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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2023-10-17
(45)【発行日】2023-10-25
(54)【発明の名称】熱延鋼板及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20231018BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20231018BHJP
C21D 9/46 20060101ALI20231018BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301W
C22C38/58
C21D9/46 T
【請求項の数】
11
(21)【出願番号】P 2021575882
(86)(22)【出願日】2021-02-05
(86)【国際出願番号】 JP2021004305
(87)【国際公開番号】W WO2021157692
(87)【国際公開日】2021-08-12
【審査請求日】2022-05-10
(31)【優先権主張番号】P 2020018844
(32)【優先日】2020-02-06
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(73)【特許権者】
【識別番号】000006655
【氏名又は名称】日本製鉄株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100149548
【弁理士】
【氏名又は名称】松沼 泰史
(74)【代理人】
【識別番号】100140774
【弁理士】
【氏名又は名称】大浪 一徳
(74)【代理人】
【識別番号】100134359
【弁理士】
【氏名又は名称】勝俣 智夫
(74)【代理人】
【識別番号】100188592
【弁理士】
【氏名又は名称】山口 洋
(74)【代理人】
【識別番号】100217249
【弁理士】
【氏名又は名称】堀田 耕一郎
(74)【代理人】
【識別番号】100221279
【弁理士】
【氏名又は名称】山口 健吾
(74)【代理人】
【識別番号】100207686
【弁理士】
【氏名又は名称】飯田 恭宏
(74)【代理人】
【識別番号】100224812
【弁理士】
【氏名又は名称】井口 翔太
(72)【発明者】
【氏名】安藤 洵
(72)【発明者】
【氏名】林田 輝樹
(72)【発明者】
【氏名】横井 龍雄
(72)【発明者】
【氏名】榊原 章文
【審査官】鈴木 葉子
(56)【参考文献】
【文献】特開２００２－３０９３４３（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０００－１７８６５５（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００９－２４９７１４（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１８／２２０５４０（ＷＯ，Ａ１）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００ー３８／６０
Ｃ２１Ｄ ８／００－ ８／１０
Ｃ２１Ｄ ９／４６－ ９／４８
Ｂ２１Ｂ １／２２，４５／０８
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
化学組成が、質量％で、Ｃ ：０．０１～０．３０％、
Ｓｉ：０．０１～３．００％、
Ｍｎ：０．２０～３．００％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ａｌ：０．００１～２．０００％、
Ｎ ：０．０１００％以下、
Ｎｉ：０．０２～０．５０％、
Ｎｂ：０～０．０６０％、
Ｖ ：０～０．２０％、
Ｔｉ：０～０．２０％、
Ｃｕ：０～０．２０％、
Ｃｒ：０～０．２０％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｂ ：０～０．００２０％、
Ｗ ：０～０．５０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、
Ｏ：０～０．０１００％、
Ｚｒ：０～０．５００％、
Ｃｏ：０～０．５００％、
Ｚｎ：０～０．５００％、及び
Ｓｎ：０～０．５００％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
表面の、２５０μｍ×２５０μｍの領域を、ＥＰＭＡを用いて１μｍの測定ピッチで元素分析を行った場合の測定点のうち、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合が１０～７０％である、
ことを特徴とする熱延鋼板。
【請求項2】
前記化学組成が、Ｎｂ：０．００３～０．０６０％、
Ｖ ：０．０１～０．２０％、
Ｔｉ：０．０１～０．２０％、
Ｃｕ：０．０１～０．２０％、
Ｃｒ：０．０１～０．２０％、
Ｍｏ：０．０１～１．００％、
Ｂ ：０．０００５～０．００２０％、
Ｗ ：０．０１～０．５０％、
Ｍｇ：０．００１～０．０１０％、
Ｃａ：０．００１０～０．０１００％、
ＲＥＭ：０．００１０～０．０１００％、及び
Ｏ：０．０００５～０．０１００％
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有する、
請求項１に記載の熱延鋼板。
【請求項3】
前記化学組成が、Ｓｉ：０．５０～３．００％、
を含有する、請求項２に記載の熱延鋼板。
【請求項4】
前記化学組成が、Ｓｉ：０．０１～０．５０％未満、
Ａｌ：０．０５０～２．０００％、
を含有する、請求項２に記載の熱延鋼板。
【請求項5】
前記化学組成が、Ｓｉ：０．０１～０．５０％未満、
Ａｌ：０．００１～０．０５０％未満、
を含有し、
ＳｉとＡｌとの合計：０．５０～０．５５％未満、
である、請求項２に記載の熱延鋼板。
【請求項6】
前記表面の前記元素分析を行った場合の測定点のうち、Ｏ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合が３０％以下である、請求項３～５のいずれか一項に記載の熱延鋼板。
【請求項7】
前記化学組成が、Ｃｕ：０．０１～０．２０％、
を含有し、
Ｎｉ／Ｃｕ：０．５０以上である、
請求項１～６のいずれか一項に記載の熱延鋼板。
【請求項8】
前記表面の前記元素分析を行った場合の前記測定点のうち、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である前記測定点の平均間隔が、３～１０μｍである、請求項１～７のいずれか一項に記載の熱延鋼板。
【請求項9】
前記表面に防錆油膜を有することを特徴とする、請求項１～８のいずれか一項に記載の熱延鋼板。
【請求項10】
前記表面に化成処理皮膜を有することを特徴とする、請求項１～８のいずれか一項に記載の熱延鋼板。
【請求項11】
請求項１～８のいずれか一項に記載の熱延鋼板の製造方法であって、
請求項１または２に記載の前記化学組成を有する鋼片を、加熱炉で加熱する加熱工程と、
加熱された前記鋼片にデスケーリングを行うデスケーリング工程と、
前記デスケーリング工程後の前記鋼片に熱間圧延を行って熱延鋼板を得る熱延工程と、
を備え、
前記加熱工程では、
前記鋼片の表面温度が１１００℃以上になった後、空気比が０．９以上の雰囲気下で６０分間以上保持し、
抽出温度を１１８０℃以上とし、
前記デスケーリング工程では、
前記表面温度が１１７０℃以上の前記鋼片に少なくとも１回、５～５０ＭＰａの噴射圧力のデスケーリングを行い、
前記デスケーリングの完了から２０～２４０秒の間、前記鋼片の前記表面温度を１１００℃以上に保持する、
ことを特徴とする、熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は熱延鋼板及びその製造方法に関する。
本願は、２０２０年０２月０６日に、日本に出願された特願２０２０－０１８８４４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２０２０年０２月０６日に、日本に出願された特願２０２０－０１８８４４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【0002】
近年、自動車からの炭酸ガス（ＣＯ２）の排出量を抑えるために、高強度鋼板の使用による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ＮＯＸ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。
【0003】
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。
【0004】
主に熱延鋼板が採用される足回り部品（例えばロアアーム）では、軽量化のために、５４０ＭＰａ級以上（引張強さが５４０ＭＰａ以上）の高強度鋼板の適用が進んでいる。一方、強度が高くても、板厚が薄くなると剛性が不足する場合がある。そのため、剛性不足への対策の面から、部品の形状や構造を変更することが検討されているが、この場合、部品形状や構造が複雑化する。そのため、自動車車体の軽量化を行うために適用される高強度鋼板に対しては、高強度であることに加えて、加工性及び疲労特性の向上が要求されている。
【0005】
例えば特許文献１には、高強度かつ優れた表面性状、成形性（延性、バーリング性）、切欠き疲労特性を有する熱延鋼板の製造方法が開示されている。特許文献１では、表面性状を劣化させるタイガーストライプ状のスケール模様を抑制するために、Ｓｉ含有量を減少させるとともに、Ｔｉ炭化物によって析出強化されたポリゴナルフェライトと、１～１０％の低温変態生成物とからなる複合組織にすることで、高い延性とバーリング性とを実現している。
【0006】
また、特許文献２には、延性と疲労特性と耐食性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法が開示されている。特許文献２では、表面性状を劣化させるタイガーストライプ状のスケール模様を抑制するために、Ｓｉ含有量を減少させている。また、Ｔｉ炭化物のサイズを、円相当粒径が７ｎｍ以上２０ｎｍ以下のものの質量が、全Ｔｉ炭化物の質量の５０％以上となるように制御することで、疲労特性を向上させている。また、特許文献２では、この熱延鋼板は、化成処理性や塗装後耐食性が良好であると記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0007】
【文献】国際公開第２０１４／０５１００５号
【文献】日本国特開２０１６－２０４６９０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0008】
上述した特許文献１、２も含め、高強度かつ良好な加工性及び疲労特性を得ようとする場合、通常、合金元素の含有量が高められる。
このような合金元素を高めた高強度鋼板でも、例えばリン酸亜鉛処理などの化成処理を理想的な操業条件で行えば、化成処理性についての問題が発生しない場合が多い。しかしながら、工業的には、自動車部品などの化成処理では、連続して複数の部品が同一の化成処理液を用いて化成処理される。この場合、徐々に化成処理液が劣化し、理想的な操業条件で化成処理を行えない場合がある。
本発明者らが検討した結果、合金元素を比較的多く含む高強度鋼板（例えば引張強さで４９０ＭＰａ以上）では、劣化した化成処理液を用いて化成処理が行われた場合、化成処理性が必ずしも十分ではなく、化成処理後の鋼板の表面に地鉄が露出している部分であるスケが発生し、鋼板の表面に塗料を塗布したときに、塗料と鋼板との密着性が悪くなるという問題があることを見出した。
劣化した化成処理液を用いて化成処理性が低下しているときには、化成処理の操業条件のうち、例えば、遊離酸度の管理値を厳格に管理する、化成処理性を高める促進剤を多く使用する等の対応を取らねばならず、製造コストの増加や生産性低下の原因となる。そのため、高強度鋼板においても、化成処理液が劣化して、化成処理条件がばらついた場合でも良好な化成処理性が得られれば、すなわち広い化成処理の操業条件で良好な塗装後耐食性が得られれば、化成処理の操業条件を厳格に管理することが不要となり、製造コストの増加や生産性の低下を招くことが無いようにすることが出来る。
本発明は上記の課題に鑑みてなされた。本発明は、化成処理性に優れた熱延鋼板及びその製造方法を提供することを課題とする。
このような合金元素を高めた高強度鋼板でも、例えばリン酸亜鉛処理などの化成処理を理想的な操業条件で行えば、化成処理性についての問題が発生しない場合が多い。しかしながら、工業的には、自動車部品などの化成処理では、連続して複数の部品が同一の化成処理液を用いて化成処理される。この場合、徐々に化成処理液が劣化し、理想的な操業条件で化成処理を行えない場合がある。
本発明者らが検討した結果、合金元素を比較的多く含む高強度鋼板（例えば引張強さで４９０ＭＰａ以上）では、劣化した化成処理液を用いて化成処理が行われた場合、化成処理性が必ずしも十分ではなく、化成処理後の鋼板の表面に地鉄が露出している部分であるスケが発生し、鋼板の表面に塗料を塗布したときに、塗料と鋼板との密着性が悪くなるという問題があることを見出した。
劣化した化成処理液を用いて化成処理性が低下しているときには、化成処理の操業条件のうち、例えば、遊離酸度の管理値を厳格に管理する、化成処理性を高める促進剤を多く使用する等の対応を取らねばならず、製造コストの増加や生産性低下の原因となる。そのため、高強度鋼板においても、化成処理液が劣化して、化成処理条件がばらついた場合でも良好な化成処理性が得られれば、すなわち広い化成処理の操業条件で良好な塗装後耐食性が得られれば、化成処理の操業条件を厳格に管理することが不要となり、製造コストの増加や生産性の低下を招くことが無いようにすることが出来る。
本発明は上記の課題に鑑みてなされた。本発明は、化成処理性に優れた熱延鋼板及びその製造方法を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【0009】
本発明者らは、高強度鋼板において、条件によって化成処理性が低下する理由について検討を行った。その結果、高強度鋼板の表面または表面付近の表層部には、酸洗後でもＳｉやＡｌ等の酸化物、またはＭｎやＣｕ等の濃化層が形成されており、これらが化成処理時のＦｅの溶出を阻害することで、化成処理性が低下すると考えた。本発明者らがさらに検討を行った結果、鋼板表層にＮｉを部分的に濃化（局部濃化）させることで、Ｆｅの溶出が促進され、化成処理性が向上することを見出した。
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記に示す熱延鋼板にある。
（１）本発明の一態様に係る熱延鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ ：０．０１～０．３０％、Ｓｉ：０．０１～３．００％、Ｍｎ：０．２０～３．００％、Ｐ ：０．０３０％以下、Ｓ ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００１～２．０００％、Ｎ ：０．０１００％以下、Ｎｉ：０．０２～０．５０％、Ｎｂ：０～０．０６０％、Ｖ ：０～０．２０％、Ｔｉ：０～０．２０％、Ｃｕ：０～０．２０％、Ｃｒ：０～０．２０％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｂ ：０～０．００２０％、Ｗ ：０～０．５０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、Ｃａ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．０１００％、Ｏ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．５００％、Ｃｏ：０～０．５００％、Ｚｎ：０～０．５００％、及びＳｎ：０～０．５００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、表面の、２５０μｍ×２５０μｍの領域を、ＥＰＭＡを用いて１μｍの測定ピッチで元素分析を行った場合の測定点のうち、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合が１０～７０％である。
（２）上記（１）に記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、Ｎｂ：０．００３～０．０６０％、Ｖ ：０．０１～０．２０％、Ｔｉ：０．０１～０．２０％、Ｃｕ：０．０１～０．２０％、Ｃｒ：０．０１～０．２０％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｂ ：０．０００５～０．００２０％、Ｗ ：０．０１～０．５０％、Ｍｇ：０．００１～０．０１０％、Ｃａ：０．００１０～０．０１００％、ＲＥＭ：０．００１０～０．０１００％、及びＯ：０．０００５～０．０１００％からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有してもよい。
（３）上記（２）に記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、Ｓｉ：０．５０～３．００％を含有してもよい。
（４）上記（２）に記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、Ｓｉ：０．０１～０．５０％未満、Ａｌ：０．０５０～２．０００％を含有してもよい。
（５）上記（２）に記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、Ｓｉ：０．０１～０．５０％未満、Ａｌ：０．００１～０．０５０％未満、を含有し、ＳｉとＡｌとの合計：０．５０～０．５５％未満であってもよい。
（６）上記（３）～（５）のいずれかに記載の熱延鋼板は、前記表面の前記元素分析を行った場合の測定点のうち、Ｏ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合が３０％以下であってもよい。
（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、Ｃｕ：０．０１～０．２０％、を含有し、Ｎｉ／Ｃｕ：０．５０以上であってもよい。
（８）上記（１）～（７）のいずれかに記載の熱延鋼板は、前記表面の前記元素分析を行った場合の測定点のうち、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である前記測定点の平均間隔が、３～１０μｍであってもよい。
（９）上記（１）～（８）のいずれかに記載の熱延鋼板は、前記表面に防錆油膜を有していてもよい。
（１０）上記（１）～（８）のいずれかに記載の熱延鋼板は、前記表面に化成処理皮膜を有してもよい。
（１１）本発明の別の態様に係る熱延鋼板の製造方法は、上記（１）～（８）のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法であって、（１）または（２）に記載の前記化学組成を有する鋼片を、加熱炉で加熱する加熱工程と、加熱された前記鋼片にデスケーリングを行うデスケーリング工程と、前記デスケーリング工程後の前記鋼片に熱間圧延を行って熱延鋼板を得る熱延工程と、を備え、前記加熱工程では、前記鋼片の表面温度が１１００℃以上になった後、空気比が０．９以上の雰囲気下で６０分間以上保持し、抽出温度を１１８０℃以上とし、前記デスケーリング工程では、前記表面温度が１１７０℃以上の前記鋼片に少なくとも１回、５～５０ＭＰａの噴射圧力のデスケーリングを行い、前記デスケーリングの完了から２０～２４０秒の間、前記鋼片の前記表面温度を１１００℃以上に保持する。
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記に示す熱延鋼板にある。
（１）本発明の一態様に係る熱延鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ ：０．０１～０．３０％、Ｓｉ：０．０１～３．００％、Ｍｎ：０．２０～３．００％、Ｐ ：０．０３０％以下、Ｓ ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００１～２．０００％、Ｎ ：０．０１００％以下、Ｎｉ：０．０２～０．５０％、Ｎｂ：０～０．０６０％、Ｖ ：０～０．２０％、Ｔｉ：０～０．２０％、Ｃｕ：０～０．２０％、Ｃｒ：０～０．２０％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｂ ：０～０．００２０％、Ｗ ：０～０．５０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、Ｃａ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．０１００％、Ｏ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．５００％、Ｃｏ：０～０．５００％、Ｚｎ：０～０．５００％、及びＳｎ：０～０．５００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、表面の、２５０μｍ×２５０μｍの領域を、ＥＰＭＡを用いて１μｍの測定ピッチで元素分析を行った場合の測定点のうち、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合が１０～７０％である。
（２）上記（１）に記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、Ｎｂ：０．００３～０．０６０％、Ｖ ：０．０１～０．２０％、Ｔｉ：０．０１～０．２０％、Ｃｕ：０．０１～０．２０％、Ｃｒ：０．０１～０．２０％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｂ ：０．０００５～０．００２０％、Ｗ ：０．０１～０．５０％、Ｍｇ：０．００１～０．０１０％、Ｃａ：０．００１０～０．０１００％、ＲＥＭ：０．００１０～０．０１００％、及びＯ：０．０００５～０．０１００％からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有してもよい。
（３）上記（２）に記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、Ｓｉ：０．５０～３．００％を含有してもよい。
（４）上記（２）に記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、Ｓｉ：０．０１～０．５０％未満、Ａｌ：０．０５０～２．０００％を含有してもよい。
（５）上記（２）に記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、Ｓｉ：０．０１～０．５０％未満、Ａｌ：０．００１～０．０５０％未満、を含有し、ＳｉとＡｌとの合計：０．５０～０．５５％未満であってもよい。
（６）上記（３）～（５）のいずれかに記載の熱延鋼板は、前記表面の前記元素分析を行った場合の測定点のうち、Ｏ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合が３０％以下であってもよい。
（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、Ｃｕ：０．０１～０．２０％、を含有し、Ｎｉ／Ｃｕ：０．５０以上であってもよい。
（８）上記（１）～（７）のいずれかに記載の熱延鋼板は、前記表面の前記元素分析を行った場合の測定点のうち、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である前記測定点の平均間隔が、３～１０μｍであってもよい。
（９）上記（１）～（８）のいずれかに記載の熱延鋼板は、前記表面に防錆油膜を有していてもよい。
（１０）上記（１）～（８）のいずれかに記載の熱延鋼板は、前記表面に化成処理皮膜を有してもよい。
（１１）本発明の別の態様に係る熱延鋼板の製造方法は、上記（１）～（８）のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法であって、（１）または（２）に記載の前記化学組成を有する鋼片を、加熱炉で加熱する加熱工程と、加熱された前記鋼片にデスケーリングを行うデスケーリング工程と、前記デスケーリング工程後の前記鋼片に熱間圧延を行って熱延鋼板を得る熱延工程と、を備え、前記加熱工程では、前記鋼片の表面温度が１１００℃以上になった後、空気比が０．９以上の雰囲気下で６０分間以上保持し、抽出温度を１１８０℃以上とし、前記デスケーリング工程では、前記表面温度が１１７０℃以上の前記鋼片に少なくとも１回、５～５０ＭＰａの噴射圧力のデスケーリングを行い、前記デスケーリングの完了から２０～２４０秒の間、前記鋼片の前記表面温度を１１００℃以上に保持する。
【発明の効果】
【0010】
本発明の上記態様によれば、化成処理性に優れた熱延鋼板及びその製造方法が得られる。本発明の熱延鋼板では、化成処理条件がばらついた場合にも良好な化成処理皮膜を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【0011】
【図1】表層に局部濃化したＮｉによって化成結晶の生成が促進されるメカニズムを説明するための図である。
【発明を実施するための形態】
【0012】
以下、本発明の一実施形態に係る熱延鋼板（本実施形態に係る熱延鋼板）について説明する。
本実施形態に係る熱延鋼板は、所定の化学組成を有し、表面の、２５０μｍ×２５０μｍの領域を、ＥＰＭＡを用いて１μｍの測定ピッチで元素分析を行った場合の測定点のうち、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合が１０～７０％である。
本実施形態に係る熱延鋼板は、表面に化成処理皮膜及び／または電着塗膜を有していてもよい。また、本実施形態に係る熱延鋼板は、表面に防錆油膜を有していてもよい。
本実施形態に係る熱延鋼板は、所定の化学組成を有し、表面の、２５０μｍ×２５０μｍの領域を、ＥＰＭＡを用いて１μｍの測定ピッチで元素分析を行った場合の測定点のうち、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合が１０～７０％である。
本実施形態に係る熱延鋼板は、表面に化成処理皮膜及び／または電着塗膜を有していてもよい。また、本実施形態に係る熱延鋼板は、表面に防錆油膜を有していてもよい。
【0013】
＜化学組成＞
以下、化学組成の限定理由について説明する。化学組成に関する「％」は断りがない限り質量％である。また、下記する「～」を挟む数値限定範囲には、原則として、両端の値が下限値及び上限値として範囲に含まれる。一方、「超」または「未満」と示す数値は、その値が数値範囲に含まれない。
以下、化学組成の限定理由について説明する。化学組成に関する「％」は断りがない限り質量％である。また、下記する「～」を挟む数値限定範囲には、原則として、両端の値が下限値及び上限値として範囲に含まれる。一方、「超」または「未満」と示す数値は、その値が数値範囲に含まれない。
【0014】
Ｃ ：０．０１～０．３０％
Ｃは低温変態生成物を生成することによる組織強化によって、またはＴｉ、Ｎｂ及び／またはＶが含まれる場合には、Ｔｉ、Ｎｂ及び／またはＶと析出物を形成することによる析出強化によって、鋼板の高強度化に寄与する元素である。Ｃ含有量が０．０１％未満では、鋼板に求められる強度として、好ましくは３００ＭＰａ以上の強度を、より好ましくは４９０ＭＰａ以上の強度を、更に好ましくは５４０ＭＰａ以上の強度を得ることができない。そのためＣ含有量を０．０１％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えると、硬質層である低温変態生成物やセメンタイトの面積率が増加して、加工性が低下する。そのため、Ｃ含有量を０．３０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．２５％以下、より好ましくは０．２０％以下である。
Ｃは低温変態生成物を生成することによる組織強化によって、またはＴｉ、Ｎｂ及び／またはＶが含まれる場合には、Ｔｉ、Ｎｂ及び／またはＶと析出物を形成することによる析出強化によって、鋼板の高強度化に寄与する元素である。Ｃ含有量が０．０１％未満では、鋼板に求められる強度として、好ましくは３００ＭＰａ以上の強度を、より好ましくは４９０ＭＰａ以上の強度を、更に好ましくは５４０ＭＰａ以上の強度を得ることができない。そのためＣ含有量を０．０１％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えると、硬質層である低温変態生成物やセメンタイトの面積率が増加して、加工性が低下する。そのため、Ｃ含有量を０．３０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．２５％以下、より好ましくは０．２０％以下である。
【0015】
Ｓｉ：０．０１～３．００％
Ｓｉは強度を向上させる元素として使用されると同時に、フェライトの生成に関わる重要な元素である。また、Ｓｉは脱酸にも有効な元素である。そのため、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする。フェライトを生成させる組織制御を用いる場合には、Ｓｉ含有量を０．５０％以上とすることが好ましく、０．８０％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｓｉ含有量が増加すると、フェライト温度域が高温側に拡大する。また、鋼の高温酸化について、Ｓｉはスケールの成長速度やその性状に影響を及ぼす。鋼板中のＳｉは、鋼板の表面にＦｅ２ＳｉＯ４を、熱間圧延中に形成する。含有量が過剰な場合には鋼板表面に濃化し、酸洗後もその濃化層が完全に除去できないため、化成処理性に影響を及ぼす。そのため、Ｓｉ含有量を３．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．５０％以下、より好ましくは２．００％以下である。フェライトを生成させる組織制御を用いない場合には、Ｓｉ含有量は０．５０％未満であってもよい。
Ｓｉは強度を向上させる元素として使用されると同時に、フェライトの生成に関わる重要な元素である。また、Ｓｉは脱酸にも有効な元素である。そのため、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする。フェライトを生成させる組織制御を用いる場合には、Ｓｉ含有量を０．５０％以上とすることが好ましく、０．８０％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｓｉ含有量が増加すると、フェライト温度域が高温側に拡大する。また、鋼の高温酸化について、Ｓｉはスケールの成長速度やその性状に影響を及ぼす。鋼板中のＳｉは、鋼板の表面にＦｅ２ＳｉＯ４を、熱間圧延中に形成する。含有量が過剰な場合には鋼板表面に濃化し、酸洗後もその濃化層が完全に除去できないため、化成処理性に影響を及ぼす。そのため、Ｓｉ含有量を３．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．５０％以下、より好ましくは２．００％以下である。フェライトを生成させる組織制御を用いない場合には、Ｓｉ含有量は０．５０％未満であってもよい。
【0016】
Ｍｎ：０．２０～３．００％
Ｍｎはフェライトの強化によって鋼板の高強度化に寄与する元素である。また、Ｍｎ含有量が増加すると、オーステナイト温度域が低温側に拡大し、フェライト＋オーステナイト二相温度域が拡大する。また、ＭｎはＳと結合して、ＳをＭｎＳとして固定することで、Ｓによる熱間割れを抑制する効果を有する元素である。これらの効果を得るため、Ｍｎ含有量を０．２０％以上とする。鋼板に求められる強度として好ましい３００ＭＰａ以上の強度を得るためには、Ｍｎ含有量を０．３０％以上とすることが好ましい。鋼板に求められる強度としてより好ましい４９０ＭＰａ以上の強度を得るためには、Ｍｎ含有量は０．９０％以上とすることがより好ましい。鋼板に求められる強度として更に好ましい５４０ＭＰａ以上の強度を得るためには、Ｍｎ含有量は１．２０％以上であることが更に好ましい。
一方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると、鋳造時にスラブに割れが発生するなど、製造上の問題が生じる。そのため、Ｍｎ含有量を３．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．５０％以下、より好ましくは２．００％以下である。
Ｍｎはフェライトの強化によって鋼板の高強度化に寄与する元素である。また、Ｍｎ含有量が増加すると、オーステナイト温度域が低温側に拡大し、フェライト＋オーステナイト二相温度域が拡大する。また、ＭｎはＳと結合して、ＳをＭｎＳとして固定することで、Ｓによる熱間割れを抑制する効果を有する元素である。これらの効果を得るため、Ｍｎ含有量を０．２０％以上とする。鋼板に求められる強度として好ましい３００ＭＰａ以上の強度を得るためには、Ｍｎ含有量を０．３０％以上とすることが好ましい。鋼板に求められる強度としてより好ましい４９０ＭＰａ以上の強度を得るためには、Ｍｎ含有量は０．９０％以上とすることがより好ましい。鋼板に求められる強度として更に好ましい５４０ＭＰａ以上の強度を得るためには、Ｍｎ含有量は１．２０％以上であることが更に好ましい。
一方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると、鋳造時にスラブに割れが発生するなど、製造上の問題が生じる。そのため、Ｍｎ含有量を３．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．５０％以下、より好ましくは２．００％以下である。
【0017】
Ｐ ：０．０３０％以下
Ｐ含有量は少ない方が好ましいが、Ｐ含有量が０．０３０％を超えると、Ｐの結晶粒化への偏析が顕著になり、粒界脆化によって局部延性が劣化する。そのため、Ｐ含有量を０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。
Ｐ含有量は０％でもよいが、Ｐ含有量を０．００５％未満とするとコストが著しく増加する。そのため、Ｐ含有量の下限を０．００５％としてもよい。
Ｐ含有量は少ない方が好ましいが、Ｐ含有量が０．０３０％を超えると、Ｐの結晶粒化への偏析が顕著になり、粒界脆化によって局部延性が劣化する。そのため、Ｐ含有量を０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。
Ｐ含有量は０％でもよいが、Ｐ含有量を０．００５％未満とするとコストが著しく増加する。そのため、Ｐ含有量の下限を０．００５％としてもよい。
【0018】
Ｓ ：０．０３０％以下
Ｓ含有量は少ない方が好ましいが、Ｓ含有量が０．０３０％を超えると、溶接性、鋳造時、熱延時の製造性、及び穴広げ性への悪影響が大きくなる。そのため、Ｓ含有量を０．０３０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。
Ｓ含有量は０％でもよいが、Ｓ含有量を０．００２％未満とするとコストが著しく増加する。そのため、Ｓ含有量の下限を０．００２％としてもよい。
Ｓ含有量は少ない方が好ましいが、Ｓ含有量が０．０３０％を超えると、溶接性、鋳造時、熱延時の製造性、及び穴広げ性への悪影響が大きくなる。そのため、Ｓ含有量を０．０３０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。
Ｓ含有量は０％でもよいが、Ｓ含有量を０．００２％未満とするとコストが著しく増加する。そのため、Ｓ含有量の下限を０．００２％としてもよい。
【0019】
Ａｌ：０．００１～２．０００％
Ａｌは、Ｓｉと同様に脱酸やフェライトの生成に関わる元素である。また、Ａｌ含有量が増加すると、フェライト温度域が高温側に拡大する。また、Ａｌは、粗大なセメンタイトの生成を抑制し、穴広げ性の向上に寄与する元素である。そのため、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０２０％以上、より好ましくは０．０３０％以上である。また、フェライトを生成させる組織制御を用いる場合には、Ａｌ含有量を０．０５０％以上とすることが好ましい。
一方で、Ａｌ含有量が２．０００％を超えると、Ａｌ系の粗大介在物の個数が増加し、加工性が劣化したり、表面疵が生じたりする。また、鋳造時のタンディッシュのノズルが閉塞しやすくなる。そのため、Ａｌ含有量を２．０００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは１．２００％以下、より好ましくは１．０００％以下、さらに好ましくは０．４００％以下である。フェライトを生成させる組織制御を用いない場合には、Ａｌ含有量は０．０５０％未満でもよい。
Ａｌは、Ｓｉと同様に脱酸やフェライトの生成に関わる元素である。また、Ａｌ含有量が増加すると、フェライト温度域が高温側に拡大する。また、Ａｌは、粗大なセメンタイトの生成を抑制し、穴広げ性の向上に寄与する元素である。そのため、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０２０％以上、より好ましくは０．０３０％以上である。また、フェライトを生成させる組織制御を用いる場合には、Ａｌ含有量を０．０５０％以上とすることが好ましい。
一方で、Ａｌ含有量が２．０００％を超えると、Ａｌ系の粗大介在物の個数が増加し、加工性が劣化したり、表面疵が生じたりする。また、鋳造時のタンディッシュのノズルが閉塞しやすくなる。そのため、Ａｌ含有量を２．０００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは１．２００％以下、より好ましくは１．０００％以下、さらに好ましくは０．４００％以下である。フェライトを生成させる組織制御を用いない場合には、Ａｌ含有量は０．０５０％未満でもよい。
【0020】
Ｎ ：０．０１００％以下
Ｎは固溶窒素として鋼中に残存すると、延性を低下させる元素である。また、ＮはＴｉと結合してＴｉＮを形成するが、Ｎ含有量が多いと、粗大なＴｉＮが析出し穴広げ性が低下する。そのため、Ｎ含有量は少ない方が好ましい。Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、上記の悪影響が顕著になる。そのため、Ｎ含有量を０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００６０％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。Ｎ含有量は０％でもよいが、Ｎ含有量を０．００１０％未満とするとコストが著しく増加する。そのため、Ｎ含有量の下限を０．００１０％としてもよい。
Ｎは固溶窒素として鋼中に残存すると、延性を低下させる元素である。また、ＮはＴｉと結合してＴｉＮを形成するが、Ｎ含有量が多いと、粗大なＴｉＮが析出し穴広げ性が低下する。そのため、Ｎ含有量は少ない方が好ましい。Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、上記の悪影響が顕著になる。そのため、Ｎ含有量を０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００６０％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。Ｎ含有量は０％でもよいが、Ｎ含有量を０．００１０％未満とするとコストが著しく増加する。そのため、Ｎ含有量の下限を０．００１０％としてもよい。
【0021】
Ｎｉ：０．０２～０．５０％
Ｎｉは本実施形態に係る熱延鋼板において、最も重要な元素である。熱延鋼板を製造する際に、主に、熱延鋼板の元になる鋼片を加熱炉で加熱する加熱工程と、加熱された鋼片にデスケーリングを行うデスケーリング工程とにおいて、特定の操業条件とすることで、鋼板表面とスケールとの界面近傍の鋼板表層側にＮｉが局部的に濃化する。このＮｉが濃化した領域とその周囲のＮｉが濃化していない領域とでは、鋼板表面にリン酸亜鉛処理等の化成処理を行った際に、イオン化傾向の差が生じる。その結果、局部的に濃化したＮｉの周囲のＦｅが、鋼板の表面に溶出することで化成処理皮膜（化成皮膜）の析出核となり、スケが発生することなく、化成結晶サイズが小さい皮膜が形成されて、塗料と鋼板との密着性を良くすることができる。
Ｎｉ含有量が０．０２％未満では上記効果が得られない（スケが発生したり、化成結晶サイズが大きくなったりする）ので、Ｎｉ含有量を０．０２％以上とする。例えば、Ｎｉ含有量が０．０２％未満では、Ｎｉの局部濃化が発生しない事により、化成浴中への鉄の溶出が促進されず、化成結晶サイズが大きくなり、塗装密着性が劣化する。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上である。
一方、Ｎｉ含有量が０．５０％超となると、鋼板表面において、Ｎｉが全面を覆う（局部濃化ではなくなる）ことで、上記の効果が得られなくなる。また、コストも上昇する。そのため、Ｎｉ含有量を０．５０％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
Ｎｉは本実施形態に係る熱延鋼板において、最も重要な元素である。熱延鋼板を製造する際に、主に、熱延鋼板の元になる鋼片を加熱炉で加熱する加熱工程と、加熱された鋼片にデスケーリングを行うデスケーリング工程とにおいて、特定の操業条件とすることで、鋼板表面とスケールとの界面近傍の鋼板表層側にＮｉが局部的に濃化する。このＮｉが濃化した領域とその周囲のＮｉが濃化していない領域とでは、鋼板表面にリン酸亜鉛処理等の化成処理を行った際に、イオン化傾向の差が生じる。その結果、局部的に濃化したＮｉの周囲のＦｅが、鋼板の表面に溶出することで化成処理皮膜（化成皮膜）の析出核となり、スケが発生することなく、化成結晶サイズが小さい皮膜が形成されて、塗料と鋼板との密着性を良くすることができる。
Ｎｉ含有量が０．０２％未満では上記効果が得られない（スケが発生したり、化成結晶サイズが大きくなったりする）ので、Ｎｉ含有量を０．０２％以上とする。例えば、Ｎｉ含有量が０．０２％未満では、Ｎｉの局部濃化が発生しない事により、化成浴中への鉄の溶出が促進されず、化成結晶サイズが大きくなり、塗装密着性が劣化する。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上である。
一方、Ｎｉ含有量が０．５０％超となると、鋼板表面において、Ｎｉが全面を覆う（局部濃化ではなくなる）ことで、上記の効果が得られなくなる。また、コストも上昇する。そのため、Ｎｉ含有量を０．５０％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
【0022】
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及び不純物からなることを基本とするが、以下に示す元素を後述する含有量の範囲で、含有してもよい。以下の元素は必ずしも含む必要のない任意元素であり、含有しなくてもよい。
【0023】
Ｃｕ：０～０．２０％
Ｃｕは、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。そのため、含有させてもよい。強度上昇に寄与するためには、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０４％以上である。
一方、Ｃｕは、融点が低く、オーステナイト粒界を通じてスケールと地鉄との界面に濃化する。Ｃｕ含有量が多いと、Ｃｕ濃化層が形成され、リン酸亜鉛処理性が低下する。Ｃｕ含有量が０．２０％超となると、Ｃｕ濃化層が鋼板表面全体を覆う事で化成処理性が著しく悪化する。そのため、Ｃｕ含有量を０．２０％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１０％以下である。また、Ｎｉ／Ｃｕ＜０．５０の場合には、Ｃｕ濃化層が鋼板表面全体に均一に形成されやすくなってしまい、化成処理性が悪化するので、Ｎｉ／Ｃｕ≧０．５０とすることが好ましい。
Ｃｕは、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。そのため、含有させてもよい。強度上昇に寄与するためには、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０４％以上である。
一方、Ｃｕは、融点が低く、オーステナイト粒界を通じてスケールと地鉄との界面に濃化する。Ｃｕ含有量が多いと、Ｃｕ濃化層が形成され、リン酸亜鉛処理性が低下する。Ｃｕ含有量が０．２０％超となると、Ｃｕ濃化層が鋼板表面全体を覆う事で化成処理性が著しく悪化する。そのため、Ｃｕ含有量を０．２０％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１０％以下である。また、Ｎｉ／Ｃｕ＜０．５０の場合には、Ｃｕ濃化層が鋼板表面全体に均一に形成されやすくなってしまい、化成処理性が悪化するので、Ｎｉ／Ｃｕ≧０．５０とすることが好ましい。
【0024】
Ｎｂ：０～０．０６０％
Ｖ ：０～０．２０％
Ｔｉ：０～０．２０％
Ｃｒ：０～０．２０％
Ｍｏ：０～１．００％
Ｗ ：０～０．５０％
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｗは析出強化及び／または固溶強化によって、鋼板の強度を上昇させる元素である。そのため、含有させてもよい。これらの効果を得る場合、Ｎｂ含有量は、０．００３％以上が好ましく、０．００５％以上がより好ましく、０．０１０％以上がさらに好ましく、０．０１５％以上が一層好ましい。また、Ｖ含有量は、０．０１％以上が好ましい。Ｔｉ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましく、０．１０％以上がさらに好ましく、０．１５％以上が一層好ましい。Ｃｒ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましく、０．１０％以上がさらに好ましい。Ｍｏ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．０２％以上がより好ましい。Ｗ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．０２％以上がより好ましい。
一方、Ｎｂ含有量が０．０６０％超、Ｖ含有量が０．２０％超、Ｔｉ含有量が０．２０％超、Ｃｒ含有量が０．２０％超、Ｍｏ含有量が１．００％超、Ｗ含有量が０．５０％超となっても、上記効果が飽和して経済性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｎｂ含有量は０．０６０％以下、Ｖ含有量は０．２０％以下、Ｔｉ含有量は０．２０％以下、Ｃｒ含有量は０．２０％以下、Ｍｏ含有量は１．００％以下、Ｗ含有量は０．５０％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０５５％以下、より好ましくは０．０５０％以下である。Ｖ含有量は、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．０８％以下である。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１８％以下、より好ましくは０．１７％以下である。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．１８％以下、より好ましくは０．１５％以下である。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．７０％以下、より好ましくは０．０５％以下である。Ｗ含有量は、好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．０３％以下である。
Ｖ ：０～０．２０％
Ｔｉ：０～０．２０％
Ｃｒ：０～０．２０％
Ｍｏ：０～１．００％
Ｗ ：０～０．５０％
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｗは析出強化及び／または固溶強化によって、鋼板の強度を上昇させる元素である。そのため、含有させてもよい。これらの効果を得る場合、Ｎｂ含有量は、０．００３％以上が好ましく、０．００５％以上がより好ましく、０．０１０％以上がさらに好ましく、０．０１５％以上が一層好ましい。また、Ｖ含有量は、０．０１％以上が好ましい。Ｔｉ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましく、０．１０％以上がさらに好ましく、０．１５％以上が一層好ましい。Ｃｒ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましく、０．１０％以上がさらに好ましい。Ｍｏ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．０２％以上がより好ましい。Ｗ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．０２％以上がより好ましい。
一方、Ｎｂ含有量が０．０６０％超、Ｖ含有量が０．２０％超、Ｔｉ含有量が０．２０％超、Ｃｒ含有量が０．２０％超、Ｍｏ含有量が１．００％超、Ｗ含有量が０．５０％超となっても、上記効果が飽和して経済性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｎｂ含有量は０．０６０％以下、Ｖ含有量は０．２０％以下、Ｔｉ含有量は０．２０％以下、Ｃｒ含有量は０．２０％以下、Ｍｏ含有量は１．００％以下、Ｗ含有量は０．５０％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０５５％以下、より好ましくは０．０５０％以下である。Ｖ含有量は、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．０８％以下である。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１８％以下、より好ましくは０．１７％以下である。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．１８％以下、より好ましくは０．１５％以下である。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．７０％以下、より好ましくは０．０５％以下である。Ｗ含有量は、好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．０３％以下である。
【0025】
Ｂ ：０～０．００２０％
Ｂは焼入れ性を向上させ、低温変態生成物相の分率を増加させる効果を有する元素である。そのため、焼き入れ性の向上効果を発揮したい場合は、Ｂを０．０００５％以上含有させてもよい。Ｂ含有量は、好ましくは０．００１０％以上、好ましくは０．００１５％以上である。
一方、Ｂ含有量を０．００２０％超としても、効果が飽和するだけでなく、連続鋳造後の冷却工程でスラブの割れが発生する懸念が増加する。そのため、含有させる場合でも、Ｂ含有量を０．００２０％以下とする。
Ｂは焼入れ性を向上させ、低温変態生成物相の分率を増加させる効果を有する元素である。そのため、焼き入れ性の向上効果を発揮したい場合は、Ｂを０．０００５％以上含有させてもよい。Ｂ含有量は、好ましくは０．００１０％以上、好ましくは０．００１５％以上である。
一方、Ｂ含有量を０．００２０％超としても、効果が飽和するだけでなく、連続鋳造後の冷却工程でスラブの割れが発生する懸念が増加する。そのため、含有させる場合でも、Ｂ含有量を０．００２０％以下とする。
【0026】
Ｍｇ：０～０．０１０％
Ｃａ：０～０．０１００％
ＲＥＭ：０～０．０１００％
Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭは、破壊の起点となり加工性の劣化の原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｍｇ含有量は、０．００１％以上が好ましく、Ｃａ含有量は、０．００１０％以上が好ましく、ＲＥＭ含有量は、０．００１０％以上が好ましい。
一方、Ｍｇ含有量が０．０１０％超、Ｃａ含有量が０．０１００％超、ＲＥＭ含有量が０．０１００％超となると、上記効果が飽和して経済性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｍｇ含有量は０．０１０％以下、Ｃａ含有量は０．０１００％以下、ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００５％以下、Ｃａ含有量は、好ましくは０．００７０％以下、ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．００７０％以下である。
Ｃａ：０～０．０１００％
ＲＥＭ：０～０．０１００％
Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭは、破壊の起点となり加工性の劣化の原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｍｇ含有量は、０．００１％以上が好ましく、Ｃａ含有量は、０．００１０％以上が好ましく、ＲＥＭ含有量は、０．００１０％以上が好ましい。
一方、Ｍｇ含有量が０．０１０％超、Ｃａ含有量が０．０１００％超、ＲＥＭ含有量が０．０１００％超となると、上記効果が飽和して経済性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｍｇ含有量は０．０１０％以下、Ｃａ含有量は０．０１００％以下、ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００５％以下、Ｃａ含有量は、好ましくは０．００７０％以下、ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．００７０％以下である。
【0027】
Ｏ：０～０．０１００％
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、含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｏ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｏ含有量は、好ましくは０．００１０％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。
一方、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。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。
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、含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｏ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｏ含有量は、好ましくは０．００１０％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。
一方、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。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。
【0028】
Ｚｒ：０～０．５００％
Ｃｏ：０～０．５００％
Ｚｎ：０～０．５００％
Ｓｎ：０～０．５００％
Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｓｎを０．５００％以下含有しても本実施形態に関わる熱延鋼板の効果は損なわれない。そのため、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｓｎの１種以上をそれぞれ、０．５００％以下含有させても良い。
Ｃｏ：０～０．５００％
Ｚｎ：０～０．５００％
Ｓｎ：０～０．５００％
Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｓｎを０．５００％以下含有しても本実施形態に関わる熱延鋼板の効果は損なわれない。そのため、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｓｎの１種以上をそれぞれ、０．５００％以下含有させても良い。
【0029】
本実施形態に係る熱延鋼板（表面に化成処理皮膜、または防錆油膜を有する場合を含む）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。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。Ｏ含有量については、周知の不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて求める。
【0030】
＜表面の、２５０μｍ×２５０μｍの領域を、ＥＰＭＡを用いて１μｍの測定ピッチで元素分析を行った場合の測定点のうち、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合が１０～７０％である＞
本発明者らは、高強度鋼板において、化成処理性が低下する理由について検討を行った。その結果、高強度鋼板の表面または表層部には、酸洗後でもＳｉやＡｌ等の酸化物、またはＭｎやＣｕ等の濃化層が形成されており、これらが化成処理時のＦｅの溶出を阻害することで、特に操業中のばらつきから生じる化成処理条件が劣化した状態において、化成処理性が低下すると考えた。
これに対し、鋼板表層にＮｉを部分的に（全面ではなく）濃化させることで、Ｎｉ－Ｆｅ間に電位差が生じ、Ｎｉ濃化層の周囲のＦｅの溶出が促進される。つまり、Ｎｉが残存し、その周囲が溶出することで、化成処理皮膜の析出核となり、スケが発生することなく、化成結晶サイズが小さい皮膜が形成されて、化成処理性が向上する。例えば図１に示すように、鋼板の表面にＮｉ濃化層４が形成されることで、（図１では、ＳｉやＡｌ等の酸化物、またはＭｎやＣｕ等の濃化層３が残存している場合であるが、これらの有無には関わらず）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、この電位差が生じた部分から化成結晶５の析出核が晶出し、化成結晶５の生成が促進されるためであると考えられる。地鉄１とは、スケール２を除いた鋼板部分を指す。
具体的には、表面の、２５０μｍ×２５０μｍの領域を、ＥＰＭＡを用いて１μｍの測定ピッチで元素分析を行った場合の測定点のうち、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合が１０～７０％であると、化成処理性が向上する。
Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合が１０％未満では、Ｆｅの溶出促進効果が十分ではなく、化成処理性が十分に向上しない。
また、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合が７０％超では、Ｎｉが鋼板の表面に均一に近い状態で存在することになり、上記効果が十分に得られない。
本実施形態に係る熱延鋼板が、化成処理皮膜を有する場合（さらに電着塗装されて電着塗膜を有する場合を含む）には、熱延鋼板の表面の元素分析を行うことが難しい場合がある。この場合、板厚方向の断面の、鋼板表面から板厚方向に１０μｍ、板幅方向に５００μｍの矩形の領域を、ＥＰＭＡを用いて１μｍの測定ピッチで元素分析を行った場合の測定点の内、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合が１０～７０％であれば、表面の、２５０μｍ×２５０μｍの領域を、ＥＰＭＡを用いて１μｍの測定ピッチで元素分析を行った場合の測定点のうち、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合が１０～７０％であるとみなしてよい。その理由として、表面から板厚方向に１０μｍの範囲（表層部）では、Ｎｉは３次元的に略等方な分布となるからである。
本発明者らは、高強度鋼板において、化成処理性が低下する理由について検討を行った。その結果、高強度鋼板の表面または表層部には、酸洗後でもＳｉやＡｌ等の酸化物、またはＭｎやＣｕ等の濃化層が形成されており、これらが化成処理時のＦｅの溶出を阻害することで、特に操業中のばらつきから生じる化成処理条件が劣化した状態において、化成処理性が低下すると考えた。
これに対し、鋼板表層にＮｉを部分的に（全面ではなく）濃化させることで、Ｎｉ－Ｆｅ間に電位差が生じ、Ｎｉ濃化層の周囲のＦｅの溶出が促進される。つまり、Ｎｉが残存し、その周囲が溶出することで、化成処理皮膜の析出核となり、スケが発生することなく、化成結晶サイズが小さい皮膜が形成されて、化成処理性が向上する。例えば図１に示すように、鋼板の表面にＮｉ濃化層４が形成されることで、（図１では、ＳｉやＡｌ等の酸化物、またはＭｎやＣｕ等の濃化層３が残存している場合であるが、これらの有無には関わらず）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、この電位差が生じた部分から化成結晶５の析出核が晶出し、化成結晶５の生成が促進されるためであると考えられる。地鉄１とは、スケール２を除いた鋼板部分を指す。
具体的には、表面の、２５０μｍ×２５０μｍの領域を、ＥＰＭＡを用いて１μｍの測定ピッチで元素分析を行った場合の測定点のうち、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合が１０～７０％であると、化成処理性が向上する。
Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合が１０％未満では、Ｆｅの溶出促進効果が十分ではなく、化成処理性が十分に向上しない。
また、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合が７０％超では、Ｎｉが鋼板の表面に均一に近い状態で存在することになり、上記効果が十分に得られない。
本実施形態に係る熱延鋼板が、化成処理皮膜を有する場合（さらに電着塗装されて電着塗膜を有する場合を含む）には、熱延鋼板の表面の元素分析を行うことが難しい場合がある。この場合、板厚方向の断面の、鋼板表面から板厚方向に１０μｍ、板幅方向に５００μｍの矩形の領域を、ＥＰＭＡを用いて１μｍの測定ピッチで元素分析を行った場合の測定点の内、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合が１０～７０％であれば、表面の、２５０μｍ×２５０μｍの領域を、ＥＰＭＡを用いて１μｍの測定ピッチで元素分析を行った場合の測定点のうち、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合が１０～７０％であるとみなしてよい。その理由として、表面から板厚方向に１０μｍの範囲（表層部）では、Ｎｉは３次元的に略等方な分布となるからである。
【0031】
Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である測定点は、鋼板の表面で、まだらに分布していることが好ましい。
具体的には、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である領域同士の平均間隔が３～１０μｍであることが好ましい。上記平均間隔が３μｍ未満または１０μｍ超の場合、Ｎｉ濃化部の周囲のＦｅの溶出が促進されにくくなる。
具体的には、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である領域同士の平均間隔が３～１０μｍであることが好ましい。上記平均間隔が３μｍ未満または１０μｍ超の場合、Ｎｉ濃化部の周囲のＦｅの溶出が促進されにくくなる。
【0032】
Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である領域同士の平均間隔は次のように計測する。本実施形態に係る熱延鋼板の表面の、２５０μｍ×２５０μｍの領域を、ＥＰＭＡを用いて１μｍの測定ピッチで元素分析を行った場合の測定点のうち、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である測定点の隣接する測定点の間隔の平均値を、Ｎｉ０．５質量％以上の領域同士の平均間隔とする。
【0033】
熱延鋼板は、化成処理の前に酸洗されることが多いが、本実施形態に係る熱延鋼板では、通常の酸洗条件（例えば２０～９５℃の温度の１～１０ｗｔ％（重量％）の塩酸溶液を用いて３０～６０秒間の条件）で酸洗を行った後であっても、上記のようにＮｉが局部濃化している。そのため、酸洗後でも化成処理性が優れている。
また、本実施形態に係る熱延鋼板は、酸洗後、化成処理が行われるまでの酸化等を防止するため、表面に防錆油膜が形成されていてもよい。
また、本実施形態に係る熱延鋼板は、酸洗後、化成処理が行われるまでの酸化等を防止するため、表面に防錆油膜が形成されていてもよい。
【0034】
表面の、２５０μｍ×２５０μｍの領域を、ＥＰＭＡを用いて１μｍの測定ピッチで元素分析を行う際、及びＮｉ含有量が０．５質量％以上の領域同士の平均間隔を求める際の測定条件は、例えば以下の通りである。
日本電子株式会社のタングステン電子銃型（型番：ＪＸＡ－８８００ＲＬ）の機器を用い、加速電圧：１５ｋＶ、照射電流：６×１０－８Ａ、照射時間：１５ｍｓ、ビーム径：０．５μｍの条件で行う。
また、板厚方向の断面に対して、ＥＰＭＡを用いて１μｍの測定ピッチで元素分析を行う際も、同様の条件を適用すればよい。
日本電子株式会社のタングステン電子銃型（型番：ＪＸＡ－８８００ＲＬ）の機器を用い、加速電圧：１５ｋＶ、照射電流：６×１０－８Ａ、照射時間：１５ｍｓ、ビーム径：０．５μｍの条件で行う。
また、板厚方向の断面に対して、ＥＰＭＡを用いて１μｍの測定ピッチで元素分析を行う際も、同様の条件を適用すればよい。
【0035】
本実施形態に係る熱延鋼板の、Ｎｉの局部濃化による化成処理性の向上効果は、どのような鋼板に対しても有効である。
しかしながら、強度を高めたり、成形性を向上させたりするため、ＳｉやＡｌを多量に含有している鋼板の場合には、鋼板の表面にＳｉやＡｌの酸化物が多く形成されているので、化成処理性が低下する。そのため、例えば、
１）Ｓｉ含有量が０．５０％以上である場合、
２）Ｓｉ含有量が０．５０％未満であっても、Ａｌ含有量が０．０５０％以上である場合、
３）Ｓｉ含有量が０．５０％未満、Ａｌ含有量が０．０５０％未満であっても、ＳｉとＡｌとの合計含有量が０．５０％以上である場合、
には、化成処理性の向上効果が特に大きい。
しかしながら、強度を高めたり、成形性を向上させたりするため、ＳｉやＡｌを多量に含有している鋼板の場合には、鋼板の表面にＳｉやＡｌの酸化物が多く形成されているので、化成処理性が低下する。そのため、例えば、
１）Ｓｉ含有量が０．５０％以上である場合、
２）Ｓｉ含有量が０．５０％未満であっても、Ａｌ含有量が０．０５０％以上である場合、
３）Ｓｉ含有量が０．５０％未満、Ａｌ含有量が０．０５０％未満であっても、ＳｉとＡｌとの合計含有量が０．５０％以上である場合、
には、化成処理性の向上効果が特に大きい。
【0036】
本実施形態に係る熱延鋼板は、化成処理及び電着塗装された場合でも、上記のＮｉの局部濃化の態様はほとんど変わらない。すなわち、化成処理された熱延鋼板における化成処理皮膜と熱延鋼板との境界付近（原板となる熱延鋼板の表面付近に対応）の、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上の領域の分布は、原板となる熱延鋼板の表面と同様である。このため、下記方法による測定結果は、化成処理前の原板である熱延鋼板における表面の、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合（上記熱延鋼板の表面に対して行った測定結果と同義）とみなすことができる。
【0037】
＜元素分析を行った場合の測定点のうち、酸素（Ｏ）含有量が０．５質量％以上である測定点の割合が３０％以下である＞
本実施形態に係る熱延鋼板は、元素分析を行った場合の測定点のうち、酸素含有量が０．５質量％以上である測定点の割合が３０％以下であることが好ましい。
元素分析を行った際に、酸素含有量が０．５質量％以上である測定点では、ＳｉやＡｌの酸化物が形成されており、これらの測定点の割合が３０％以下であることは、ＳｉやＡｌ等の酸化物の生成が少ないことを示す。酸化物は、化成処理時のＦｅの溶出を阻害することで、化成処理性を低下させるので、酸化物が少なければスケが発生することなく、化成結晶サイズが小さい皮膜が形成されて、化成処理性がより向上する。
本実施形態に係る熱延鋼板は、元素分析を行った場合の測定点のうち、酸素含有量が０．５質量％以上である測定点の割合が３０％以下であることが好ましい。
元素分析を行った際に、酸素含有量が０．５質量％以上である測定点では、ＳｉやＡｌの酸化物が形成されており、これらの測定点の割合が３０％以下であることは、ＳｉやＡｌ等の酸化物の生成が少ないことを示す。酸化物は、化成処理時のＦｅの溶出を阻害することで、化成処理性を低下させるので、酸化物が少なければスケが発生することなく、化成結晶サイズが小さい皮膜が形成されて、化成処理性がより向上する。
【0038】
元素分析を行う場合には、Ｂ（ボロン）の原子数以上の原子数を持つ元素を対象として、２５０μｍ×２５０μｍの領域を、１μｍの測定ピッチでＥＰＭＡ分析を行う。そして、Ｂの原子数以上の原子数を持つ元素の合計の質量を１００％としたときの、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合を求める。
鋼板をＥＰＭＡ分析する際に、鋼板の表面に防錆油膜が形成されている場合には、例えば、アセトンやアルコールなどの溶剤を用いて、防錆油膜を除去し、鋼板表面が測定できるようにする。スケールが形成されている場合には、通常の酸洗条件（例えば２０～９５℃の温度の１～１０ｗｔ％（重量％）の塩酸溶液を用いて３０～６０秒間の条件）で酸洗を行ってから測定する。
ＥＰＭＡ分析は、例えば日本電子株式会社のタングステン電子銃型（型番：ＪＸＡ－８８００ＲＬ）の機器を用い、加速電圧：１５ｋＶ、照射電流：６×１０－８Ａ、照射時間：１５ｍｓ、ビーム径：０．５μｍの条件で行う。
鋼板をＥＰＭＡ分析する際に、鋼板の表面に防錆油膜が形成されている場合には、例えば、アセトンやアルコールなどの溶剤を用いて、防錆油膜を除去し、鋼板表面が測定できるようにする。スケールが形成されている場合には、通常の酸洗条件（例えば２０～９５℃の温度の１～１０ｗｔ％（重量％）の塩酸溶液を用いて３０～６０秒間の条件）で酸洗を行ってから測定する。
ＥＰＭＡ分析は、例えば日本電子株式会社のタングステン電子銃型（型番：ＪＸＡ－８８００ＲＬ）の機器を用い、加速電圧：１５ｋＶ、照射電流：６×１０－８Ａ、照射時間：１５ｍｓ、ビーム径：０．５μｍの条件で行う。
【0039】
本実施形態に係る熱延鋼板において、組織（ミクロ組織）は限定されない。組織がどのような相であっても、Ｎｉの局部濃化によって、化成処理性が向上する。
また、Ｎｉの局部濃化による化成処理性向上の効果は、合金元素を多く含む高強度鋼板において大きい。例えば、３００ＭＰａ以上の引張強さを有する熱延鋼板において、効果が明確になり、４９０ＭＰａ以上の引張強さを有する熱延鋼板において、効果が大きく、５４０ＭＰａ以上の引張強さを有する熱延鋼板において、より効果が大きい。
本実施形態に係る熱延鋼板の板厚は限定されないが、例えば１．２～１０．０ｍｍである。
また、Ｎｉの局部濃化による化成処理性向上の効果は、合金元素を多く含む高強度鋼板において大きい。例えば、３００ＭＰａ以上の引張強さを有する熱延鋼板において、効果が明確になり、４９０ＭＰａ以上の引張強さを有する熱延鋼板において、効果が大きく、５４０ＭＰａ以上の引張強さを有する熱延鋼板において、より効果が大きい。
本実施形態に係る熱延鋼板の板厚は限定されないが、例えば１．２～１０．０ｍｍである。
【0040】
以下、本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態に係る熱延鋼板は、以下の工程を有する製造方法によって製造できる。
（ｉ）鋼片を加熱炉で加熱する加熱工程
（ｉｉ）加熱された前記鋼片にデスケーリングを行うデスケーリング工程
（ｉｉｉ）前記デスケーリング工程後の前記鋼片に熱間圧延を行って熱延鋼板を得る熱延工程
各工程について説明する。
本実施形態に係る熱延鋼板は、以下の工程を有する製造方法によって製造できる。
（ｉ）鋼片を加熱炉で加熱する加熱工程
（ｉｉ）加熱された前記鋼片にデスケーリングを行うデスケーリング工程
（ｉｉｉ）前記デスケーリング工程後の前記鋼片に熱間圧延を行って熱延鋼板を得る熱延工程
各工程について説明する。
【0041】
熱間圧延に先行する鋳造工程（鋼片製造工程）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で鋳造すればよい。
原料にはスクラップを使用しても構わない。
原料にはスクラップを使用しても構わない。
【0042】
［加熱工程］
［デスケーリング工程］
加熱工程では、スラブなどの鋼片を、加熱炉で加熱する。その後、熱延工程に至るまでの間にデスケーリングを行う。主にこの加熱工程及びデスケーリング工程において、Ｎｉの局部濃化が達成される。
具体的には、加熱工程で鋼片表面の酸化を促進し、Ｆｅを選択的に酸化させることで、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。その後、デスケーリングを行って、優先的に生成した酸化物をある程度除去しつつ、所定の温度域に一定時間以上保持することで、さらにＮｉを局部濃化させる。
［デスケーリング工程］
加熱工程では、スラブなどの鋼片を、加熱炉で加熱する。その後、熱延工程に至るまでの間にデスケーリングを行う。主にこの加熱工程及びデスケーリング工程において、Ｎｉの局部濃化が達成される。
具体的には、加熱工程で鋼片表面の酸化を促進し、Ｆｅを選択的に酸化させることで、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。その後、デスケーリングを行って、優先的に生成した酸化物をある程度除去しつつ、所定の温度域に一定時間以上保持することで、さらにＮｉを局部濃化させる。
【0043】
加熱工程では、鋼片の表面温度が１１００℃以上になった後、空気比が０．９以上の雰囲気下で６０分間以上保持し、抽出温度を１１８０℃以上とする。
加熱炉内で表層に十分なＮｉの濃化層を形成するには、鋼片のスケールの成長を促進する必要がある。加熱炉の空気比が０．９未満であると、スケールの成長が放物線則に沿ったものとなるものの、加熱炉内の限られた時間では、スケールの成長が鈍化する。そのため、スケールと地鉄との界面に十分なＮｉの濃化層を形成することができない。空気比は加熱炉内の位置や鋼片を加熱している期間の経時変化によって異なる場合があるが、鋼片を加熱している期間で加熱炉内の各位置での空気比の最小値が０．９以上であれば、鋼片が加熱されている際の空気比が０．９以上となるので好ましい。
一方、空気比が１．５超であると、スケールオフ量が増加して歩留まりが増加するとともに、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、生産コストが上昇する。そのため、空気比が１．５以下であることが好ましい。空気比は加熱炉内の位置や鋼片を加熱している期間の経時変化によって異なる場合があるが、鋼片を加熱している期間で加熱炉内の各位置での空気比の最大値が１．５以下であれば、鋼片が加熱されている際の空気比が１．５以下となるので好ましい。
また、鋼片表面温度が１１００℃以上での保持時間が６０分間未満であると、スケールが成長せず、スケールと地鉄との界面に十分なＮｉの濃化層を形成することができない。
一方、保持時間が２４０分を超えると、スケールオフ量が増加して歩留まりが低下するとともに、鋼板表層が脱炭し、鋼板の特性が低下することが懸念されるので好ましくない。
抽出温度を１１８０℃以上とするのは、加熱工程の後で行うデスケーリング工程で、鋼片の表面温度を確保するために必要であるからである。加熱工程からデスケーリング工程までのインターバル時間が長い場合には、鋼片の表面温度を確保するため、抽出温度を１２００℃以上としておくとよい。
本実施形態において、抽出温度は、加熱炉の雰囲気温度から鋼片を厚み方向に分割して伝熱計算をした際の、鋼片の上側の表面から鋼片厚み方向に５ｍｍの位置の計算温度、または、鋼片の下側の表面から鋼片厚み方向に５ｍｍの位置の計算温度、のうち低い方の計算温度である。
加熱炉内で表層に十分なＮｉの濃化層を形成するには、鋼片のスケールの成長を促進する必要がある。加熱炉の空気比が０．９未満であると、スケールの成長が放物線則に沿ったものとなるものの、加熱炉内の限られた時間では、スケールの成長が鈍化する。そのため、スケールと地鉄との界面に十分なＮｉの濃化層を形成することができない。空気比は加熱炉内の位置や鋼片を加熱している期間の経時変化によって異なる場合があるが、鋼片を加熱している期間で加熱炉内の各位置での空気比の最小値が０．９以上であれば、鋼片が加熱されている際の空気比が０．９以上となるので好ましい。
一方、空気比が１．５超であると、スケールオフ量が増加して歩留まりが増加するとともに、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、生産コストが上昇する。そのため、空気比が１．５以下であることが好ましい。空気比は加熱炉内の位置や鋼片を加熱している期間の経時変化によって異なる場合があるが、鋼片を加熱している期間で加熱炉内の各位置での空気比の最大値が１．５以下であれば、鋼片が加熱されている際の空気比が１．５以下となるので好ましい。
また、鋼片表面温度が１１００℃以上での保持時間が６０分間未満であると、スケールが成長せず、スケールと地鉄との界面に十分なＮｉの濃化層を形成することができない。
一方、保持時間が２４０分を超えると、スケールオフ量が増加して歩留まりが低下するとともに、鋼板表層が脱炭し、鋼板の特性が低下することが懸念されるので好ましくない。
抽出温度を１１８０℃以上とするのは、加熱工程の後で行うデスケーリング工程で、鋼片の表面温度を確保するために必要であるからである。加熱工程からデスケーリング工程までのインターバル時間が長い場合には、鋼片の表面温度を確保するため、抽出温度を１２００℃以上としておくとよい。
本実施形態において、抽出温度は、加熱炉の雰囲気温度から鋼片を厚み方向に分割して伝熱計算をした際の、鋼片の上側の表面から鋼片厚み方向に５ｍｍの位置の計算温度、または、鋼片の下側の表面から鋼片厚み方向に５ｍｍの位置の計算温度、のうち低い方の計算温度である。
【0044】
デスケーリング工程では、前記鋼片の表面温度が１１７０℃以上の前記鋼片に少なくとも１回、５～５０ＭＰａの噴射圧力のデスケーリングを鋼片に行う。また、デスケーリングの完了から２０～２４０秒の間、前記鋼片の前記表面温度を１１００℃以上に保持する。
【0045】
デスケーリング工程では、加熱工程までに形成されたスケール層を除去する。このスケール層はＦｅの酸化物やその他の元素の酸化物が混在した状態で存在し、１１７０℃以上の温度域では概ね溶融状態となっているが、１１７０℃未満の温度域では凝固し強固な状態となるので、デスケーリングで除去することが難しくなる。特にスケールにＳｉが含まれる場合には、Ｆｅ２ＳｉＯ４の複合酸化物がＦｅの酸化物と同時に存在し、Ｆｅ２ＳｉＯ４の複合酸化物がＦｅの酸化物の間に侵入することで、凝固後に強固なスケールとなる。そのため、本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法では、鋼片の温度が１１７０℃以上の状態で、少なくとも１回デスケーリングを行う。ただし、デスケーリングの噴射圧力が５ＭＰａ未満では、スケールが十分に除去できない。また、デスケーリングの噴射圧力が５０ＭＰａ超では、加熱時に界面近傍に濃化したＮｉも除去されてしまう。そのため、噴射圧力は、５～５０ＭＰａとする。
デスケーリングは、単位時間・単位幅あたりの噴射力が、５０～７００ＭＮ／（ｍ・ｓ）で行うことが好ましい。単位時間・単位幅あたりの噴射力は、デスケーリング圧力（ＭＰａ）とデスケーリング時間(秒)とデスケーリング対象となる鋼板の板長（ｍ）の積により求められる。
デスケーリングは、単位時間・単位幅あたりの噴射力が、５０～７００ＭＮ／（ｍ・ｓ）で行うことが好ましい。単位時間・単位幅あたりの噴射力は、デスケーリング圧力（ＭＰａ）とデスケーリング時間(秒)とデスケーリング対象となる鋼板の板長（ｍ）の積により求められる。
【0046】
デスケーリングを行った後、このデスケーリング（一次デスケーリング）の完了から２０～２４０秒の間、鋼片の表面温度を１１００℃以上に保持する。１１００℃以上に２０秒以上保持することで、再度鋼板表面を酸化させ、さらに界面にＮｉを濃化させる。
１１００℃以上での保持時間が２０秒未満であると、Ｎｉの濃化が不十分となる。そのため、保持時間を２０秒以上とする。保持時間は、好ましくは３０秒以上である。
一方、デスケーリング後の保持時間が２４０秒を超えると、スケール厚が厚くなって化成処理性が低下するとともに、生産性が低下する。そのため、保持時間を２４０秒以下とする。保持時間は、好ましくは、１８０秒以下である。
鋼片の表面温度を１１００℃以上に保持した後には、鋼片の圧延を行う。
デスケーリングの完了から鋼片の表面温度を１１００℃以上で２０～２４０秒の間保持した後、先のデスケーリング（一次デスケーリング）に追加して、１回以上の二次デスケーリングを鋼片に行ってもよい。この二次デスケーリングによれば、保持中に生成したスケール層を除去することができる。ただし、濃化したＮｉを除去しないように、二次デスケーリングを行う場合でも、噴射圧力は、一次デスケーリングと同じ５～５０ＭＰａの噴射圧力とする。二次デスケーリングをする前の鋼片の表面温度は、鋼片の温度が１１７０℃以上の状態であってもよいし、鋼片の温度が１１７０℃未満の状態であってもよい。
二次デスケーリングを完了してから、鋼片の表面温度を１１００℃以上に保持する時間は、２０～２４０秒の間でもよいし、２０秒未満でもよい。
二次デスケーリングを完了してから、鋼片の表面温度を１１００℃以上に保持する時間が２４０秒を超えると、スケール厚が厚くなって化成処理性が低下するとともに、生産性が低下する。
上述の通り、二次デスケーリングについては、デスケーリングを行う前の温度及びその後の１１００℃以上に保持する時間は限定されないが、二次デスケーリングを鋼片表面温度が１１７０℃以上で１回以上行い、二次デスケーリング完了から２０～２４０秒の間、鋼片の表面温度を１１００℃以上に保持する場合には、一次デスケーリングの完了から鋼片の表面温度を１１００℃以上に保持する時間は、２０秒以内であってもよい。
このように、一次デスケーリングのみを行った場合も、一次デスケーリングと二次デスケーリングの両方を行った場合も、デスケーリングの完了から鋼片の表面温度を１１００℃以上で、合計２０秒以上保持すればよい。ただし、特性の点では、複数回のデスケーリングとその後の１１００℃以上での保持を繰り返して行う場合には、いずれか１回以上の保持時間が２０秒以上であることが好ましい。
１１００℃以上での保持時間が２０秒未満であると、Ｎｉの濃化が不十分となる。そのため、保持時間を２０秒以上とする。保持時間は、好ましくは３０秒以上である。
一方、デスケーリング後の保持時間が２４０秒を超えると、スケール厚が厚くなって化成処理性が低下するとともに、生産性が低下する。そのため、保持時間を２４０秒以下とする。保持時間は、好ましくは、１８０秒以下である。
鋼片の表面温度を１１００℃以上に保持した後には、鋼片の圧延を行う。
デスケーリングの完了から鋼片の表面温度を１１００℃以上で２０～２４０秒の間保持した後、先のデスケーリング（一次デスケーリング）に追加して、１回以上の二次デスケーリングを鋼片に行ってもよい。この二次デスケーリングによれば、保持中に生成したスケール層を除去することができる。ただし、濃化したＮｉを除去しないように、二次デスケーリングを行う場合でも、噴射圧力は、一次デスケーリングと同じ５～５０ＭＰａの噴射圧力とする。二次デスケーリングをする前の鋼片の表面温度は、鋼片の温度が１１７０℃以上の状態であってもよいし、鋼片の温度が１１７０℃未満の状態であってもよい。
二次デスケーリングを完了してから、鋼片の表面温度を１１００℃以上に保持する時間は、２０～２４０秒の間でもよいし、２０秒未満でもよい。
二次デスケーリングを完了してから、鋼片の表面温度を１１００℃以上に保持する時間が２４０秒を超えると、スケール厚が厚くなって化成処理性が低下するとともに、生産性が低下する。
上述の通り、二次デスケーリングについては、デスケーリングを行う前の温度及びその後の１１００℃以上に保持する時間は限定されないが、二次デスケーリングを鋼片表面温度が１１７０℃以上で１回以上行い、二次デスケーリング完了から２０～２４０秒の間、鋼片の表面温度を１１００℃以上に保持する場合には、一次デスケーリングの完了から鋼片の表面温度を１１００℃以上に保持する時間は、２０秒以内であってもよい。
このように、一次デスケーリングのみを行った場合も、一次デスケーリングと二次デスケーリングの両方を行った場合も、デスケーリングの完了から鋼片の表面温度を１１００℃以上で、合計２０秒以上保持すればよい。ただし、特性の点では、複数回のデスケーリングとその後の１１００℃以上での保持を繰り返して行う場合には、いずれか１回以上の保持時間が２０秒以上であることが好ましい。
【0047】
［熱延工程］
デスケーリング工程後に行われる熱延工程の熱延条件については特に限定されない。要求される板厚や機械的特性に応じて、適宜熱延条件を調整すればよい。圧延後の冷却条件に制約はない。常温まで（１００℃以下まで）冷却してもよいし、冷却せずに巻取をしてコイルの状態で放冷をしてもよい。
デスケーリング工程後に行われる熱延工程の熱延条件については特に限定されない。要求される板厚や機械的特性に応じて、適宜熱延条件を調整すればよい。圧延後の冷却条件に制約はない。常温まで（１００℃以下まで）冷却してもよいし、冷却せずに巻取をしてコイルの状態で放冷をしてもよい。
【0048】
上記の製造方法によれば、本実施形態に係る熱延鋼板を製造することができる。
【実施例】
【0049】
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。
【0050】
表１Ａ～表１Ｃに示す化学組成を有するスラブを、表２Ａ～表２Ｃに示す加熱条件で加熱し、表２Ａ～表２Ｃに示すデスケーリング条件でデスケーリングを行った。
加熱条件では、上述したように、加熱炉内の各位置での空気比の最小値、及び、加熱炉内の各位置での空気比の最大値が、表２Ａ～表２Ｃに示す値になるように燃焼制御をした。
デスケーリング条件として、鋼２、鋼３４、鋼４２～鋼７２、鋼７５～８２、８６については一次デスケーリングのみを行った。一次デスケーリング前の鋼片の表面温度と、一次デスケーリングの圧力及び単位時間・単位幅あたりの噴射力を表２Ａ～表２Ｃに示す。また、一次デスケーリングを完了した後の鋼片の表面温度を１１００℃以上に保持した時間を、表２Ａ～表２Ｃに示す条件とした。そして、一次デスケーリングの完了から鋼片の圧延を行うまでの期間についての、鋼片の表面温度の最小温度を表２Ａ～表２Ｃに記載した。
また、鋼１、鋼３～鋼３３、鋼３５～鋼４１、鋼７３、鋼７４、鋼８３～８５、鋼８７、鋼８８については、一次デスケーリングを行った後に、二次デスケーリングを行った。一次デスケーリング前の鋼片の表面温度と、一次デスケーリングの圧力及び単位時間・単位幅あたりの噴射力と、二次デスケーリングの圧力及び単位時間・単位幅あたりの噴射力とを表２Ａ～表２Ｃに示した（二次デスケーリングを行ったものには、二次デスケーリングの圧力の列に圧力の記載をしている）。二次デスケーリングを行った場合には、一次デスケーリングと二次デスケーリングのそれぞれの、デスケーリングを完了した後の鋼片の表面温度を１１００℃以上に保持した時間のうち、長い方の時間および、デスケーリング後の１１００℃以上の保持時間の合計値を表２Ａ～表２Ｃに示す条件とした。そして、一次デスケーリングと二次デスケーリングのうち、デスケーリングを完了した後の鋼片の表面温度を１１００℃以上に保持した時間が、長い方の時間となるデスケーリングについて、このデスケーリングの完了から鋼片の圧延を行うまでの期間の、鋼片の表面温度の最小温度を表２Ａ～表２Ｃに記載した。
デスケーリング後、圧延終了温度を８００℃以上として仕上圧延を行った。熱間仕上圧延後は、一部については１００℃以下まで冷却し、一部については冷却せずに巻取をしてコイルの状態で放冷をした。
加熱条件では、上述したように、加熱炉内の各位置での空気比の最小値、及び、加熱炉内の各位置での空気比の最大値が、表２Ａ～表２Ｃに示す値になるように燃焼制御をした。
デスケーリング条件として、鋼２、鋼３４、鋼４２～鋼７２、鋼７５～８２、８６については一次デスケーリングのみを行った。一次デスケーリング前の鋼片の表面温度と、一次デスケーリングの圧力及び単位時間・単位幅あたりの噴射力を表２Ａ～表２Ｃに示す。また、一次デスケーリングを完了した後の鋼片の表面温度を１１００℃以上に保持した時間を、表２Ａ～表２Ｃに示す条件とした。そして、一次デスケーリングの完了から鋼片の圧延を行うまでの期間についての、鋼片の表面温度の最小温度を表２Ａ～表２Ｃに記載した。
また、鋼１、鋼３～鋼３３、鋼３５～鋼４１、鋼７３、鋼７４、鋼８３～８５、鋼８７、鋼８８については、一次デスケーリングを行った後に、二次デスケーリングを行った。一次デスケーリング前の鋼片の表面温度と、一次デスケーリングの圧力及び単位時間・単位幅あたりの噴射力と、二次デスケーリングの圧力及び単位時間・単位幅あたりの噴射力とを表２Ａ～表２Ｃに示した（二次デスケーリングを行ったものには、二次デスケーリングの圧力の列に圧力の記載をしている）。二次デスケーリングを行った場合には、一次デスケーリングと二次デスケーリングのそれぞれの、デスケーリングを完了した後の鋼片の表面温度を１１００℃以上に保持した時間のうち、長い方の時間および、デスケーリング後の１１００℃以上の保持時間の合計値を表２Ａ～表２Ｃに示す条件とした。そして、一次デスケーリングと二次デスケーリングのうち、デスケーリングを完了した後の鋼片の表面温度を１１００℃以上に保持した時間が、長い方の時間となるデスケーリングについて、このデスケーリングの完了から鋼片の圧延を行うまでの期間の、鋼片の表面温度の最小温度を表２Ａ～表２Ｃに記載した。
デスケーリング後、圧延終了温度を８００℃以上として仕上圧延を行った。熱間仕上圧延後は、一部については１００℃以下まで冷却し、一部については冷却せずに巻取をしてコイルの状態で放冷をした。
【0051】
【表1A】
【0052】
【表1B】
【0053】
【表1C】
【0054】
【表2A】
【0055】
【表2B】
【0056】
【表2C】
【0057】
得られた熱延鋼板に対し、２０～９５℃の温度の、１～１０ｗｔ％（重量％）の塩酸溶液を用いて３０～６０秒間の条件で酸洗を行い、酸洗後の表面に対し、Ｂの原子数以上の原子数を持つ元素を対象として、２５０μｍ×２５０μｍの領域を、上述の条件で、１μｍの測定ピッチでＥＰＭＡ分析を行い、Ｂの原子数以上の原子数を持つ元素の合計の質量を１００％としたときの、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合、及び酸素含有量が０．５質量％以上である測定点の割合及びＮｉ含有量が０．５質量％以上の領域の平均間隔を求めた。
結果を表３Ａ～表３Ｃの表面組織の列に示す。
表３Ａ～３Ｃにおいて、酸洗表面のＮｉ含有量が０．５質量％以上の領域の平均間隔が≦１（μｍ）とあるのは、平均間隔が測定ピッチよりも小さく計測不能であったことを示す。
結果を表３Ａ～表３Ｃの表面組織の列に示す。
表３Ａ～３Ｃにおいて、酸洗表面のＮｉ含有量が０．５質量％以上の領域の平均間隔が≦１（μｍ）とあるのは、平均間隔が測定ピッチよりも小さく計測不能であったことを示す。
【0058】
また、得られた熱延鋼板に対して、引張強さを評価した。
引張強さ（ＴＳ）は、板幅をＷとした時に、鋼板の片端から板幅方向にＷ／４もしくは３Ｗ／４のいずれかの位置において、圧延方向に直行する方向（板幅方向）を長手方向として採取したＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して測定した。
引張強さ（ＴＳ）の結果を熱延鋼板の板厚と共に表３Ａ～表３Ｃに示す。
引張強さ（ＴＳ）は、板幅をＷとした時に、鋼板の片端から板幅方向にＷ／４もしくは３Ｗ／４のいずれかの位置において、圧延方向に直行する方向（板幅方向）を長手方向として採取したＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して測定した。
引張強さ（ＴＳ）の結果を熱延鋼板の板厚と共に表３Ａ～表３Ｃに示す。
【0059】
また、得られた熱延鋼板に対し、先に記載した酸洗条件で酸洗を行った。その後、連続使用等により劣化した化成処理液を想定した下記条件で、先に記載した酸洗を行った熱延鋼板に化成処理を行い、化成処理性を評価した。本鋼板の効果はリン酸亜鉛系の化成処理液によらず発揮できるが、その一例として下記条件にて評価を行った。
（１）脱脂処理：
日本ペイント製薬液：ＳＤ４００
薬液の温度：４２℃
試験片表面に薬液をスプレーで吹き付ける時間：１２０秒間
（２）表面調整処理：
日本ペイント製薬材：５Ｎ－１０
薬材の浸漬時間：２０秒間
（３）化成処理：
日本ペイント製薬液：サーフダインＤＰ４０００
薬液の温度（化成浴温）：３５℃
浴時間：６０秒
遊離酸度：０．５ｐｔ
全酸度（ＴＡ）：２５ｐｔ
促進剤：２．０ｐｔ
（４）水洗処理：
市水（スプレー噴射）
市水温度：２５℃
水洗時間：３０秒
（５）純水洗処理：
脱イオン水（スプレー噴射）
脱イオン水温度：２５℃
純水洗時間：３０秒
ここで、遊離酸度とは、化成処理液１０ｍｌに、ブロムフェノールブルーを３滴加え、０．１規定の水酸化ナトリウムで黄緑色から青緑色になるまで中和滴定を行い、このとき要した０．１規定水酸化ナトリウムの容量１ｍｌを１ｐｔとするものである。また、全酸度とは、化成処理液１０ｍｌに、フェノールフタレインを３滴加え、０．１規定の水酸化ナトリウムで無色からピンク色になるまで中和滴定を行い、このとき要した０．１規定水酸化ナトリウムの容量１ｍｌを１ｐｔとするものである。
本鋼板の化成処理性の向上効果は、先に示した化成処理条件で使用した化成処理液であるかどうかによらず、他の型番や他社の化成処理液でも発揮できる。
化成処理を行った結果、スケが見られず、化成結晶のサイズが１０μｍ以下であった場合に、化成処理性に優れると判断した。これは、化成処理を行った後であるにもかかわらず、地鉄が露出している状態、即ち、スケが有る状態であると、鋼板と塗料との密着性が低下し、化成処理後の化成結晶のサイズが１０μｍ超であると、リン酸亜鉛皮膜自身の凝集破壊により塗装密着性が低下するためである。
化成結晶のサイズが１０μｍ以下であると、塗料と鋼板との密着性および塗膜剥離後の耐食性が良くなるが、化成結晶のサイズが５μｍ以下であると、塗料と鋼板との密着性および塗膜剥離後の耐食性は更に良くなる。本実施例では、スケがなく、化成結晶のサイズが５μｍ以下をＡ評価（発明例）、スケがなく、化成結晶のサイズが５μｍ超、１０μｍ以下をＢ評価（発明例）、スケが有る、又はスケがなくとも化成結晶のサイズが１０μｍ超場合をＣ評価（比較例）とした。
（１）脱脂処理：
日本ペイント製薬液：ＳＤ４００
薬液の温度：４２℃
試験片表面に薬液をスプレーで吹き付ける時間：１２０秒間
（２）表面調整処理：
日本ペイント製薬材：５Ｎ－１０
薬材の浸漬時間：２０秒間
（３）化成処理：
日本ペイント製薬液：サーフダインＤＰ４０００
薬液の温度（化成浴温）：３５℃
浴時間：６０秒
遊離酸度：０．５ｐｔ
全酸度（ＴＡ）：２５ｐｔ
促進剤：２．０ｐｔ
（４）水洗処理：
市水（スプレー噴射）
市水温度：２５℃
水洗時間：３０秒
（５）純水洗処理：
脱イオン水（スプレー噴射）
脱イオン水温度：２５℃
純水洗時間：３０秒
ここで、遊離酸度とは、化成処理液１０ｍｌに、ブロムフェノールブルーを３滴加え、０．１規定の水酸化ナトリウムで黄緑色から青緑色になるまで中和滴定を行い、このとき要した０．１規定水酸化ナトリウムの容量１ｍｌを１ｐｔとするものである。また、全酸度とは、化成処理液１０ｍｌに、フェノールフタレインを３滴加え、０．１規定の水酸化ナトリウムで無色からピンク色になるまで中和滴定を行い、このとき要した０．１規定水酸化ナトリウムの容量１ｍｌを１ｐｔとするものである。
本鋼板の化成処理性の向上効果は、先に示した化成処理条件で使用した化成処理液であるかどうかによらず、他の型番や他社の化成処理液でも発揮できる。
化成処理を行った結果、スケが見られず、化成結晶のサイズが１０μｍ以下であった場合に、化成処理性に優れると判断した。これは、化成処理を行った後であるにもかかわらず、地鉄が露出している状態、即ち、スケが有る状態であると、鋼板と塗料との密着性が低下し、化成処理後の化成結晶のサイズが１０μｍ超であると、リン酸亜鉛皮膜自身の凝集破壊により塗装密着性が低下するためである。
化成結晶のサイズが１０μｍ以下であると、塗料と鋼板との密着性および塗膜剥離後の耐食性が良くなるが、化成結晶のサイズが５μｍ以下であると、塗料と鋼板との密着性および塗膜剥離後の耐食性は更に良くなる。本実施例では、スケがなく、化成結晶のサイズが５μｍ以下をＡ評価（発明例）、スケがなく、化成結晶のサイズが５μｍ超、１０μｍ以下をＢ評価（発明例）、スケが有る、又はスケがなくとも化成結晶のサイズが１０μｍ超場合をＣ評価（比較例）とした。
【0060】
また、表には示さないが、化成処理性の評価の前に、化成処理された熱延鋼板に対し、板厚方向の断面の鋼板の表面から板厚方向に１０μｍ×板幅方向に５００μｍの矩形の領域に対し、Ｂの原子数以上の原子数を持つ元素を対象として、１μｍの測定ピッチでＥＰＭＡ分析を行い、Ｂの原子数以上の原子数を持つ元素の合計の質量を１００％としたときの、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合を求めたところ、酸洗後、化成処理前の表面の２５０μｍ×２５０μｍの領域に対して測定した、Ｎｉ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合と同等であった。
【0061】
スケの観察にはＳＥＭを用いた。具体的には、化成処理を行った後の鋼板の表裏各３視野を２５０μｍ×２５０μｍの領域について、地鉄が露出している面かあるかどうかをＳＥＭで確認することで、スケの発生の有無を調査した。
同様に、化成結晶のサイズは、先に述べたＳＥＭ観察を行った際の、２５０μｍ×２５０μｍの領域について、化成結晶の粒径（直径）を求め、化成結晶の粒径（直径）の平均値を化成結晶のサイズとした。
観察した６視野の内、最も劣位な結果を表３Ａ～表３Ｃの化成品の性状の列に示す。
同様に、化成結晶のサイズは、先に述べたＳＥＭ観察を行った際の、２５０μｍ×２５０μｍの領域について、化成結晶の粒径（直径）を求め、化成結晶の粒径（直径）の平均値を化成結晶のサイズとした。
観察した６視野の内、最も劣位な結果を表３Ａ～表３Ｃの化成品の性状の列に示す。
【0062】
【表3A】
【0063】
【表3B】
【0064】
【表3C】
【0065】
表１Ａ～表１Ｃ及び表３Ａ～表３Ｃに示す通り、本発明範囲の化学組成を有し、表面のＮｉ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合が１０～７０％である本発明例は、いずれもスケが無く、化成結晶のサイズが１０μｍ以下であって、化成処理性に優れていた。
一方、化学組成、表面のＮｉ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合、のいずれか一つ以上が本発明範囲外である比較例については、スケが発生しているか、化成結晶のサイズが１０μｍ超で、化成処理性が十分でなかった。
一方、化学組成、表面のＮｉ含有量が０．５質量％以上である測定点の割合、のいずれか一つ以上が本発明範囲外である比較例については、スケが発生しているか、化成結晶のサイズが１０μｍ超で、化成処理性が十分でなかった。
【産業上の利用可能性】
【0066】
本発明によれば、化成処理性に優れた熱延鋼板及びその製造方法が得られる。本発明の熱延鋼板では、化成処理条件がばらついた場合にも良好な化成処理皮膜を得ることができるので、産業上利用可能性が高い。
【符号の説明】
【0067】
１ 地鉄
２ スケール
３ ＳｉやＡｌ等の酸化物、またはＭｎやＣｕ等の濃化層
４ Ｎｉ濃化層
５ 化成結晶
２ スケール
３ ＳｉやＡｌ等の酸化物、またはＭｎやＣｕ等の濃化層
４ Ｎｉ濃化層
５ 化成結晶
【図1】