JP6897882B2 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、熱延鋼板およびその製造方法に関する。
本願は、２０１８年１０月１９日に、日本に出願された特願２０１８−１９７９３５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

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

さらに最近では、燃費規制やＮＯ_Ｘ等の環境規制の更なる厳格化により、プラグインハイブリッド車や電気自動車の増加が見込まれている。これら次世代自動車においては、大容量バッテリーの搭載が必要であり、より一層の車体の軽量化が必要となる。

車体の軽量化をより一層進めるためには、鋼板からアルミニウム合金、樹脂、ＣＦＲＰ等の軽量素材への置換もしくは鋼板の更なる高強度化が選択肢となり得るが、素材コストや加工コストの観点からは、高級車を除く大量生産を前提とした大衆車では、超高強度鋼板の採用が現実的である。

自動車車体の軽量化に関し、例えば、従来、骨格部品であるセンターピラーには７８０ＭＰａ級の高強度鋼板が用いられていたが、近年、車体をより軽量化するために、板厚の薄い１１８０ＭＰａ級の超高強度鋼板が採用されつつある。また、足回り部品であるロアーアームには従来は５９０ＭＰａ級の高強度熱延鋼板が用いられてきたが、例えば特許文献１に記載されているような、９８０ＭＰａ級以上の超高強度熱延鋼板が求められている。

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

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

そこで、最近では、環境負荷を低減できる化成処理液としてジルコニウム系化成処理液が使用されている。ジルコニウム系化成処理液は、リン酸塩を含まず金属塩を添加する必要がない。そのため、スラッジ発生量がきわめて小さい。例えば、特許文献２および３には、ジルコニウム化成処理液を用いて金属表面に化成処理皮膜を形成する技術が記載されている。

国際公開２０１４／１３２９６８号パンフレット 日本国特開２００４−２１８０７４号公報 日本国特開２００８−２０２１４９号公報

ジルコニウム系化成処理液を用いても、従来の７８０ＭＰａ級の強度クラスまでの高強度鋼板では、リン酸亜鉛化成処理に匹敵する耐食性及び塗膜密着性が得られる。しかしながら、引張強さが９８０ＭＰａ以上の超高強度鋼板においては、含有される合金元素量が多いことから、ジルコニウム系化成結晶の鋼板表面への付着が不十分となり、良好な耐食性と塗膜密着性とが得られない。

本発明は上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、その目的とするところは、９８０ＭＰａ以上の引張強さと十分な低温靭性とを有する超高強度鋼板であって、ジルコニウム系化成処理液を用いた場合でも、リン酸亜鉛化成処理液を用いた場合と同等以上の化成処理性と塗膜密着性とを有する熱延鋼板、及びその熱延鋼板を安定して製造できる製造方法を提供することである。

本発明者らは、前記課題を解決するため鋭意検討を行い、後述するように、鋼板の表層の酸化物が化成処理性、塗膜密着性に大きく影響していることを見出した。

本発明は、これら知見を基になされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）本発明の一態様に係る熱延鋼板は、板厚方向全体の平均値で表される化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５０％以上、０．２００％以下、Ｓｉ：０．０５％以上、３．００％以下、Ｍｎ：１．００％以上、４．００％以下、Ａｌ：０．００１％以上、２．０００％以下、Ｎ：０．０００５％以上、０．１０００％以下、Ｎｉ：０．０２％以上、２．００％以下、Ｎｂ：０％以上、０．３００％以下、Ｔｉ：０％以上、０．３００％以下、Ｃｕ：０％以上、２．００％以下、Ｍｏ：０％以上、１．０００％以下、Ｖ：０％以上、０．３００％以下、Ｃｒ：０％以上、２．００％以下、Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下、Ｃａ：０％以上、０．０１００％以下、ＲＥＭ：０％以上、０．１０００％以下、Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、およびＷのうち１種または２種以上：合計で０〜１．０００％、Ｓｎ：０〜０．０５０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０３００％以下、Ｏ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ、下記式（ｉ）を満たし、下記（ｉｉ）で示されるＰＣＭが０．２０以上であり、かつ、下記（ｉｉｉ）で示されるＭｓが４００℃以上であり、厚さをｔとしたとき、表面からｔ／４の位置における金属組織が、焼き戻しマルテンサイト及び下部ベイナイトのいずれか一方あるいは両方を、体積率の合計で９０％以上含有し、引張強さが９８０ＭＰａ以上であり、前記表面における平均Ｎｉ濃度が７．０％以上である。
０．０５％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．５０％・ ・ ・ 式（ｉ）
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｃｒ／２０＋Ｖ／１０＋５×Ｂ・ ・ ・ 式（ｉｉ）
Ｍｓ＝５６１−４７４×Ｃ−３３×Ｍｎ−１７×Ｎｉ−１７×Ｃｒ−２１×Ｍｏ・ ・ ・ 式（ｉｉｉ）
上記式中に示す元素は前記熱延鋼板中に含有されている元素の質量％である。
（２）上記（１）に記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｎｉ：０．０２％以上、０．０５％以下を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の熱延鋼板は、前記焼き戻しマルテンサイトおよび前記下部ベイナイト中に存在する鉄系炭化物の平均個数密度が１．０×１０^６個／ｍｍ^２以上であってもよい。
（４）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の熱延鋼板は、前記熱延鋼板に内部酸化層が存在し、前記内部酸化層の平均深さが前記熱延鋼板の前記表面から５．０μｍ以上、２０．０μｍ以下であってもよい。
（５）上記（１）〜（４）のいずれかに記載の熱延鋼板は、前記熱延鋼板の前記表面の算術平均粗さＲａの標準偏差が１０．０μｍ以上、５０．０μｍ以下であってもよい。
（６）上記（１）〜（５）のいずれかに記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下、Ｔｉ：０．０１５％以上０．３００％以下、のうち１種または２種を含有してもよい。
（７）上記（１）〜（６）のいずれかに記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．００５％以上、０．３００％以下、Ｃｕ：０．０１％以上、２．００％以下、Ｍｏ：０．０１０％以上、１．０００％以下、Ｖ ：０．０１０％以上、０．３００％以下、Ｃｒ：０．０１％以上、２．００％以下、のうち１種または２種以上を含有してもよい。
（８）上記（１）〜（７）のいずれかに記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．１０００％以下、のうち１種または２種以上を含有してもよい。
（９）本発明の別の態様に係る熱延鋼板の製造方法は、上記（１）に記載の熱延鋼板の製造方法であって、上記（１）に記載の前記化学組成を有する溶鋼を鋳造して鋼片を得る鋳造工程と、前記鋼片を、少なくとも予加熱ゾーン、加熱ゾーン及び均熱ゾーンを有する、蓄熱式バーナーを備えた加熱炉で加熱する加熱工程と、加熱された前記鋼片に、仕上げ圧延温度が８５０℃以上になるように熱間圧延を行って熱延鋼板を得る熱延工程と、前記仕上げ圧延温度から下記式（ｉｖ）で計算されるＭｓ点温度までの平均冷却速度が５０℃／秒以上となるように、前記Ｍｓ点温度以下の温度域まで前記熱延鋼板を一次冷却する一次冷却工程と、前記熱延鋼板を３５０℃未満の温度で巻き取る巻き取り工程と、を有し、前記加熱工程において、前記予加熱ゾーンでの空気比を１．１以上、１．９以下とする。
Ｍｓ＝５６１−４７４×Ｃ−３３×Ｍｎ−１７×Ｎｉ−１７×Ｃｒ−２１×Ｍｏ ・ ・ ・ 式（ｉｖ）
（１０）上記（９）に記載の熱延鋼板の製造方法は、前記一次冷却を前記Ｍｓ点温度未満、３５０℃以上の温度で停止し、前記一次冷却後の前記熱延鋼板を、最大冷却速度が５０℃／秒未満となるように３５０℃未満まで冷却してもよい。
（１１）上記（９）または（１０）に記載の熱延鋼板の製造方法は、前記加熱工程において、前記加熱ゾーンでの空気比を０．９以上、１．３以下とする。
（１２）上記（９）〜（１１）のいずれか１項に記載の熱延鋼板の製造方法は、前記加熱工程において、前記均熱ゾーンでの空気比を０．９以上、１．９以下としてもよい。
（１３）上記（１１）または（１２）に記載の熱延鋼板の製造方法は、前記予加熱ゾーンでの空気比が、前記加熱ゾーンでの空気比よりも大きくてもよい。
（１４）上記（９）〜（１３）のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法は、前記巻き取り工程後の前記熱延鋼板に、２０〜９５℃の温度の１〜１０ｗｔ％の塩酸溶液を用いて３０〜６０秒未満の酸洗時間の条件で酸洗する酸洗工程を備えてもよい。

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

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

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

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

Ｃ：０．０５０％以上、０．２００％以下
Ｃは、本実施形態に係る熱延鋼板において重要な元素のひとつである。Ｃは、鋼板の強度上昇や焼入れ性の向上に寄与する元素である。Ｃ含有量が、０．０５０％未満では、低温変態生成相の組織強化による強度向上の効果を得ることが出来ない。そのため、Ｃ含有量は、０．０５０％以上とする。好ましくは０．０７０％以上である。
一方、Ｃは、ベイナイトやマルテンサイトが焼き戻される際に析出するセメンタイト（Ｆｅ_３Ｃ）等の鉄系炭化物を生成させる。Ｃ含有量が０．２００％超であると、打ち抜き加工時の二次せん断面の割れ起点となるセメンタイト（Ｆｅ_３Ｃ）等の鉄系炭化物が増加し、穴広げ性等の成形性が劣化する。このため、Ｃ含有量は、０．２００％以下とする。好ましくは、０．１８０％以下である。

Ｓｉ：０．０５％以上、３．００％以下
Ｓｉは、本実施形態に係る熱延鋼板において重要な元素のひとつである。Ｓｉは、焼き戻し軟化抵抗を向上させることで母材の強度上昇に寄与する元素であり、溶鋼の脱酸材としても有効な元素である。また、Ｓｉは、ウロコ、紡錘スケールといったスケール系欠陥の発生の抑制にも有効な元素である。これらの効果を得るため、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。また、Ｓｉ含有量の増加に伴い、材料組織中におけるセメンタイト等の鉄系炭化物の析出が抑制され、強度と穴広げ性とが向上する。そのため、Ｓｉ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。
一方、Ｓｉ含有量が３．００％を超えても強度上昇に寄与する効果が飽和する。そのため、Ｓｉ含有量は３．００％以下とする。好ましくは２．５０％以下である。

Ｍｎ：１．００％以上、４．００％以下
Ｍｎは、固溶強化に寄与する元素である。また、Ｍｎは、焼入れ性を高める元素であり、鋼板組織を焼き戻しマルテンサイトあるいは下部ベイナイト主相とするために含有させる。Ｍｎ含有量が１．００％未満では、冷却中のフェライト変態やベイナイト変態の抑制効果が十分に発揮されず、鋼板組織を下部ベイナイト及び／またはマルテンサイト主相にできない。そのため、Ｍｎ含有量を１．００％以上とする。
一方、Ｍｎ含有量が４．００％を超えてもこの効果が飽和する。そのため、Ｍｎ含有量を４．００％以下とする。また、Ｍｎ含有量が３．００％超となると鋳造時にスラブ割れが発生しやすくなる。そのため、好ましくは、Ｍｎ含有量は３．００％以下である。

Ａｌ：０．００１％以上、２．０００％以下
Ａｌは、本実施形態に係る熱延鋼板において重要な元素のひとつである。Ａｌは、ベイナイトやマルテンサイトが焼き戻される際に粗大なセメンタイトの形成を抑制し、穴広げ性を向上させる元素である。また、脱酸材としても活用可能である。この効果を得るため、Ａｌ含有量を０．００１％以上とする。
一方で、Ａｌの過剰な含有はＡｌ系の粗大介在物の個数を増大させ、穴拡げ性の劣化や表面疵の原因になる。このことから、Ａｌ含有量を２．０００％以下とする。また、Ａｌ含有量が多いと、鋳造時にタンディッシュノズルが閉塞し易くなるので、Ａｌ含有量は、好ましくは、１．５００％以下である。

Ｎ：０．０００５％以上、０．１０００％以下
Ｎ含有が多いと、鋼中に固溶Ｎが残存して延性が低下する。また、Ｔｉが含有されている場合には、粗大なＴｉＮが析出して穴広げ性が低下する。そのため、Ｎ含有量は少ないほど好ましい。Ｎ含有量が０．１０００％を超えると、特に延性、穴広げ性の低下が顕著になるので、Ｎ含有量を０．１０００％以下とする。好ましくは、０．０１００％以下である。
一方、Ｎ含有量を０．０００５％未満とすることは経済的に望ましくない。そのため、Ｎ含有量を０．０００５％以上とする。

Ｎｉ：０．０２％以上、２．００％以下
Ｎｉは、本実施形態に係る熱延鋼板において重要な元素のひとつである。Ｎｉは、主に熱間圧延工程の加熱工程において、特定の条件下で鋼板表面とスケールとの界面近傍の鋼板表面近傍に濃化する。このＮｉが、鋼板表面にジルコニウム系化成処理を行う際に、ジルコニウム系化成処理皮膜の析出核となり、スケがなく密着性のよい皮膜の形成を促進する。Ｎｉ含有量が０．０２％未満ではその効果がないので、Ｎｉ含有量を０．０２％以上とする。上記密着性向上効果は、ジルコニウム系化成処理皮膜だけでなく、従来のリン酸亜鉛化成処理皮膜に対しても同様に得られる。また、溶融亜鉛めっき処理による溶融亜鉛めっき層や、さらには、めっき後合金化処理された合金化亜鉛めっき層の母材との密着性も向上させる。
さらに、Ｎｉは、焼き入れ性を高める元素として冷却時のフェライト変態を抑制し、鋼板組織を焼き戻しマルテンサイトあるいは下部ベイナイト組織とするために有効な元素である。
一方、Ｎｉ含有量が２．００％を超えてもその効果が飽和するだけでなく、合金コストが上昇する。従って、Ｎｉ含有量を、２．００％以下とする。好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．０５％以下である。

以上が本実施形態に係る熱延鋼板の基本的な化学成分であり、本実施形態に係る熱延鋼板は、上記の元素を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなっていてもよい。しかしながら、各種特性の向上を目的として、さらに下記のような成分を含有することができる。以下の元素は、必ずしも含有する必要はないので、含有量の下限は０％である。

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

Ｔｉ：０％以上、０．３００％以下
Ｔｉは、炭窒化物を形成して、あるいは、固溶Ｔｉが熱間圧延時の粒成長を遅延させることで、熱延鋼板の粒径の微細化を通じて、低温靭性の向上に寄与する元素である。この効果を得る場合、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。また、Ｂを含有させてその焼き入れ性向上効果を発現させるためには、ＢＮとして析出するＢを極力少なくする必要がある。Ｔｉ含有量を０．０１５％以上とすればＢＮよりも高温で安定なＴｉＮが析出して、十分な固溶Ｂによる焼き入れ性の向上が期待できる。そのため、同時にＢを含有させる場合には、Ｔｉ含有量を０．０１５％以上とすることが好ましい。
一方、Ｔｉ含有量が０．３００％を超えても上記効果は飽和して経済性が低下する。そのため、必要に応じてＴｉを含有させる場合でも、Ｔｉ含有量は０．３００％以下とする。

Ｃｕ：０％以上、２．００％以下
Ｍｏ：０％以上、１．０００％以下
Ｖ：０％以上、０．３００％以下
Ｃｒ：０％以上、２．００％以下
Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒは、焼き入れ性を高める元素として、冷却時のフェライト変態を抑制し、鋼板組織を焼き戻しマルテンサイトあるいは下部ベイナイト組織とするために、いずれか一種又は二種以上を含有させてもよい。また、これらの元素は、析出強化もしくは固溶強化により熱延鋼板の強度を向上させる効果を有する元素であり、この効果を得るために一種又は二種以上を含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｍｏ、Ｖのそれぞれの含有量を０．０１０％以上、Ｃｕ、Ｃｒの含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｃｕ含有量が２．００％超、Ｍｏ含有量が１．０００％超、Ｖ含有量が０．３００％超、Ｃｒ含有量が２．００％超であっても上記効果は飽和する上、経済性が低下する。従って、必要に応じて、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒを含有させる場合でも、Ｃｕ含有量は２．００％以下、Ｍｏ含有量は１．０００％以下、Ｖ含有量は０．３００％以下、Ｃｒ含有量は２．００％以下とする。

Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下
Ｃａ：０％以上、０．０１００％以下
ＲＥＭ：０％以上、０．１０００％以下
Ｍｇ、ＣａおよびＲＥＭ（希土類元素）は、破壊の起点となり鋼板の加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、鋼板の加工性を向上させる元素である。そのため、これらのいずれか一種又は二種以上を含有させてもよい。この効果を得る場合、Ｃａ、ＲＥＭおよびＭｇの含有量は、それぞれ０．０００５％以上とすることが好ましい。
一方、Ｍｇの含有量を０．０１００％超、Ｃａの含有量を０．０１００％超、ＲＥＭの含有量を０．１０００％超としても上記効果が飽和する上、経済性が低下する。従って、含有させる場合でも、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下、Ｃａ含有量は０．０１００％以下、ＲＥＭ含有量は、０．１０００％以下であることが望ましい。
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドからなる合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計含有量を指す。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。

Ｂ：０％以上、０．０１００％以下
Ｂは、焼き入れ性を高める元素として、冷却時のフェライト変態を遅延させることで鋼板組織を、焼き戻しマルテンサイトあるいは下部ベイナイト組織とするために有効な元素であり、この効果を得るために含有させても良い。この効果を得る場合、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．０００７％以上である。
一方では、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、経済性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｂ含有量を０．０１００％以下とする。好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００３０％以下である。

Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、およびＷ：１種または２種以上を合計で０〜１．０００％
Ｓｎ：０．０５０％以下
その他の元素について、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗを合計で１．０００％以下含有しても本実施形態に係る熱延鋼板の効果は損なわれない。そのため、これらの元素を合計で１．００００％以下含有させてもよい。
また、Ｓｎを少量含有させても本実施形態に係る熱延鋼板の効果は損なわれない。しかしながら、Ｓｎ含有量が０．０５０％を超えると熱間圧延時に疵が発生する恐れがあるので、Ｓｎ含有量を０．０５０％以下とすることが望ましい。

Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、溶銑に含まれる不純物であり、鋼板の粒界に偏析し、含有量の増加に伴い低温靭性を低下させる元素である。このため、Ｐ含有量は、低いほど望ましい。Ｐ含有量が０．１００％超であると加工性や溶接性への悪影響が著しいので、Ｐ含有量を０．１００％以下とする。特に、溶接性を考慮する場合、Ｐ含有量は、０．０３０％以下であることが望ましい。
一方、Ｐは少ない方が好ましいが、必要以上に低減することは製鋼工程に多大な負荷を掛ける。そのため、Ｐ含有量を０．００１％以上としても良い。

Ｓ：０．０３００％以下
Ｓは、溶銑に含まれている不純物であり、含有量が多すぎると、熱間圧延時の割れを引き起こす元素である。また、Ｓは、穴広げ性を劣化させるＭｎＳなどの介在物を生成させる元素である。このため、Ｓ含有量は、極力低減させるべきである。しかしながら、Ｓ含有量が０．０３００％以下ならば許容できる範囲であるので、Ｓ含有量を０．０３００％以下とする。ただし、穴広げ性の観点からはＳ含有量を、０．０１００％以下とすることが好ましく、０．００５０％以下とすることがより好ましい。
一方、Ｓ含有量は少ない方が好ましいが、必要以上に低減することは製鋼工程に多大な負荷がかかる。そのため、Ｓ含有量を０．０００１％以上としてもよい。

Ｏ：０．０１００％以下
Ｏは、含有量が多すぎると鋼中で破壊の起点となる粗大な酸化物を形成し、脆性破壊や水素誘起割れを引き起こす元素である。そのため、Ｏ含有量を０．０１００％以下とする。現地溶接性の観点からは、Ｏ含有量を０．００３０％以下とすることが好ましい。
一方、Ｏは、溶鋼の脱酸時に微細な酸化物を多数分散させる元素である。そのため、Ｏ含有量を０．０００５％以上としても良い。

上述の通り、本実施形態に係る熱延鋼板は、基本元素を含み、必要に応じて任意元素を含み、残部はＦｅおよび不純物からなる。不純物とは、鋼板の製造過程において、原料から、またはその他の製造工程から、意図せず含まれる成分をいう。

０．０５％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．５０％
本実施形態に係る熱延鋼板では、各元素の含有量を上記の範囲に制御した上で、Ｓｉ＋Ａｌが下記式（１）を満足するように制御する必要がある。
０．０５％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．５０％・ ・ ・ 式（１）
Ｓｉ＋Ａｌが０．０５％未満であると、ウロコ、紡錘スケールといったスケール系欠陥が発生する。
一方、Ｓｉ＋Ａｌが２．５０％超であると、Ｎｉを含有させて表層に十分にＮｉを濃化させても、化成処理結晶の核となる効果が得られず、化成処理性、塗膜密着性を改善する効果が得られなくなる。

ＰＣＭ≧０．２０
Ｍｓ≧４００（℃）
また、本実施形態に係る熱延鋼板では、各元素の含有量を上記の範囲に制御した上で、下記式（２）で求められるＰＣＭを０．２０以上にする必要がある。
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｃｒ／２０＋Ｖ／１０＋５×Ｂ・ ・ ・ 式（２）
ＰＣＭが０．２０未満であると、焼入れ性が不足し、主相を焼き戻しマルテンサイト及び／または下部ベイナイトとするミクロ組織が得られなくなる。
また、本実施形態に係る熱延鋼板では、下記式（３）で表されるＭｓを４００（℃）以上にする必要がある。
Ｍｓが４００（℃）未満であると、冷却中のオートテンパー（自動焼き戻し）が不十分となり伸びフランジ性が劣化する。
Ｍｓ＝５６１−４７４×Ｃ−３３×Ｍｎ−１７×Ｎｉ−１７×Ｃｒ−２１×Ｍｏ ・ ・ ・ 式（３）

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

［金属組織］
本実施形態に係る熱延鋼板のミクロ組織（金属組織）について説明する。特に断りのない限り、ミクロ組織に関する％は体積率での％を示す。

鋼板の表面からｔ／４（ｔ：板厚）の位置における金属組織が、焼き戻しマルテンサイト及び下部ベイナイトのいずれか一方あるいは両方：体積率の合計で９０％以上
本実施形態に係る熱延鋼板では、主相を焼き戻しマルテンサイト及び／または下部ベイナイトとし、その合計の体積率を９０％以上とする。

焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとの合計の体積率が、９０％未満では９８０ＭＰａ以上の引張強さを確保できない。このため、焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとの合計の体積率の下限は、９０％である。その体積率を１００％としても、高強度及び優れた低温靭性は得られる。

本実施形態に係る熱延鋼板において、焼き戻しマルテンサイトは、高強度及び優れた低温靭性を具備するために、最も重要なミクロ組織である。焼き戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径５ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、さらに、その炭化物が複数のバリアント、即ち、異なる方向に伸長した複数の鉄系炭化物群に属する組織である。
焼き戻しマルテンサイトは、Ｍｓ点（マルテンサイト変態開始温度）以下の冷却時の冷却速度を低下させた場合や、一旦、マルテンサイト組織とした後、１００〜６００℃で焼き戻すことで、その組織を得ることが出来る。本実施形態に係る熱延鋼板では４００℃未満の冷却制御にて析出を制御している。

下部ベイナイトも、焼き戻しマルテンサイトと同様にラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径５ｎｍ以上の鉄系炭化物を含む。下部ベイナイトでは、その炭化物が、単一のバリアント、即ち、同一方向に伸長した鉄系炭化物群に属する。炭化物の伸長方向を観察することで、焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとは判別できる。ここで、同一方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものを意味している。しかしながら、本実施形態に係る熱延鋼板においては、材質の観点から焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとを明確に区別する必要はない。

ミクロ組織には、焼き戻しマルテンサイト、下部ベイナイト以外の組織として、フェライト、フレッシュマルテンサイト、上部ベイナイト、パーライト、残留オーステナイトの１種または２種以上を合計で体積率１０％以下含有しても良い。

本実施形態において、フレッシュマルテンサイトとは、内部に炭化物を含まないマルテンサイトである。従って、焼き戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとは炭化物の観点で容易に判別できる。すなわち、ＦＥ−ＳＥＭを用いてラス状結晶粒内部を観察し、その鉄系炭化物の有無で判別できる。フレッシュマルテンサイトは、高強度であるものの低温靭性に劣る。このことから、その体積率は、１０％以下に制限する必要がある。
残留オーステナイトは、加熱時に生成したオーステナイトが常温まで変態せずに残存した組織であるが、プレス成形時に鋼材が塑性変形する、あるいは、衝突時に自動車部材が塑性変形することで、フレッシュマルテンサイトに変態する。そのため、上記で述べたフレッシュマルテンサイトと同様の悪影響を及ぼす。このことから、体積率を１０％以下に制限する必要がある。また、残留オーステナイトは結晶構造がＦＣＣであり他のミクロ組織がＢＣＣであり互いに異なるためにＸ線回折法で容易にその体積率を求めることが可能である。

上部ベイナイトは、ラス間に炭化物を含むラス状の結晶粒の集合体である。上部ベイナイトでは、このラス界面に炭化物が析出しており、下部ベイナイトがラス内部に炭化物を析出する場合と明確に異なる。そのために容易に判別できる。すなわち、ＦＥ−ＳＥＭを用いてラス状結晶粒の界面を観察し、その鉄系炭化物の有無で判別できる。ラス間に含まれる炭化物は破壊の起点となるため、上部ベイナイトの体積率が多いと、低温靭性が低下する。また、上部ベイナイトは、下部ベイナイトに比較し、高温で形成することから、低強度であり、過剰な形成は、９８０ＭＰａ以上の引張強さの確保を難しくする。この悪影響は、上部ベイナイトの体積率が１０％超となると顕著になるので、体積率を１０％以下に制限する必要がある。

フェライトは塊状の結晶粒であって、内部にラス等の下部組織を含まない組織である。フェライトは、最も軟質な組織であり、９８０ＭＰａ以上の引張強さ確保のためには、１０％以下に制限する必要がある。また、主相である焼き戻しマルテンサイトあるいは下部ベイナイトに比較し、極めて軟質であることから、フェライトと、焼き戻しマルテンサイトまたは下部ベイナイトとの界面に変形が集中し、破壊の起点になりやすい。この悪影響は、体積率が１０％超となると顕著になることから、その体積率を１０％以下に制限する必要がある。
パーライトはフェライト同士の間にセメンタイトが層状に析出したラメラ状の金属組織であり、フェライトと同様に、強度低下や低温靭性の劣化の原因となるので、その体積率を１０％以下に制限する必要がある。

以上のような本実施形態に係る熱延鋼板のミクロ組織を構成する焼き戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、上部ベイナイト、下部ベイナイト、フェライト、パーライト、残留オーステナイト及び残部組織の同定、存在位置の確認、及び、体積率の測定は、ナイタール試薬及び特開昭５９−２１９４７３号公報に開示の試薬を用いて、鋼板圧延方向断面又は圧延方向直角方向断面を腐食して、１０００〜１０００００倍の走査型及び透過型電子顕微鏡で観察することで可能である。
また、ＦＥＳＥＭ−ＥＢＳＰ法を用いた結晶方位解析や、マイクロビッカース硬度測定等の微小領域の硬度測定からも、組織の判別は可能である。
例えば、上述したように、焼き戻しマルテンサイト、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトは、炭化物の形成サイトや結晶方位関係（伸長方向）が異なることから、ＦＥ−ＳＥＭを用いてラス状結晶粒内部の鉄系炭化物を観察し、その伸長方向を調べることにより、下部ベイナイトと焼き戻しマルテンサイトを容易に区別することができる。ただし、本実施形態に係る熱延鋼板では、焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとの合計の体積率を制御すればよいので、これらの組織を必ずしも区別しなくてもよい。

本実施形態に係る熱延鋼板では、フェライト、パーライト、上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼き戻しマルテンサイトの体積率は、鋼板の厚さをｔとしたとき、鋼板の厚さ方向で鋼板表面からｔ／４の位置を含む部分（概ねｔ／８〜３ｔ／８）から試料を採取し、鋼板の圧延方向断面（いわゆるＬ方向断面）を観察することによって得る。

具体的には、まず、試料をナイタールエッチングし、エッチング後に光学顕微鏡を用いて３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、フェライト及びパーライトそれぞれの面積率、およびベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトの合計面積率を得る。次に、ナイタールエッチングした部分をレペラエッチングし、光学顕微鏡を用いて３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真を、画像解析を行うことによって、残留オーステナイトとマルテンサイトとの合計面積率を算出する。さらに圧延面法線方向から板厚の１／４深さまで面削した試料を用い、後述するＸ線回折測定により残留オーステナイト面積率を求める。この方法により、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトそれぞれの面積率を得ることができる。
上述の通り、ベイナイトはラス状の結晶粒の集合である。ベイナイトには、ラス間に炭化物を含む、ラスの集合体である上部ベイナイトと、内部に長径５ｎｍ以上の鉄系炭化物を含む下部ベイナイトとがある。下部ベイナイトに析出する鉄系炭化物は、単一のバリアント、即ち、同一方向に伸長した鉄系炭化物群に属する。焼き戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径５ｎｍ以上の鉄系炭化物を含む。焼き戻しマルテンサイト内の鉄系炭化物は、複数のバリアント、即ち、異なる方向に伸長した複数の鉄系炭化物群に属する。また、本実施形態において、焼き戻しマルテンサイトではないマルテンサイトは直径５ｎｍ以上の炭化物がラス間とラス内に析出していない金属組織と定義する。このことから、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置において、走査型電子顕微鏡を用いて倍率１０００〜１０００００倍で、４０μｍ×３０μｍの領域を少なくとも３領域観察し、上述した特徴を含むかどうかに基づいて、ベイナイトにおける下部ベイナイト及び上部ベイナイトの割合、マルテンサイトにおける焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトの割合を求め、各相の面積率を算出する。面積率は体積率と等しいとして、これを体積率とする。

残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線回折によって求めることができる。オーステナイトはフェライトと結晶構造が違うため結晶学的に容易に識別できる。例えば、ＭｏのＫα線を用いてオーステナイトとフェライトとの反射面強度の違いより次式を用いてその体積率を簡便に求める方法である。
Ｖγ＝（２／３）｛１００／（０．７×α（２１１）／γ（２２０）＋１）｝＋（１／３）｛１００／（０．７８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝
ただし、α（２１１）、γ（２２０）およびγ（３１１）は、それぞれフェライト（α）、オーステナイト（γ）のＸ線反射面強度である。

本実施形態に係る熱延鋼板では、ミクロ組織に含まれる焼き戻しマルテンサイト及び下部ベイナイト中に、鉄系炭化物を平均個数密度で、１．０×１０^６（個／ｍｍ^２）以上含有することが望ましい。
焼き入れたままのマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）は、強度は優れるものの靭性に乏しい。これに対し、セメンタイトなどの鉄系炭化物が析出した焼き戻しマルテンサイトでは優れた強度と低温靭性とのバランスが得られる。
本発明者らが、低温靭性と鉄系炭化物の個数密度との関係を調査したところ、焼き戻しマルテンサイト及び下部ベイナイト中の炭化物の個数密度を１．０×１０^６（個／ｍｍ^２）以上とすることで、より優れた低温靭性が確保可能なことが明らかとなった。このことから、焼き戻しマルテンサイト及び下部ベイナイトに含まれる鉄系炭化物の平均個数密度を、１．０×１０^６（個／ｍｍ^２）以上とすることが好ましい。より好ましくは、５．０×１０^６（個／ｍｍ^２）以上であり、更に好ましくは、１．０×１０^７（個／ｍｍ^２）以上である。
後述する方法で得られる本実施形態に係る熱延鋼板に析出した炭化物のサイズは、３００ｎｍ以下と小さく、ほとんどがマルテンサイトやベイナイトのラス内に析出する。そのため、低温靭性を劣化させないものと推定される。

炭化物の個数密度の測定に当たっては、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタールエッチングし、板厚の１／４（ｔ／４）の位置を中心とする１／８〜３／８厚の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察することで行う。２０００００倍にて、各１０視野観察を行い、観察視野中の焼き戻しマルテンサイト及び下部ベイナイトに含まれる鉄系炭化物の個数密度を測定し、各視野での個数密度を平均して平均個数密度とする。

更なる低温靭性向上を図るためには、主相を焼き戻しマルテンサイトや下部ベイナイトとすることに加えて、平均有効結晶粒径を１０μｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは、８μｍ以下である。ここで述べる有効結晶粒径とは、下記手法にて述べる結晶方位差１５°以上の粒界に囲まれた領域のことを意味し、マルテンサイトやベイナイトではブロック粒径に相当する。

有効結晶粒径は、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ^ＴＭ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ−Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｅ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）を用い、結晶粒の方位差を一般的に結晶粒界として認識されている大角粒界の閾値である１５°と定義してマッピングした画像より粒を可視化して求める。ＥＢＳＰ−ＯＩＭ^ＴＭ法は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）内で高傾斜した試料に電子線を照射し、後方散乱して形成された菊池パターンを高感度カメラで撮影し、コンピュータ画像処理する事により照射点の結晶方位を短待間で測定する装置およびソフトウエアで構成されている。ＥＢＳＰ法ではバルク試料表面の微細構造並びに結晶方位の定量的解析ができ、分析エリアはＳＥＭで観察できる領域で、ＳＥＭの分解能にもよるが、最小２０ｎｍの分解能で分析できる。

焼き戻しマルテンサイト、ベイナイトの有効結晶粒（ここでは、１５°以上の粒界に囲まれた領域を意味する）のアスペクト比は、２．０以下とすることが望ましい。特定方向に扁平した粒は異方性が大きく、シャルピー試験の際に亀裂が粒界に沿って伝播するので靭性値の低下の原因となる場合が多い。そのため、有効結晶粒は、出来るだけ等軸な粒にすることが好ましい。本実施形態に係る熱延鋼板では、熱延鋼板の圧延方向断面を観察し、有効結晶粒の圧延方向の長さ（Ｌ）と板厚方向の長さ(Ｔ)との比（＝Ｌ／Ｔ）をアスペクト比として定義する。

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

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

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

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

熱延鋼板に内部酸化層（地鉄内部で酸化物が生成した領域）が存在し、内部酸化層の熱延鋼板の表面からの平均深さが５．０μｍ以上、２０．０μｍ以下
表面にＮｉ濃化部があっても、熱延鋼板表面においてＳｉ、Ａｌ等の酸化物の被覆割合が大きすぎるとジルコニウム系化成処理皮膜が付着しない「スケ」が発生しやすくなる。これを抑制するためにはＳｉ、Ａｌ等の酸化を地鉄よりも外部に酸化物を形成する外部酸化ではなく、内部に酸化物を形成する内部酸化にすることが望ましい。
本発明者らは、表面における平均Ｎｉ濃度が７．０％以上であるサンプルのみについて、断面の光学顕微鏡観察を行い、塗装剥離幅と内部酸化層の鋼板表面からの平均深さ（内部酸化層の下端の位置の平均）の関係を調べた。その結果、内部酸化層の平均深さが５．０μｍ以上のすべてのサンプルが、塗装剥離幅が３．５ｍｍ以内であったのに対して、内部酸化層の平均深さが５．０μｍ未満のすべてのサンプルで塗装剥離幅が３．５ｍｍ超４．０ｍｍ以下であった。
そのため、より優れた塗膜密着性を得る場合、内部酸化層の熱延鋼板の表面からの平均深さを５．０μｍ以上、２０．０μｍ以下とすることが好ましい。
このＳｉ、Ａｌ等の内部酸化層の平均深さが５．０μｍ未満では、内部酸化が不十分であり、ジルコニウム系化成処理皮膜が付着しない「スケ」を抑制する効果が小さい。一方、平均深さが２０．０μｍ超ではジルコニウム系化成処理皮膜が付着しない「スケ」を抑制する効果が飽和するだけでなく、内部酸化と同時に起こる脱炭層の生成により表層の硬度が低下して疲労耐久性が劣化する懸念がある。

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

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

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

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

［鋼板の製造方法］
本実施形態に係る熱延鋼板は、製造方法によらず、上述の特徴を有していれば効果は得られる。しかしながら、以下に示す製造方法によれば、安定して製造できるので好ましい。

［スラブ製造工程（鋳造工程）］
熱間圧延に先行する、鋳造などのスラブ製造工程は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の２次製錬を行って上述した成分となるように調整し、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。
連続鋳造の場合には一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延に供しても良いし、インゴットを室温まで冷却することなく熱間圧延に供して良いし、あるいは、鋳造スラブを連続的に熱間圧延に供しても良い。原料にはスクラップを使用しても構わない。

［加熱工程］
［熱間圧延工程］
本実施形態に係る熱延鋼板の製造に際しては、所定の化学成分を有する鋳造スラブ（鋼片）を、予加熱ゾーン、加熱ゾーン、均熱ゾーンの３つのゾーンを有する加熱炉を用いて１１００℃以上に加熱して、熱間圧延を行い、８５０℃以上で熱間圧延を完了することが好ましい。
熱間圧延のスラブ加熱温度は、１１００℃以上にする。スラブ加熱温度が１１００℃未満であると、続く熱間圧延において圧延反力が増加して、十分な熱間圧延が行えず、目的とする製品厚が得られないばかりか、板形状が悪化することにより巻き取ることができなくなる恐れがある。また、オーステナイト粒径が小さくなり、焼入れ性が低下して目的とするミクロ組織が得られなくなる恐れがある。Ｔｉ等の鋼中で炭窒化物を形成する元素を含む場合は、そのオーステナイトでの溶体化温度以上に加熱することが好ましい。
一方、スラブ加熱温度の上限は特に定めることなく、効果は得られるが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくない。このことから、スラブ加熱温度の上限は１３００℃未満とすることが望ましい。
仕上げ圧延温度は、８５０℃以上とすることが好ましい。本実施形態に係る熱延鋼板は、８５０℃未満の温度域での仕上げ圧延では、焼入れ性が低下して目的とする焼き戻しマルテンサイト及び下部ベイナイトのいずれか一方あるいは両方を、体積率の合計で９０％以上含有するミクロ組織が得られなくなる。そのため、仕上げ圧延温度は８５０℃以上である。

優れた塗膜密着性を得るためにはスラブ加熱における加熱炉の各ゾーンの空気比を制御することが重要である。各ゾーンの空気比を制御するためには、加熱炉のバーナー設備は蓄熱式バーナーとすることが好ましい。これは、蓄熱体を内蔵したバーナーを搭載した「リジェネレイティブバーナー」を用いて「交番燃焼」させる場合、排気から熱回収をしない従来型のバーナーと比較して、蓄熱式バーナーは、炉内温度の均熱性が高いこと、各ゾーンのコントロール性が高く、特に各ゾーンにおける空気比のコントロールが厳密にできることで、後述する加熱炉の制御が可能となるからである。

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

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

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

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

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

［冷却工程］
仕上げ圧延温度からＭｓ点温度の平均冷却速度：５０℃／秒以上、Ｍｓ点温度未満での最大冷却速度：５０℃／秒未満
冷却工程においては、仕上げ圧延温度からＭｓ点温度までの平均冷却速度が５０℃／秒以上となるように、Ｍｓ点温度以下の温度域まで冷却する（一次冷却）。Ｍｓ点温度までの平均冷却速度が５０℃／秒未満では、冷却途中にフェライトや上部ベイナイトが形成してしまい、主相である焼き戻しマルテンサイトや下部ベイナイトの体積率を合計で９０％以上とすることが難しい。ただし、冷却過程でフェライトが形成しないのであれば、途中の温度域で空冷を行っても良い。冷却工程において空冷を行う場合は、その温度域を下部ベイナイト生成温度未満とすることが望ましい。空冷を実施する温度が下部ベイナイト生成温度以上であると上部ベイナイトが生成してしまう。また、空冷温度域までの冷却速度を、５０℃／秒以上とする事が好ましい。これは上部ベイナイトの形成を避けるためである。Ｂｓ点温度〜下部ベイナイトの生成温度間の冷却速度が５０℃／秒未満であると、上部ベイナイトが形成されるとともに、ベイナイトのラス間にフレッシュマルテンサイトが形成してしまうか、あるいは、残留オーステナイト（加工時に転位密度の高いマルテンサイトになる）が存在し、低温靭性が低下することがある。Ｂｓ点温度は成分によって定められる上部ベイナイトの生成開始温度であり、便宜的には５５０℃である。また、下部ベイナイトの生成温度も成分によって定められるが、便宜的には４００℃である。すなわち、仕上げ圧延温度から４００℃間では、特に５５０〜４００℃間の冷却速度を５０℃／秒以上とし、仕上げ圧延温度から４００℃間の平均冷却速度を５０℃／秒以上とすることが好ましい。

上記一次冷却をＭｓ点温度未満、３５０℃以上の温度域で停止した後、一次冷却停止温度から３５０℃未満の温度域までの最大冷却速度を５０℃／秒未満として冷却（二次冷却）することが好ましい。これは、焼き戻しマルテンサイトあるいは下部ベイナイト中の鉄系炭化物の平均個数密度を好ましい範囲に制御するためである。この温度域における最大冷却速度が５０℃／秒以上では、鉄系炭化物を好ましい範囲とすることが難しい。このことから、最大冷却速度を５０℃／秒未満とすることが好ましい。
ここで、Ｍｓ点温度未満〜３５０℃未満の温度域における最大冷却速度５０℃／秒未満の冷却は、例えば空冷により実現できる。また、冷却のみを意味するのではなく、等温保持等も含む。さらには、この温度域での冷却速度制御は、鋼板組織中の鉄系炭化物の個数密度の制御が目的であるので、一旦、以下の式（５）によって求められるマルテンサイト変態終了温度（Ｍｆ点）以下に冷却した後、温度を上げて、再加熱してもよい。
Ｍｆ＝０．２８５×Ｍｓ−４６０×Ｃ＋２３２・・・（５）

［巻き取り工程］
巻き取り温度：３５０℃未満
一般的に、マルテンサイトを得るためにはフェライト変態を抑制する必要があり、５０℃／秒以上での冷却が必要であるとされている。加えて、低温では膜沸騰領域と呼ばれる熱伝達係数が比較的低く冷え難い温度域から、核沸騰温度域と呼ばれる熱伝達係数が大きく、冷えやすい温度域に遷移する。４００℃未満の温度域を冷却停止温度とする場合、巻き取り温度が変動し易く、それに伴い材質も変動する。このことから、通常の巻き取り温度は、４００℃超、あるいは、室温巻き取りのいずれかにする場合が多かった。
この結果、４００℃未満での巻き取りや冷却速度低下により、９８０ＭＰａ以上の引張強さと優れた低温靭性とを同時に確保できることが、従来では見出され難かったものと推定される。
本実施形態に係る熱延鋼板では、上述のように冷却を行うことで、３５０℃未満で巻き取りを行っても９８０ＭＰａ以上の引張強さと優れた低温靭性とを同時に確保できる。
巻き取り後は必要に応じてスキンパス圧延による形状矯正や４００℃未満のひずみ取り熱処理を施しても構わない。

［酸洗工程］
［スキンパス工程］
鋼板形状の矯正や可動転位導入により延性の向上を図ることを目的として、圧下率０．１％以上２．０％以下のスキンパス圧延を施してもよい。また、得られた熱延鋼板の表面に付着しているスケールの除去を目的として、必要に応じて得られた熱延鋼板に対して酸洗してもよい。酸洗する場合、２０〜９５℃の温度の１〜１０ｗｔ％の塩酸溶液を用いて３０〜６０秒未満の酸洗時間の条件で酸洗することが好ましい。
更に、酸洗した後に、得られた熱延鋼板に対してインライン又はオフラインで圧下率１０％以下のスキンパス又は冷間圧延を施しても構わない。

本実施形態に係る熱延鋼板は通常の熱延工程である連続鋳造、粗圧延、仕上げ圧延、冷却、巻き取り、酸洗等を経て製造されるが、その一部を抜いて製造を行ったとしても、９８０ＭＰａ以上の引張強さと優れた低温靭性とを確保可能である。また、一旦、熱延鋼板を製造した後、炭化物の析出を目的に、オンラインあるいはオフラインで、１００〜６００℃の温度範囲で熱処理を行ったとしても、低温靭性や９８０ＭＰａ以上の引張強さは確保可能である。

本実施形態において、引張強さ９８０ＭＰａ以上の鋼板とは、熱延の圧延方向に対し垂直方向に切り出したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して行う引張試験による引張強さが、９８０ＭＰａ以上の鋼板を意味する。
本実施形態において、低温での靭性に優れた鋼板とは、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に準拠して行うシャルピー試験の破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−４０℃以下の鋼板をさす。対象となる鋼板が主に自動車用途に用いられる場合、板厚０．８〜８．０ｍｍ前後であるが、３．０ｍｍ前後の板厚となる場合が多い。そこで、本実施形態では、熱延鋼板表面を研削し、鋼板を２．５ｍｍサブサイズ試験片に加工して行う。

上記の製造方法によれば、本実施形態に係る熱延鋼板を得られる。本実施形態に係る熱延鋼板によれば、９８０ＭＰａ以上の引張強さを有する超高強度鋼板であって、ジルコニウム系化成処理液を用いた場合でも、リン酸亜鉛化成処理液を用いた場合と同等以上の化成処理性と塗膜密着性とが得られる。そのため、本実施形態に係る熱延鋼板は、高強度及び塗装後耐食性を要する自動車用部品に好適である。

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

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

加熱されたスラブを、表２Ａ、表２Ｂに示すような仕上げ温度で熱間圧延を行った。熱間圧延後、表２Ａ、表２Ｂに示す冷却条件で冷却を行い、冷却後、巻き取りを行った。

得られた製造Ｎｏ．１〜３５の熱延鋼板に対し、ミクロ組織の観察を行い、各相の体積率及び平均有効結晶粒径等を求めた。

各相の体積率は以下の方法で求めた。
まず、試料をナイタールエッチングし、エッチング後に光学顕微鏡を用いて３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、フェライト及びパーライトそれぞれの面積率、およびベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトの合計面積率を得た。次に、ナイタールエッチングした部分をレペラエッチングし、光学顕微鏡を用いて３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真を、画像解析を行うことによって、残留オーステナイトとマルテンサイトとの合計面積率を算出した。さらに圧延面法線方向から板厚の１／４深さまで面削した試料を用い、Ｘ線回折測定により残留オーステナイト面積率を求め、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトそれぞれの面積率を得た。その後、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置において、走査型電子顕微鏡を用いて倍率１０００〜１０００００倍で、４０μｍ×３０μｍの領域を少なくとも３領域観察し、上述した特徴を含むかどうかに基づいて、ベイナイトにおける下部ベイナイト及び上部ベイナイトの割合、マルテンサイトにおける焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトの割合を求めた。これらから、各相の面積率を算出し、これを体積率とした。

平均有効結晶粒径は、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置において、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ^ＴＭ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ−Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｅ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）を用い、結晶粒の方位差を一般的に結晶粒界として認識されている大角粒界の閾値である１５°と定義してマッピングした画像より粒を可視化して求めた。また、合わせてアスペクト比も測定した。

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

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

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

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

また、得られた製造Ｎｏ．１〜３５の鋼板について、機械的特性として、引張強さ、靭性（ｖＴｒｓ）を求めた。

引張強さは、熱延の圧延方向に対し垂直方向に切り出したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行う引張試験を行って求めた。
引張強さが９８０ＭＰａ以上であれば好ましい特性が得られていると判断した。

靭性は、熱延鋼板表面を研削し、鋼板を２．５ｍｍサブサイズ試験片に加工し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して行うシャルピー試験を行って破面遷移温度（ｖTｒｓ）を求めた。
ｖＴｒｓが−４０℃以下であれば、好ましい特性が得られていると判断した。

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

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

結果を表３Ａ、表３Ｂに示す。
表３Ａ、表３Ｂから分かるように、本発明例である製造Ｎｏ．１〜３、７〜１０、１４、１７〜２８では、引張強さが９８０ＭＰａであっても、優れた靭性を有し、ジルコニウム系化成処理液を用いた化成処理性を行っても化成処理性が良好であり、塗膜密着性に優れた化成処理性皮膜が得られた。
これに対し、成分、金属組織、または表面におけるＮｉ濃度が本発明範囲内にない製造Ｎｏ．４〜６、１１〜１３、１５、１６、２９〜３５では、機械的特性が十分ではないか、化成処理性及び／または塗膜密着性に劣っていた。

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

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

Claims (14)

1. 板厚方向全体の平均値で表される化学組成が、質量％で、
   Ｃ ：０．０５０％以上、０．２００％以下、
   Ｓｉ：０．０５％以上、３．００％以下、
   Ｍｎ：１．００％以上、４．００％以下、
   Ａｌ：０．００１％以上、２．０００％以下、
   Ｎ ：０．０００５％以上、０．１０００％以下、
   Ｎｉ：０．０２％以上、２．００％以下、
   Ｎｂ：０％以上、０．３００％以下、
   Ｔｉ：０％以上、０．３００％以下、
   Ｃｕ：０％以上、２．００％以下、
   Ｍｏ：０％以上、１．０００％以下、
   Ｖ ：０％以上、０．３００％以下、
   Ｃｒ：０％以上、２．００％以下、
   Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下、
   Ｃａ：０％以上、０．０１００％以下、
   ＲＥＭ：０％以上、０．１０００％以下、
   Ｂ ：０％以上、０．０１００％以下、
   Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、およびＷのうち１種または２種以上：合計で０〜１．０００％、
   Ｓｎ：０〜０．０５０％、
   Ｐ ：０．１００％以下、
   Ｓ ：０．０３００％以下、
   Ｏ ：０．０１００％以下を含有し、
   残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ、下記式（１）を満たし、
   下記（２）で示されるＰＣＭが０．２０以上であり、かつ、下記（３）で示されるＭｓが４００℃以上であり、
   厚さをｔとしたとき、表面からｔ／４の位置における金属組織が、焼き戻しマルテンサイト及び下部ベイナイトのいずれか一方あるいは両方を、体積率の合計で９０％以上含有し、
   引張強さが９８０ＭＰａ以上であり、
   前記表面における平均Ｎｉ濃度が７．０％以上である
   ことを特徴とする熱延鋼板。
   ０．０５％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．５０％・ ・ ・ 式（１）
   ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｃｒ／２０＋Ｖ／１０＋５×Ｂ・ ・ ・ 式（２）
   Ｍｓ＝５６１−４７４×Ｃ−３３×Ｍｎ−１７×Ｎｉ−１７×Ｃｒ−２１×Ｍｏ ・ ・ ・ 式（３）
   上記式中に示す元素は前記熱延鋼板中に含有されている元素の質量％である。
2. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｎｉ：０．０２％以上、０．０５％以下
   を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
3. 前記焼き戻しマルテンサイトおよび前記下部ベイナイト中に存在する鉄系炭化物の平均個数密度が１．０×１０^６個／ｍｍ^２以上である
   ことを特徴とする請求項１または２に記載の熱延鋼板。
4. 前記熱延鋼板に内部酸化層が存在し、前記内部酸化層の平均深さが前記熱延鋼板の前記表面から５．０μｍ以上、２０．０μｍ以下である
   ことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
5. 前記熱延鋼板の前記表面の算術平均粗さＲａの標準偏差が１０．０μｍ以上、５０．０μｍ以下である
   ことを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
6. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｂ ：０．０００１％以上０．０１００％以下、
   Ｔｉ：０．０１５％以上０．３００％以下、
   のうち１種または２種を含有する
   ことを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
7. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｎｂ：０．００５％以上、０．３００％以下、
   Ｃｕ：０．０１０％以上、２．００％以下、
   Ｍｏ：０．０１０％以上、１．０００％以下、
   Ｖ ：０．０１０％以上、０．３００％以下、
   Ｃｒ：０．０１％以上、２．００％以下、
   のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
8. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、
   Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、
   ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．１０００％以下、
   のうち１種または２種以上を含有する
   ことを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
9. 請求項１に記載の熱延鋼板の製造方法であって、
   請求項１に記載の前記化学組成を有する溶鋼を鋳造して鋼片を得る鋳造工程と、
   前記鋼片を、少なくとも予加熱ゾーン、加熱ゾーン及び均熱ゾーンを有する、蓄熱式バーナーを備えた加熱炉で加熱する加熱工程と、
   加熱された前記鋼片に、仕上げ圧延温度が８５０℃以上になるように熱間圧延を行って熱延鋼板を得る熱延工程と、
   前記仕上げ圧延温度から下記式（４）で計算されるＭｓ点温度までの平均冷却速度が５０℃／秒以上となるように、前記Ｍｓ点温度以下の温度域まで前記熱延鋼板を一次冷却する一次冷却工程と、
   前記熱延鋼板を３５０℃未満の温度で巻き取る巻き取り工程と、
   を有し、
   前記加熱工程において、前記予加熱ゾーンでの空気比を１．１以上、１．９以下とする
   ことを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
   Ｍｓ＝５６１−４７４×Ｃ−３３×Ｍｎ−１７×Ｎｉ−１７×Ｃｒ−２１×Ｍｏ ・ ・ ・ 式（４）
10. 前記一次冷却を前記Ｍｓ点温度未満、３５０℃以上の温度で停止し、前記一次冷却後の前記熱延鋼板を、最大冷却速度が５０℃／秒未満となるように３５０℃未満まで冷却する、
    ことを特徴とする請求項９に記載の熱延鋼板の製造方法。
11. 前記加熱工程において、前記加熱ゾーンでの空気比を０．９以上、１．３以下とする
    ことを特徴とする請求項９または１０に記載の熱延鋼板の製造方法。
12. 前記加熱工程において、前記均熱ゾーンでの空気比を０．９以上、１．９以下とする
    ことを特徴とする請求項９〜１１のいずれか１項に記載の熱延鋼板の製造方法。
13. 前記予加熱ゾーンでの空気比が、前記加熱ゾーンでの空気比よりも大きい
    ことを特徴とする請求項１１または１２に記載の熱延鋼板の製造方法。
14. 前記巻き取り工程後の前記熱延鋼板に、２０〜９５℃の温度の１〜１０ｗｔ％の塩酸溶液を用いて３０〜６０秒未満の酸洗時間の条件で酸洗する酸洗工程を備える、
    ことを特徴とする請求項９〜１３のいずれか１項に記載の熱延鋼板の製造方法。

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