐ＬＭＥ性とを両立できる。
　熱延鋼板の引張強さの好ましい下限は５９５ＭＰａであり、さらに好ましくは６００ＭＰａであり、さらに好ましくは６０５ＭＰａであり、さらに好ましくは６１０ＭＰａであり、さらに好ましくは６２０ＭＰａであり、さらに好ましくは６５０ＭＰａ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、９３０ＭＰａである。
　［引張強さの測定方法］
　熱延鋼板の引張強度、全伸び、及び、降伏比は、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０２２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、熱延鋼板から、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０２２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　Ｚ２２４１：２０２２に準拠して、常温、大気中にて引張試験を実施して、引張強さＴＳ（ＭＰａ）を求める。
　［強度・バーリング性バランスの両立について］
　本実施形態の熱延鋼板では好ましくはさらに、上述の優れた強度を有しつつ、優れた穴広げ性（バーリング性）も有する。熱延鋼板が自動車、電機、建材、及び建機等の用途に用いられる場合、プレス加工、伸びフランジ加工等の種々の加工が施される場合がある。このような加工が施される場合、熱延鋼板のバーリング性が高い方が好ましい。
　好ましくは、本実施形態の熱延鋼板では、優れた強度・バーリング性バランスに優れる。具体的には、好ましくは、引張強さＴＳ（ＭＰａ）と穴広げ率λ（％）とを用いて下記の式で定義される強度・バーリング性バランスＳＢが４００００（ＭＰａ・％）以上である。この場合、熱延鋼板が上述の用途に用いられる場合に、部材の軽量化が可能となる。
　ＳＢ＝ＴＳ×λ
　［強度・バーリング性バランスＳＢの測定方法］
　強度・バーリング性バランスＳＢは次の方法で求めることができる。
　熱延鋼板から、７０ｍｍ×７０ｍｍ×板厚の試験片を採取する。第１ポンチ及びダイスを用いて、試験片の中央部に打抜き穴を形成する。第１ポンチの直径Ｄ０は１０．０ｍｍとする。ダイスは、クリアランスが試験片の板厚の１２％となるものを用いる。打抜き穴は円形状であり、打抜き穴の中心位置が、試験片の７０ｍｍ×７０ｍｍの表面の中心位置となるように、打抜き穴を形成する。
　打ち抜いたままの打抜き穴に対して、打抜き穴の縁に形成されたバリの反対側から、頂角が６０°の第２ポンチを押し込んで、打抜き穴を拡大する。このとき、第２ポンチの移動速度を１０ｍｍ／分とする。打抜き穴が拡大して板厚方向に割れが貫通した時点で第２ポンチを停止する。第２ポンチを停止した後、打抜き穴の内径Ｄｂ（ｍｍ）を測定する。
　第１ポンチの直径ＤＯ（ｍｍ）及び打抜き穴の内径Ｄｂ（ｍｍ）を用いて、次式により、穴広げ率λ（％）を求める。
　λ＝（Ｄｂ－Ｄ０）／Ｄ０×１００
　上述の［引張強さの測定方法］で得られた熱延鋼板の引張強さＴＳ（ＭＰａ）と、穴広げ率λ（％）とを用いて、次式により強度・バーリング性バランスＳＢ（ＭＰａ・％）を求める。
　ＳＢ＝ＴＳ×λ
　［本実施形態の熱延鋼板の板厚について］
　本実施形態の熱延鋼板の板厚は特に限定されない。本実施形態の熱延鋼板の板厚は例えば１．６～８．０ｍｍである。本実施形態の熱延鋼板の板厚の好ましい下限は１．８ｍｍであり、さらに好ましくは２．０ｍｍである。本実施形態の熱延鋼板の板厚の好ましい上限は７．８ｍｍであり、さらに好ましくは７．６ｍｍである。
　［本実施形態の熱延鋼板を用いた溶融亜鉛めっき鋼板について］
　本実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板は、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周知の構成を有する。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は、溶融亜鉛めっき（ＧＩ）以外の化学組成を有していてもよい。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］
　上述のとおり、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、質量％で、６５．００％以上のＺｎと、Ａｌ：０．０５～３５．００％を含有してもよい。溶融亜鉛系めっき層は不純物を含有してもよい。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を意味する。
　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。これらの任意元素が溶融亜鉛系めっき層に含有可能な任意元素であることは周知である。以降の各任意元素の含有量の「％」は質量％を意味する。
　［第１群］
　Ｍｇ：０～３０．０％
　［第２群（Ｓｎ群）］
　Ｓｎ：０～２．００％、Ｂｉ：０～２．００％、及び、Ｉｎ：０～２．００％、からなる群から選択される１種以上
　［第３群（Ｃａ群）］
　Ｃａ：０～３．００％、Ｙ：０～３．００％、Ｌａ：０～３．００％、及び、Ｃｅ：０～３．００％、からなる群から選択される１種以上
　［第４群］
　Ｓｉ：０～２．５０％
　［第５群（Ｃｒ群）］
　Ｃｒ：０～０．５％、Ｔｉ：０～０．５％、Ｎｉ：０～０．５％、Ｃｏ：０～０．５％、Ｖ：０～０．５％、Ｎｂ：０～０．５％、Ｃｕ：０～０．５％、及び、Ｍｎ：０～０．５％、からなる群から選択される１種以上
　［第６群］
　Ｆｅ：０～５．０％
　［第７群（Ｓｒ群）］
　Ｓｒ：０～０．５％、Ｓｂ：０～０．５％、Ｐｂ：０～０．５％、及び、Ｂ：０～０．５％、からなる群から選択される１種以上
　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。
　スズ（Ｓｎ）、ビスマス（Ｂｉ）及び、インジウム（Ｉｎ）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、溶融亜鉛めっき鋼板の耐食性が高まる。
　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、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、溶融亜鉛めっき鋼板の耐食性を高める。
　ケイ素（Ｓｉ）は、溶融亜鉛めっき鋼板の耐食性を高める。
　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、溶融亜鉛めっき鋼板の外観品質を高める。
　鉄（Ｆｅ）は、溶融亜鉛系めっき層の硬さを高め、溶融亜鉛めっき鋼板の加工性を高める。
　ストロンチウム（Ｓｒ）、アンチモン（Ｓｂ）、鉛（Ｐｂ）及びボロン（Ｂ）は、溶融亜鉛系めっき層の金属光沢を高め、溶融亜鉛めっき鋼板の外観品質を高める。
　［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の測定方法］に記載の方法と同様に、溶融亜鉛系めっき層の溶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亜鉛めっき鋼板では、優れた耐ＬＭＥ性が得られる。
　［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。
　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）粗圧延工程
　（工程３）仕上げ圧延工程
　（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）、水冷装置、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。
　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、特徴１を満たす化学組成の素材を準備する。スラブは例えば、次の方法により製造される。特徴１を満たす化学組成の溶鋼を製造する。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）粗圧延工程］
　粗圧延工程では、リバース式の粗圧延機を用いて、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（粗圧延）を実施して、中間鋼板（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。
　［（工程３）仕上げ圧延工程］
　仕上げ圧延工程では、仕上げ圧延機を用いて、中間鋼板をさらに熱間圧延（仕上げ圧延）し、鋼板を製造する。仕上げ圧延機は、タンデム式の圧延機であって、一列に配列された複数の圧延スタンドＳＴ１～ＳＴＫ（Ｋは自然数）を含む。各圧延スタンドＳＴは、一対のワークロールを備える。仕上げ圧延機の複数の圧延スタンドのうち、最後に中間鋼板を圧下する圧延スタンドＳＴＬ（ＬはＫ以下の自然数）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。圧延スタンドＳＴＬは仕上げ圧延機の最下流に配置された圧延スタンドＳＴＫであってもよいし、圧延スタンドＳＴＫよりも上流に配置された圧延スタンドＳＴであってもよい。
　仕上げ圧延工程では、次の条件を満たす。
　（条件１）
　仕上げ圧延温度ＦＴ（℃）を８５０～９５０℃とする。
　（条件２）
　仕上げ圧延機のうち最後に中間鋼板を圧下する圧延スタンドＳＴＬの上流であって、圧延スタンドＳＴＬの隣に配置される圧延スタンドＳＴＬ－１での圧下率ＲＬ－１を２５％以上とする。
　（条件３）
　圧延スタンドＳＴＬでの圧下率ＲＬを圧下率ＲＬ－１の０．９０倍以上とする。つまり、ＲＬ／ＲＬ－１を０．９０以上とする。
　（条件４）
　圧延スタンドＳＴＬの出側に配置された水冷装置により、圧延スタンドＳＴＬでの圧延完了後０．３０秒以内に鋼板の冷却（水冷）を開始する。
　（条件５）
　圧延スタンドＳＴＬ－１での圧延完了後２．００秒以内に水冷装置での鋼板の冷却（水冷）を開始する。
　（条件６）
　仕上げ圧延温度ＦＴから仕上げ圧延温度ＦＴ－４０℃までの間の冷却速度ＣＲ１を１５０℃／秒以上２５０℃／秒以下とする。
　（条件７）
　仕上げ圧延温度ＦＴ－４０℃から巻取温度ＣＴまでの冷却速度ＣＲ２を２５℃／秒以上７５℃／秒以下とする。
　以下、条件１～条件７について説明する。
　［（条件１）仕上げ圧延温度ＦＴについて］
　仕上げ圧延温度ＦＴが９５０℃を超えれば、粒界長さＧＬが過度に短くなる。また、旧オーステナイト粒内のＢが旧オーステナイト粒界まで拡散する移動距離が大きくなり、旧オーステナイト粒界のＢ偏析度が低下する。一方、仕上げ圧延温度ＦＴが８５０℃未満となれば、圧延スタンドＳＴに過度な負荷が掛かってしまう。したがって、仕上げ圧延温度ＦＴを８５０～９５０℃とする。
　［（条件２）圧下率ＲＬ－１について］
　仕上げ圧延機のうち最後に中間鋼板を圧下する圧延スタンドＳＴＬの上流であって、圧延スタンドＳＴＬの隣に配置される圧延スタンドＳＴＬ－１での圧下率ＲＬ－１が低すぎれば、粒界長さＧＬが過度に短くなる。また、旧オーステナイト粒内のＢが旧オーステナイト粒界まで拡散する移動距離が大きくなり、旧オーステナイト粒界のＢ偏析度が低下する。したがって、圧下率ＲＬ－１を２５％以上にする。
　［（条件３）圧下率ＲＬについて］
　圧延スタンドＳＴＬでの圧下率ＲＬが低すぎれば、圧延スタンドＳＴＬ－１で鋼板（粗バー）に付与されたひずみが圧延スタンドＳＴＬでの圧下時に低減してしまい、仕上げ圧延完了直後に鋼板に蓄積されたひずみが不十分となる。この場合、粒界長さＧＬが過度に短くなる。また、旧オーステナイト粒内のＢが旧オーステナイト粒界まで拡散する移動距離が大きくなり、旧オーステナイト粒界のＢ偏析度が低下する。したがって、圧下率ＲＬを圧下率ＲＬ－１の０．９０倍以上とする。
　［（条件４）冷却開始時間ｔＬについて］
　圧延スタンドＳＴＬでの鋼板の圧延が完了してから、圧延スタンドＳＴＬの出側に配置された水冷装置により鋼板に対して冷却を開始するまでの時間を、冷却開始時間ｔＬとする。冷却開始時間ｔＬが長すぎれば、粒界長さＧＬが過度に短くなる。また、旧オーステナイト粒内のＢが旧オーステナイト粒界まで拡散する移動距離が大きくなり、旧オーステナイト粒界のＢ偏析度が低下する。したがって、冷却開始時間ｔＬを０．３０秒以下にする。
　冷却開始時間ｔＬは次の方法で求めることができる。圧延スタンドＳＴＬの出側での鋼板の移動速度（ｍ／秒）を求める。ここで、圧延スタンドＳＴＬの出側とは、圧延スタンドＳＴＬの一対のロールに接触している鋼板が一対のワークロールの離れた直後の地点ＦＰＬを意味する。地点ＦＰＬから、圧延スタンドＳＴＬの出側に配置された水冷装置が鋼板に対して水冷を開始する水冷開始位置までの距離と、上述の鋼板の移動速度とに基づいて、冷却開始時間ｔＬ（秒）を求める。得られた数値の小数第三位を四捨五入した小数第二位までの値を、冷却開始時間ｔＬ（秒）とする。
　［（条件５）水冷開始時間ｔＬ－１について］
　圧延スタンドＳＴＬ－１での鋼板の圧延が完了してから、圧延スタンドＳＴＬの出側に配置された水冷装置により鋼板に対して冷却を開始するまでの時間を、冷却開始時間ｔＬ－１とする。冷却開始時間ｔＬ－１が長すぎれば、圧延スタンドＳＴＬ－１での圧下が完了してから圧延スタンドＳＴＬで圧下が開始されるまでの時間が過度に長くなる。この場合、圧延スタンドＳＴＬ－１での圧下により鋼板に付与されたひずみが圧延スタンドＳＴＬでの圧下時に低減してしまう。この場合、粒界長さＧＬが過度に短くなる。また、旧オーステナイト粒内のＢが旧オーステナイト粒界まで拡散する移動距離が大きくなり、旧オーステナイト粒界のＢ偏析度が低下する。したがって、冷却開始時間ｔＬ－１を２．００秒以下にする。
　冷却開始時間ｔＬ－１は次の方法で求めることができる。圧延スタンドＳＴＬ－１の出側での鋼板の移動速度（ｍ／秒）を求める。ここで、圧延スタンドＳＴＬ－１の出側とは、圧延スタンドＳＴＬ－１の一対のロールに接触している鋼板が一対のワークロールの離れた直後の地点ＦＰＬ－１を意味する。地点ＦＰＬ－１から圧延スタンドＳＴＬの出側の地点ＦＰＬまでの距離と、鋼板の移動速度とに基づいて、地点ＦＰＬ－１から圧延スタンドＳＴＬの出側の地点ＦＰＬまでの鋼板の搬送時間（秒）を求める。得られた数値の小数第三位を四捨五入した小数第二位までの値を、冷却開始時間ｔＬ－１（秒）とする。当該搬送時間と、冷却開始時間ｔＬとを加算した時間を、冷却開始時間ｔＬ－１（秒）とする。
　［（条件６）冷却速度ＣＲ１について］
　仕上げ圧延温度ＦＴから仕上げ圧延温度ＦＴ－４０℃までの間の温度域での平均冷却速度を、冷却速度ＣＲ１（℃／秒）とする。この温度域での冷却速度ＣＲ１が遅すぎれば、粒界長さＧＬが過度に短くなる。また、旧オーステナイト粒内のＢが旧オーステナイト粒界まで拡散する移動距離が大きくなり、旧オーステナイト粒界のＢ偏析度が低下する。
　一方、冷却速度ＣＲ１が速すぎれば、製造された熱延鋼板において、ベイニティックフェライトの面積率が過度に小さくなる。
　したがって、冷却速度ＣＲ１を１５０℃／秒以上２５０℃／秒以下とする。
　冷却速度ＣＲ１は、鋼板の表面温度が仕上げ圧延温度ＦＴから仕上げ圧延温度ＦＴ－４０℃に至るまでの時間に基づいて、求めることができる。冷却速度ＣＲ１は、得られた数値の小数第一位を四捨五入した整数値とする。なお、仕上げ圧延温度ＦＴからＦＴ－４０℃までの温度域では、鋼板は連続的に冷却される。つまり、鋼板の温度は冷却により連続的に低下する。
　［（条件７）冷却速度ＣＲ２について］
　仕上げ圧延温度ＦＴ－４０℃から巻取温度ＣＴまでの温度域での平均冷却速度を、冷却速度ＣＲ２とする。
　冷却速度ＣＲ２が遅すぎれば、旧オーステナイト粒界へのＢの偏析が低下する。さらに、ポリゴナルフェライトが過剰に生成し、ベイニティックフェライトの面積率が十分に得られない。さらに、粒界長さＧＬが過度に短くなったり、Ｂ偏析度が低くなったりする。
　一方、冷却速度ＣＲ２が速すぎれば、製造された熱延鋼板において、ベイニティックフェライトの面積率が過度に小さくなる。
　したがって、冷却速度ＣＲ２は２５℃／秒以上７５℃／秒以下とする。
　冷却速度ＣＲ２は、鋼板の表面温度が仕上げ圧延温度ＦＴ－４０℃から巻取温度ＣＴ（℃）に至るまでの時間に基づいて、求めることができる。冷却速度ＣＲ２は、得られた数値の小数第一位を四捨五入した整数値とする。なお、仕上げ圧延温度ＦＴ－４０℃から巻取温度ＣＴ２までの温度域では、鋼板は連続的に冷却される。つまり、鋼板の温度は冷却により連続的に低下する。
　仕上げ圧延温度ＦＴから仕上げ圧延温度ＦＴ－４０℃まで冷却速度ＣＲ１で鋼板を冷却した後、滞留時間を設けることなく、速やかに冷却速度ＣＲ２で鋼板を冷却する。つまり、冷却速度ＣＲ１で冷却と冷却速度ＣＲ２での冷却とは連続して実施される。仮に、冷却速度ＣＲ１での冷却後、０．２秒以上の滞留時間を設ければ、旧オーステナイト粒界に偏析しているＢが拡散してしまい、特徴３又は特徴４を満たさなくなる。
　［（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、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５００～６３０℃とする。
　巻取温度ＣＴが６３０℃よりも高い場合、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。
　一方、巻取温度ＣＴが５００℃未満であれば、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。
　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。
　［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、仕上げ圧延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亜鉛めっき鋼板の製造方法］
　本実施形態の熱延鋼板を含む、溶融亜鉛めっき鋼板は、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。
　［溶融亜鉛めっき処理工程］
　溶融亜鉛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、溶融亜鉛めっき鋼板が製造される。
　［溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法における、その他の工程］
　本実施形態の溶融亜鉛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、本実施形態の溶融亜鉛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。
　本実施形態の溶融亜鉛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、製造された溶融亜鉛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。
　本実施形態の溶融亜鉛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、製造された溶融亜鉛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。調質圧延工程での板厚減少率は特に限定されない。調質圧延工程での好ましい板厚減少率は例えば、０．１～３．０％である。
　溶融亜鉛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、本実施形態の溶融亜鉛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、本実施形態の溶融亜鉛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亜鉛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亜鉛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亜鉛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。
　表１中の「－」は、対応する元素含有量が、含有されていなかったことを意味する。なお、各試験番号の鋼板の化学組成は、上述の［熱延鋼板の化学組成の測定方法］に記載の方法に基づいて求めた。
　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中間鋼板を製造した。さらに、仕上げ圧延機を用いて中間鋼板を圧延し、鋼板を製造した。仕上げ圧延工程での（条件１）仕上げ圧延温度ＦＴ（℃）、（条件２）圧下率ＲＬ－１（％）、（条件３）圧下率ＲＬ／圧下率ＲＬ－１、（条件４）冷却開始時間ｔＬ（秒）、（条件５）水冷開始時間ｔＬ－１（秒）、（条件６）冷却速度ＣＲ１（℃／秒）、及び、（条件７）冷却速度ＣＲ２（℃／秒）は、表２に示すとおりであった。
　なお、仕上げ圧延温度ＦＴから仕上げ圧延温度ＦＴ－４０℃まで冷却速度ＣＲ１で鋼板を冷却した後、滞留時間を設けることなく、速やかに冷却速度ＣＲ２で鋼板を冷却した。つまり、冷却速度ＣＲ１で冷却と冷却速度ＣＲ２での冷却とは連続して実施した。また、仕上げ圧延温度ＦＴからＦＴ－４０℃までの温度域では、鋼板の温度を冷却により連続的に低下させた。同様に、仕上げ圧延温度ＦＴ－４０℃から巻取温度ＣＴ２までの温度域では、鋼板の温度を冷却により連続的に低下させた。
　仕上げ圧延後の鋼板を巻取装置により巻取温度ＣＴでコイル状に巻き取った。各試験番号の巻取温度ＣＴは５００～６３０℃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の測定試験
　（試験２）表層の旧オーステナイト粒の粒界長さＧＬの測定試験
　（試験３）旧オーステナイト粒界でのＢ偏析度の測定試験
　（試験４）引張強さ測定試験
　（試験５）強度・バーリング性バランス測定試験
　（試験６）溶融亜鉛めっき鋼板の耐ＬＭＥ性評価試験
　以下、試験１～試験６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の測定試験］
　上述の［ベイニティックフェライトの面積率の測定方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号の熱延鋼板のベイニティックフェライトの面積率（％）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。
　［（試験２）表層の旧オーステナイト粒の粒界長さＧＬの測定試験］
　上述の［粒界長さＧＬの測定方法について］に記載の方法に基づいて、各試験番号の熱延鋼板の表層領域の粒界長さＧＬ（ｍｍ）を求めた。得られた粒界長さＧＬを、表３中の「粒界長さＧＬ（ｍｍ）」欄に示す。
　［（試験３）旧オーステナイト粒界でのＢ偏析度の測定試験］
　上述の［旧オーステナイト粒界でのＢ偏析度の測定方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号の熱延鋼板の表層領域のＢ偏析度を求めた。得られたＢ偏析度を、表３中の「Ｂ偏析度」欄に示す。
　［（試験４）引張強さ測定試験］
　上述の［引張強さの測定方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号の熱延鋼板の引張強さＴＳ（ＭＰａ）を求めた。得られた引張強さＴＳを表３中の「ＴＳ（ＭＰａ）」欄に示す。
　［（試験５）強度・バーリング性バランス測定試験］
　上述の［強度・バーリング性バランスＳＢの測定方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号の熱延鋼板の穴広げ性λ（％）を求めた。さらに、試験４で得られた引張強さＴＳ（ＭＰａ）と、穴広げ性（％）とを用いて、強度・バーリング性バランスＳＢを求めた。得られた穴広げ率λ（％）を表３中の「λ（％）」欄に示す。得られた強度・バーリング性バランスＳＢを、表３中の「ＳＢ（ＭＰａ・％）」欄に示す。
　［（試験６）溶融亜鉛めっき鋼板の耐ＬＭＥ性評価試験］
　［溶融亜鉛めっき鋼板の製造］
　溶融亜鉛めっき鋼板の耐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、溶融亜鉛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３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３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、溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
　なお、表４中の数値の左横に併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０．１１％含有されていることを意味する。なお、各めっき番号のめっき層の化学組成は、上述の［溶融亜鉛系めっき層の化学組成の測定方法］に記載の方法により求めた。
　製造された各試験番号の溶融亜鉛めっき鋼板の耐ＬＭＥ性を、次の方法で評価した。
　各試験番号の溶融亜鉛めっき鋼板から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３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３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　Ｇ６９Ａ２ＵＣＮ１Ｍ２Ｔに規定のＹＭ－７０ＣＳ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３に示すアーク溶接を実施する前に、図４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３のボス部材の溶接を実施する前に、図４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３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３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。具体的には、熱延鋼板の表面（めっき層と熱延鋼板との界面）から深さ方向（板厚方向）の割れの長さ（ｍｍ）を求めた。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３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３中の「耐ＬＭＥ評価」欄で「Ｂ」（Ｂａｄ）で表示）。
　［評価結果］
　表１～表４を参照して、試験番号１～１９の熱延鋼板は特徴１～特徴４を満たした。そのため、優れた耐ＬＭＥ性が得られた。なお、これらの試験番号の熱延鋼板では、引張強さＴＳが５９０ＭＰａ以上であり、高い強度が得られた。
　一方、試験番号２０では、Ｗ含有量が低すぎた。そのため、Ｂ偏析度が低かった。その結果、十分な耐ＬＭＥ性が得られなかった。
　試験番号２１では、Ｂ含有量が低すぎた。そのため、Ｂ偏析度が低かった。その結果、十分な耐ＬＭＥ性が得られなかった。
　試験番号２２及び２３では、仕上げ圧延温度ＦＴが高すぎた。そのため、粒界長さＧＬが短く、Ｂ偏析度が低かった。その結果、十分な耐ＬＭＥ性が得られなかった。
　試験番号２４及び２５では、圧下率ＲＬ－１が低すぎた。そのため、粒界長さＧＬが短く、Ｂ偏析度が低かった。その結果、十分な耐ＬＭＥ性が得られなかった。
　試験番号２６及び２７では、圧下率ＲＬの圧下率ＲＬ－１に対する比（＝ＲＬ／ＲＬ－１）が低すぎた。そのため、粒界長さＧＬが短く、Ｂ偏析度が低かった。その結果、十分な耐ＬＭＥ性が得られなかった。
　試験番号２８及び２９では、冷却開始時間ｔＬが長すぎた。そのため、粒界長さＧＬが短く、Ｂ偏析度が低かった。その結果、十分な耐ＬＭＥ性が得られなかった。
　試験番号３０及び３１では、水冷開始時間ｔＬ－１が長すぎた。そのため、粒界長さＧＬが短く、Ｂ偏析度が低かった。その結果、十分な耐ＬＭＥ性が得られなかった。
　試験番号３２及び３３では、冷却速度ＣＲ１が遅すぎた。そのため、粒界長さＧＬが短く、Ｂ偏析度が低かった。その結果、十分な耐ＬＭＥ性が得られなかった。
　試験番号３４では、冷却速度ＣＲ１が速すぎた。そのため、ベイニティックフェライトの面積率が低かった。その結果、強度・バーリング性バランスＳＢが低かった。
　試験番号３５～３７では、冷却速度ＣＲ２が遅すぎた。そのため、試験番号３５及び３６では、ベイニティックフェライトの面積率が低く、粒界長さＧＬが短く、Ｂ偏析度が低かった。また、試験番号３７では、Ｂ偏析度が低かった。その結果、試験番号３５及び３６では、十分な耐ＬＭＥ性が得られず、引張強さが５９０ＭＰａ未満であった。さらに、強度・バーリング性バランスＳＢが低かった。また、試験番号３７では、十分な耐ＬＭＥ性が得られなかった。
　試験番号３８では、冷却速度ＣＲ２が速すぎた。そのため、ベイニティックフェライトの面積率が低かった。その結果、強度・バーリング性バランスＳＢが低かった。
　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 (3)

  1. 　熱延鋼板であって、
    　質量％で、
    　Ｃ：０．０３０～０．１１０％、
    　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    　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％、
    　Ｗ：０．０２０～０．１００％、
    　Ｂ：０．００１０～０．００５０％、
    　Ｎｂ：０～０．１５０％、
    　Ｖ：０～０．２０％、及び、
    　Ｃｒ：０～１．００％、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、
    　前記熱延鋼板の表面から板厚方向に０．２ｍｍ深さ位置までの表層領域において、飛行時間型二次イオン質量分析法によりＢＯ２ －が検出された旧オーステナイト粒界の総長さが１００μｍ×１００μｍ当たり０．８０～５．００ｍｍであり、
    　前記旧オーステナイト粒界でのＢ偏析度が８０以上である、
    　熱延鋼板。
  2. 　請求項１に記載の熱延鋼板であって、
    　質量％で、
    　Ｎｂ：０．００１～０．１５０％、
    　Ｖ：０．０１～０．２０％、及び、
    　Ｃｒ：０．０１～１．００％、からなる群から選択される１種以上を含有する、
    　熱延鋼板。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の前記熱延鋼板と、
    　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、
    　溶融亜鉛めっき鋼板。
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