JP2016050335A - 熱延鋼板 - Google Patents

Abstract

【課題】延性と穴広げ性が改善された熱延鋼板を得る。【解決手段】所定の質量％で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｎ、Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌを含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する。鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における鋼組織が、面積％で、ベイナイト：６０％以上、ポリゴナルフェライト：５％以上３０％未満、残留オーステナイト：３％未満、ベイナイト、残留オーステナイトおよびポリゴナルフェライトを除く残部：１０％以下であって、鋼板表面から１００μｍ深さ位置のポリゴナルフェライト面積率と板厚の１／４深さ位置のポリゴナルフェライト面積率とが下記式（１）を満足する。Ｖαｓ＞１．５Ｖαｑ （１）ここで、Ｖαｓは鋼板表面から１００μｍ深さ位置でのポリゴナルフェライトの面積率（％）、Ｖαｑは鋼板表面から板厚の１／４深さ位置でのポリゴナルフェライトの面積率（％）、をそれぞれ表す。【選択図】なし

Description

本発明は、プレス加工等により様々な形状に成形して利用される熱延鋼板、特に伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板に関する。

近年、地球環境保護の観点から、多くの分野において炭酸ガス排出量の削減に取り組んでいる。自動車メーカーにおいても、低燃費化を目的とした車体軽量化の技術開発が盛んに行われている。しかし、乗員安全確保のために耐衝突特性の向上にも重点が置かれるため、車体軽量化は容易ではない。

そこで、車体軽量化と耐衝突特性とを両立させるべく、高強度鋼板を用いて部材を薄肉化することが検討されている。しかし、鋼板の高強度化は一般的に成形性の劣化を伴うため、高強度鋼板の開発においては、成型性を劣化させずに高強度化を図ることが重要となる。例えば、車体重量の約２０％を占める構造部材や足廻り部材等の自動車部材に用いられる鋼板は、せん断加工、打ち抜き加工などによりブランキング、穴開けなどを行った後、伸びフランジ加工、バーリング加工などを主体としたプレス成形が施される。このような用途に適した成型性に優れる鋼板として、例えばＴｉやＮｂ等の微細析出物により析出強化されたフェライトあるいはベイナイトが主体の鋼板とその製造方法が報告されている。

特許文献１では、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．５％以下、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．１０％〜０．３０％を含有し、方位差１５°以上で囲まれた粒の平均粒径が５μｍ以下のフェライトを主体とした伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法が開示されている。また特許文献２では、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂを含有し平均粒径が４μｍ未満のベイナイトを主体とした加工性に優れた超高強度熱延鋼板とその製造方法が開示されている。

一方、残留オーステナイトを含有する鋼板は、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）現象により優れた延性を示すことから多くの検討がなされている。

例えば、特許文献３には、平均結晶粒径が１０μｍ以下であるフェライト中に平均結晶粒径が５μｍ以下である残留オーステナイトを分散させた、耐衝突安全性および成形性に優れた自動車用高強度鋼板が開示されている。金属組織に残留オーステナイトを含む鋼板では、加工中にオーステナイトがマルテンサイト変態することで変態誘起塑性により大きな伸びを示すが、硬質なマルテンサイトの生成により穴広げ性が損なわれる。特許文献３において開示される熱延鋼板では、フェライトおよび残留オーステナイトを微細化することにより、延性および穴広げ性が向上するとされている。特許文献４には、結晶粒内に残留オーステナイトおよび／またはマルテンサイトからなる第二相を微細に分散させた、伸びおよび伸びフランジ性に優れた引張り強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が開示されている。

特許文献５および特許文献６において、本発明者らは延性および伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板とその製造方法を提案している。特許文献５では、８６０℃以上１０５０℃以下の温度域で熱間圧延を完了した後、１秒間以内に７２０℃以下の温度域まで冷却し、５００℃超７２０℃以下の温度域に１秒間以上２０秒間以下の滞在時間で滞在させた後、３５０℃以上５００℃以下の温度域で巻き取ることにより、延性と伸びフランジ性が良好な高強度熱延鋼板の製造方法が開示されている。また特許文献６では、ベイナイトを主体とし、適量のポリゴナルフェライトと残留オーステナイトとを含有させるとともに、残留オースナイトを除く鋼組織において１５°以上の結晶方位差を有する粒界で囲まれる粒の平均粒径が１５μｍ以下である、延性と伸びフランジ性が良好な高強度熱延鋼板が開示されている。

特開２００２−１０５５９５号公報 特開２０００−２８２１７５号公報 特開平１１−６１３２６号公報 特開２００５−１７９７０３号公報 特開２０１２−２５１２００号公報 特開２０１２−２５１２０１号公報

自動車部材には様々な加工様式があるため、要求される成形性は適用される部材により異なるが、ロアアーム等の自動車足回り部材では延性と共に高い伸びフランジ性を有することが望まれている。さらに、近年では従来よりもさらに高い強度を有することが望まれているが、上述した従来の熱延鋼板およびその製造方法は以下に述べる難点を有するものであった。

特許文献１に記載された熱延鋼板では、微細粒化するために０．１％以上の多量のＴｉ添加が必須であるためコストが嵩み、さらにその製法ではＴｉＣの整合析出を回避するため５００℃超〜６００℃未満では巻き取り処理できないという問題を有している。

特許文献２に記載された熱延鋼板では、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒの複合添加が必要なため合金コストが嵩み、その製法では巻き取り温度が３００〜５００℃のいわゆる遷移沸騰領域であるため、巻き取り時の温度ムラによる材質変動が懸念される。

特許文献３に記載された鋼板は、フェライトおよび残留オーステナイトの微細化により延性および穴広げ性が向上するとされているが、穴広げ比は高々１．５であり十分な伸びフランジ性を備えるとは言い難い。また、加工硬化指数を高めて耐衝突安全性を改善するために、主相を軟質なフェライト相とする必要があり、高い引張強度を得ることが困難である。

特許文献４に記載された鋼板は、第二相をナノサイズにまで微細化し結晶粒内に分散させるために、ＣｕやＮｉ等の高価な元素を多量に含有させたり、高温で長時間の溶体化処理を行う必要があり、製造コストの上昇や生産性の低下が著しい。

特許文献５に記載された鋼板の製造方法では、数百℃／ｓ以上の急速冷却を７００℃近傍の温度まで続けるため板温の制御が困難である問題を有している。また巻き取り温度が３００〜５００℃のいわゆる遷移沸騰領域であるため、巻き取り時の温度ムラによる材質変動が懸念される。

特許文献６に記載された鋼板は、高強度であり、かつ延性と伸びフランジ性が良好でよあるものの、強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）が６９０００ＭＰａ・％以上おび強度−延性バランス（ＴＳ×ＥＬ）が１６０００ＭＰａ・％以上を満足せず、自動車足回り等の高い伸びフランジ性が要求される部材への適用のためには更なる改善が必要である。

本発明は、上述した従来技術に鑑みてなされたものであり、高い強度を有するとともに優れた伸びフランジ性とを有する熱延鋼板を提供することを目的とする。具体的には引張り強度７８０ＭＰａ以上、強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）が６９０００ＭＰａ・％以上および強度−延性バランス（ＴＳ×ＥＬ）が１６０００ＭＰａ・％以上の熱延鋼板を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記の現状に鑑み、熱延鋼板の化学組成および鋼組織と機械特性との関係および製造方法について鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を得て本発明を完成させた。

（ａ）高い強度を得るには鋼組織は硬質であることが好ましく、優れた伸びフランジ性を得るには鋼組織は均質であることが好ましい。したがって、高い強度と優れた伸びフランジ性とを兼備させるには、硬質かつ均質な組織であるベイナイトが最も適しており、ベイナイトを主体とする鋼組織とすることが重要である。

（ｂ）しかし、ベイナイトは延性に乏しい組織である。このため、単にベイナイトを主体とする鋼組織としたのでは延性を確保することが困難である。延性向上には適量のポリゴナルフェライト含有させることが効果的であるが、板厚全面にわたって均一な組織とするよりも、鋼板表層近傍のフェライト量を増し、内部をベイナイト主体の組織とした傾斜組織によって、伸びフランジ性を維持し、延性向上が図られる。

（ｃ）軟質なフェライトを鋼板内部に比べて鋼板表層近傍に多く生成させることによって、鋼板表層近傍の均一伸びが向上するとともに、打ち抜き加工時の微小クラックの生成を抑制することが可能となる。そして鋼板内部をベイナイト主体の組織とすることにより、微小クラックの伝播を抑制することが可能となる。これにより鋼板内部に比して鋼板表層部の歪量が大きい伸びフランジ成形や曲げ成形等における成形性を向上させることができる。

（ｄ）さらに伸びフランジ性を高めるためには、打ち抜き加工時にクラック発生起点となる粗大なパーライトやセメンタイトの生成を抑制する必要があり、これにはセメンタイトの析出を遅延させる作用をもつＳｉとＡｌを一定量以上添加することが有効である。しかしＳｉとＡｌを一定量以上添加させると、鋼板中に残留オーステナイトが生成しやすくなる。残留オーステナイトを含有する鋼板ではＴＲＩＰ効果により高い延性が得られるが、加工誘起変態により硬質なマルテンサイトが形成されるため、伸びフランジ性が劣化する。高強度鋼板において高い伸びフランジ性を実現するためには、ＳｉとＡｌを一定量以上添加して粗大なパーライトやセメンタイトの生成を抑制するとともに残留オーステナイトの生成を抑制する必要がある。

上記知見に基づいてなされた本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０３％超０．３０％未満、Ｓｉ：０．０１％以上３．０％以下、Ｍｎ：１．０％以上４．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上３．０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、かつＳｉとｓｏｌ．Ａｌの合計含有量（Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ）が０．５％以上３．０％以下であり、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における鋼組織が、面積％で、ベイナイト：６０％以上、ポリゴナルフェライト：５％以上３０％未満、残留オーステナイト：３％未満、ベイナイト、残留オーステナイトおよびポリゴナルフェライトを除く残部：１０％以下であって、鋼板表面から１００μｍ深さ位置のポリゴナルフェライト面積率と板厚の１／４深さ位置のポリゴナルフェライト面積率とが下記式（１）を満足することを特徴とする熱延鋼板。

Ｖαｓ＞１．５Ｖαｑ （１）
ここで、
Ｖαｓは鋼板表面から１００μｍ深さ位置でのポリゴナルフェライトの面積率（％）、
Ｖαｑは鋼板表面から板厚の１／４深さ位置でのポリゴナルフェライトの面積率（％）、
をそれぞれ表す。

（２）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下およびＶ：０．５０％以下からなる群から選択された１種または２種以上を含有する、上記（１）に記載の熱延鋼板。

（３）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％未満、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．００５０％以下からなる群から選択された１種または２種以上を含有する、上記（１）または上記（２）に記載の熱延鋼板。

（４）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０２０％以下、Ｍｇ：０．０２０％以下、ＲＥＭ：０．０２０％以下からなる群から選択された１種または２種以上を含有する、上記（１）〜（３）のいずれかに記載の熱延鋼板。

（５）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：１．０質量％以下を含有する、上記（１）〜（４）のいずれかに記載の熱延鋼板。

（６）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｂｉ：０．０２０質量％以下を含有する、上記（１）〜（５）のいずれかに記載の熱延鋼板。

本発明により、自動車足回り部材に用いられる素材として好適な、高い強度を有するとともに優れた伸びフランジ性および延性とを有する熱延鋼板を得ることが可能となる。

本発明に係る熱延鋼板について、以下により具体的に説明する。以下の説明において、鋼の化学組成に関する％は、特に指定しない限りすべて質量％である。

１．化学組成
（１−１）Ｃ：０．０３％超０．３０％未満
Ｃは、ベイナイトの生成を促進する作用を有する。Ｃ含有量が０．０３％以下では、目的とするベイナイト面積率を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．０３％超とする。好ましくは０．０６％以上、さらに好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｃ含有量が０．３０％以上では、パーライトが優先的に生成してしまう。その結果、ベイナイトの生成が不十分となり、目的とするベイナイト面積率を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．３０％未満とする。好ましくは０．２５％以下である。

（１−２）Ｓｉ：０．０１％以上３．０％以下
Ｓｉは、固溶強化により鋼板の強度を高める作用と脱酸により鋼を健全化する作用を有する。さらにセメンタイト等の鉄系炭化物の析出を抑制することで伸びフランジ性の向上に寄与する。Ｓｉ含有量が０．０１％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。後述するように、本発明ではＳｉおよびｓｏｌ．Ａｌの合計含有量（Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ）が重要であるが、Ｓｉはｓｏｌ．Ａｌよりも固溶強化能が高いことから、より高い強度を求める場合には、Ｓｉ含有量は０．５％以上とすることが好ましく、さらに好ましくは０．８％以上、特に好ましくは１．０％以上である。しかし、Ｓｉ含有量が３．０％超では鋼板の表面性状や化成処理性の劣化、延性や溶接性の劣化が著しくなる。またＡ_３変態点の著しい上昇を招き、安定した熱間圧延を困難にする場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は３．０％以下とする。好ましくは２．５％以下である。

（１−３）Ｍｎ：１．０％以上４．０％以下
Ｍｎは、フェライト変態を抑制してベイナイトの生成を促進する作用を有する。Ｍｎ含有量が１．０％未満では、目的とするベイナイト面積率を確保することが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は１．０％以上とする。好ましくは１．５％以上、さらに好ましくは１．８％以上である。一方、Ｍｎ含有量が４．０％超では、フェライト変態が過度に抑制されてしまい、鋼板表層近傍で目的とするポリゴナルフェライト面積率を確保することが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は４．０％以下とする。好ましくは３．６％以下、さらに好ましくは３．２％以下である。

（１−４）Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、一般に不純物として含有される元素であるが、固溶強化により強度を高める作用を有する元素でもある。したがって、Ｐを積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐは偏析し易い元素であり、その含有量が０．１０％を超えると、粒界偏析に起因する成形性や靭性の低下が顕著となる。したがって、Ｐ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０３０％以下、さらに好ましくは０．０２０％以下である。Ｐ含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの観点からは０．００１％以上とすることが好ましい。

（１−５）Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、不純物として含有される元素であり、鋼中に硫化物系介在物を形成して熱延鋼板の成形性を低下させる。Ｓ含有量が０．０１０％を超えると、成形性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５０％以下、さらに好ましくは０．００３０％以下、最も好ましくは０．００１０％以下である。Ｓ含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの上昇を抑制する観点からは０．０００１％以上とすることが好ましい。

（１−６）ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上３．０％以下
Ａｌは、Ｓｉと同様に、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有する。さらにセメンタイト等の鉄系炭化物の析出を抑制することで伸びフランジ性の向上に寄与する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０１％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１％以上とする。好ましくは０．０３％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が３．０％超では、Ａ_３変態点の著しい上昇を招いて、安定した熱間圧延を困難にする場合がある。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は３．０％以下とする。好ましくは２．５％以下、さらに好ましくは２．０％以下である。

（１−７）Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、不純物として含有される元素であり、鋼板の成形性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０．０１０％超では成形性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００８０％以下、さらに好ましくは０．００７０％以下である。Ｎ含有量の下限は特に規定する必要はないが、後述するようにＴｉ、ＮｂおよびＶの１種または２種以上を含有させて鋼組織の微細化を図る場合を考慮すると、炭窒化物の析出を促進させるためにＮ含有量は、０．００１０％以上とすることが好ましく、さらに好ましくは０．００２０％以上である。

（１−８）Ｓｉとｓｏｌ．Ａｌの合計含有量（Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ）：０．５％以上３．０％以下
上述したように、ＳｉおよびＡｌはともにセメンタイト等の鉄系炭化物の析出を抑制する作用を有し伸びフランジ性を向上させることから、本発明ではＳｉとｓｏｌ．Ａｌの合計含有量（Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ）を規定する。合計含有量（Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ）が０．５％未満では、上記作用が不十分なために粗大なパーライトやセメンタイトが生成し、伸びフランジ性が劣化する場合がある。したがって、合計含有量（Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ）は０．５％以上とし、好ましくは１．０％以上であり、さらに好ましくは１．２％以上である。一方、合計含有量（Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ）が３．０％超では、Ａ_３変態点の著しい上昇を招いて、安定した熱間圧延を困難にする場合がある。したがって、合計含有量（Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ）は、３．０％以下とし、好ましくは２．５％以下であり、さらに好ましくは２．２％以下である。

本発明に係る鋼板の製造方法では、以下に列記する元素を任意元素として含有してもよい。

（１−９）Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、およびＶ：０．５０％以下からなる群から選択される１種または２種以上
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、鋼中に炭化物または窒化物として析出し、そのピン止め効果によって鋼組織を微細化する作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、過剰に含有させても、上記作用による効果が飽和して不経済となる。したがって、Ｔｉ含有量は０．２０％以下、Ｎｂ含有量は０．１０％以下、Ｖ含有量は０．５０％以下とする。これらの元素の上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉ：０．００５％以上、Ｎｂ：０．００２％以上、およびＶ：０．００５％以上のいずれかを満足させることが好ましい。

（１−１０）Ｃｒ：１．０％未満、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．００５０％以下からなる群から選択される１種または２種以上
Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＢは、焼入性を高める作用を有する。またＭｏは鋼中に炭化物を析出して強度を高める作用を有する。また、Ｎｉは、後述するようにＣｕを含有させる場合においては、Ｃｕに起因するスラブの粒界割れを効果的に抑制する作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。

しかし、Ｃｒ含有量が１．０％以上では、化成処理性の低下が著しくなる。したがって、Ｃｒ含有量は１．０％未満とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｒ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量を０．５０％超としても上記作用による効果は飽和してコスト的に不利となる。したがって、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．２０％以下である。上記作用による効果をより確実に得るにはＭｏ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｎｉは高価な元素であるため、多量の含有はコスト的に不利となる。したがって、Ｎｉ含有量は１．０％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｉ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量が０．００５０％超では成形性の低下が著しくなる。したがって、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。

（１−１１）Ｃａ：０．０２０％以下、Ｍｇ：０．０２０％以下およびＲＥＭ：０．０２０％以下からなる群から選択される１種または２種以上
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、介在物の形状を調整することにより、成形性を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、これらの元素の含有量が上記上限値を超えると、鋼中の介在物が過剰となり、却って成形性を低下させる場合がある。したがって、各々の元素の含有量は上記のとおりとする。それぞれの元素は、好ましくは０．０１０％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには上記元素のいずれかを０．０００５％以上含有させることが好ましい。ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、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。

（１−１２）Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、低温で析出して強度を高める作用を有するので、鋼中に含有させてもよい。しかし、Ｃｕ含有量が１．０％超では、スラブの粒界割れが生じる場合がある。したがって、Ｃｕ含有量は１．０％以下とする。好ましくは０．５％未満、さらに好ましくは０．３％未満である。上記作用による効果をより確実に得るにはＣｕ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。

（１−１３）Ｂｉ：０．０２０％以下
Ｂｉは、凝固組織を微細化することにより成形性を高める作用を有するので、鋼中に含有させてもよい。しかし、Ｂｉ含有量を０．０２０％超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、コスト的に不利となる。したがって、Ｂｉ含有量は０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂｉ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。

２．鋼組織
（２−１）鋼板表面から板厚の１／４深さ位置でのベイナイト面積率：６０％以上
ベイナイトは硬質かつ均質な組織であり、高い強度と優れた伸びフランジ性とを兼備させるのに最も適した組織であることから、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置でのベイナイト面積率は６０％以上とする。６０％未満の場合、所望の強度と伸びフランジ性を得ることが困難となる。好ましくは７０％以上である。

（２−２）鋼板表面から板厚の１／４深さ位置でのポリゴナルフェライト面積率：５％以上３０％未満
軟質なポリゴナルフェライトを含有させることにより延性を向上させるため、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置でのポリゴナルフェライト面積率は５％以上３０％未満とする。５％未満の場合は延性向上の効果が得られず、一方、３０％以上含有させると伸びフランジ性が低下するばかりでなく、所望の強度確保が困難となる。ポリゴナルフェライト面積率は好ましくは８％以上２５％以下、より好ましくは８％以上２０％以下である。

ポリゴナルフェライトの平均粒径は、細粒化強化によりベイナイトとの硬度差を軽減し伸びフランジ性を向上させる観点から５μｍ以下が好ましく、３μｍ以下がさらに好ましい。なおポリゴナルフェライトの平均粒径は、ＳＥＭ観察像およびＥＢＳＰ解析結果を用いた画像解析により求めた円相当径である。またポリゴナルフェライトの平均アスペクト比は、異方性を軽減し伸びフランジ性を向上させる観点から３以下が好ましく、２．５以下がさらに好ましい。なおポリゴナルフェライトの平均アスペクト比は、ＳＥＭ観察像およびＥＢＳＰ解析結果を用いた画像解析から楕円近似し求めた（長軸長さ）／（短軸長さ）である。

（２−３）鋼板表面から板厚の１／４深さ位置での残留オーステナイト面積率：３％未満
残留オーステナイトは、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）により延性を高める作用を有する一方、変態により生成する硬質なマルテンサイトが伸びフランジ性を低下させる。高い伸びフランジ性を得るため、残留オーステナイトの面積率は３％未満に限定する。

（２−４）鋼板表面から板厚の１／４深さ位置でのベイナイト、残留オーステナイトおよびポリゴナルフェライトを除く残部の面積率：１０％以下
成形性の観点から、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置でのベイナイト、残留オーステナイトおよびポリゴナルフェライトを除く残部の面積率は１０％以下とする。１０％を超える場合、伸びフランジ性が低下することがある。より好ましくは８％以下、さらに好ましくは５％以下である。
（２−５）鋼板表面から１００μｍ深さ位置と鋼板表面から板厚の１／４深さ位置とにおけるフェライトの面積率の関係
伸びフランジ成形や曲げ成形等のように、鋼板内部に比して鋼板表層部における歪量が大きい成形法では、鋼板表層部における変形能を高めるとともに、打ち抜き加工時の微小クラックの生成を抑制することが重要である。そのため本発明に係る熱延鋼板の鋼板表面から１００μｍ深さ位置での鋼組織と板厚の１／４深さ位置での鋼組織との関係は以下を満足する。

Ｖαｓ＞１．５Ｖαｑ （１）
ここで、
Ｖαｓは鋼板表面から１００μｍ深さ位置でのポリゴナルフェライトの面積率（％）、
Ｖαｑは鋼板表面から板厚の１／４深さ位置でのポリゴナルフェライトの面積率（％）、
をそれぞれ表す。

なお表面から数十μｍ深さまでの表層は、酸化スケールや冷却の影響によって組織が乱れる可能性があるので、そのような乱れを避けるために、表面から１００μｍ深さ位置での組織によって鋼板表層近傍の組織を判断する。

鋼板表面から１００μｍ深さ位置でのポリゴナルフェライトの面積率が鋼板表面から板厚の１／４深さ位置でのポリゴナルフェライトの面積率の１．５倍以下である場合、鋼板表層近傍の変形能が小さく、打ち抜き加工時に微小クラックが多量に生成し、プレス加工時にそれらの微小クラックが早期に連結して伸びフランジ性が低下する。さらには耐疲労性を低下させる場合もある。したがって、鋼板表面から１００μｍ深さ位置と鋼板表面から板厚の１／４深さ位置とにおけるフェライトの面積率の関係は上記式（１）を満足することとする。

なお金属組織の同定および面積率の算出は以下の方法で行う。まず、鋼板の圧延方向垂直断面を鏡面研磨後、ナイタール腐食し、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いた組織観察から金属組織を同定する。次に鋼板表面から板厚の１／４深さ位置でのベイナイトとマルテンサイトの合計面積率およびポリゴナルフェライトの面積率をＥＢＳＰ解析から算出する。

具体的には鋼板表面から板厚の１／４深さ位置の圧延方向垂直断面について圧延方向２００μｍ×圧延面法線方向５０μｍの領域をＥＢＳＰ解析し、方位差５°以上の境界で囲まれた粒内平均方位差０．５°以上の領域をベイナイトおよびマルテンサイトとし、方位差５°以上の境界で囲まれた粒内平均方位差０．５°未満の領域をポリゴナルフェライトとして、それぞれの面積率をＥＢＳＰ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ^ＴＭ」を用いて求める。

また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る。さらにレペラ腐食した試料を用い、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置の圧延方向垂直断面について圧延方向２００μｍ×圧延面法線方向５０μｍ領域を撮影し、市販の画像処理ソフトウェア「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ」を用いた二値化処理により残留オーステナイトとマルテンサイトの合計面積率を算出する。ＥＢＳＰ解析により算出したベイナイトとマルテンサイトの合計面積率とＸ線回折測定で求めた残留オーステナイト面積率の和から、レペラ腐食で求めた残留オーステナイトとマルテンサイトの合計面積率を差し引いた値をベイナイト面積率とする。

そして、上記で求めたベイナイト、ポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイトの面積率の合計を、１００％から差し引いた値を残部組織の面積率とする。また、鋼板表面から１００μｍ深さ位置でのポリゴナルフェライトの面積率も、前述と同様にＥＢＳＰ解析結果から求める。

（２−６）めっき層
上述した化学組成及び鋼組織を有する本発明に係る熱延鋼板の表面には、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、従来と同様でよい。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。

３．好ましい製造条件
高い強度を有するとともに優れた延性と伸びフランジ性とを兼備する熱延鋼板を得るには、上記化学組成を有するスラブに多パスの熱間圧延を施して熱延鋼板を製造するに際して、熱間圧延により導入されるせん断歪みを利用して鋼板表層近傍と鋼板内部とで蓄積歪みに差を生じさせ、上記歪みの差による変態駆動力の差を効率的に利用して鋼板表面から１００μｍ深さ位置でのフェライト変態を鋼板内部よりも促進させることが重要である。

具体的には、熱間圧延において、最終圧延パス、最終圧延パスの１つ前の圧延パスおよび最終圧延パスの２つ前の圧延パスにおける圧下率をそれぞれ２５％以上６０％以下とし、８６０℃以上１０５０℃以下の温度域で多パス熱間圧延を施し、圧延完了後０．３秒以内に冷却を開始して、２００℃／秒以上の平均冷却速度にて８５０℃未満Ａｒ_３点以上の温度域まで冷却し、該温度域で１秒以上３秒未満の時間滞留させた後に、２０℃／秒以上の平均冷却速度にて７５０℃未満６００℃以上の温度域まで冷却し、該温度域で１秒以上１５秒未満の時間滞留させた後に、５００℃超６００℃未満の温度域で巻き取りを開始し、その後４５０℃までの平均冷却速度が０．００７℃／秒以上１．０℃／秒以下とすることで熱延鋼板を得ることが好ましい。

さらに下記式（１）を満足する多パス熱間圧延を施すことで、パス間でのオーステナイト粒の再結晶を促進するとともに、そのオーステナイト粒の成長を抑制することができる。

０．００２／ｅｘｐ（−６０８０／（Ｔ＋２７３））≦ｔ≦２．０ （１）
ここで、各記号の意味は次の通りである。
ｔ：最終圧延パスの１つ前の圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間（秒）
Ｔ：最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了温度（℃）
以下に製造方法についてより詳しく説明する。

（３−１）スラブ、熱間圧延に供する際のスラブ温度、熱間圧延態様
熱間圧延に供するスラブは、上述の化学組成を有する。熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造により得られたスラブや鋳造・分塊により得られたスラブなどを用いることができ、必要によってはそれらに熱間加工または冷間加工を加えたものを用いることができる。

熱間圧延に供するスラブの温度は、熱間圧延をオーステナイト域で行うためにオーステナイト単相域となる温度に加熱すればよく、特に限定する必要はないが、後述する好適な圧延完了温度を確保する観点からは１０５０℃以上とすることが好ましく、スケールロスを抑制する観点からは１３５０℃以下とすることが好ましい。なお、熱間圧延に供するスラブが連続鋳造により得られたスラブや分塊圧延により得られたスラブであって高温状態にある場合には、加熱することなしに熱間圧延に供してもよい。

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

（３−２）最終圧延パス、最終圧延パスの１つ前の圧延パスおよび最終圧延パスの２つ前の圧延パスにおける圧下率：２５％以上６０％以下
最終圧延パスと１つ前の圧延パスおよび２つ前の圧延パスにおける圧下率は２５％以上６０％以下とすることが好ましい。最終圧延パスと１つ前の圧延パスおよび２つ前の圧延パスにおける圧下率をそれぞれ２５％以上とすることにより、主に再結晶オーステナイト粒の微細化が図られるとともに、鋼板の表層近傍に導入されるせん断歪みの効果によって鋼板の表層近傍の再結晶オーステナイト粒が鋼板の内部に比べて一層微細化される。さらに、最終圧延パスの圧下率を２５％以上とすることにより、後述する熱間圧延後の冷却条件と相俟って、導入される歪みを変態駆動力および変態核生成サイトとして、鋼板の内部に比べて鋼板の表層近傍のフェライト変態を促進することが可能となる。各圧延パスでの圧下率が２５％未満では鋼板の表層近傍に導入されるせん断歪み量が不十分となり、延性と伸びフランジ性とを兼備する熱延鋼板が得られない場合がある。したがって、最終圧延パスと１つ前の圧延パスおよび２つ前の圧延パスにおける圧下率は２５％以上とすることが好ましい。より好ましくは３０％以上であり、４０％以上とすることがさらに好ましい。

一方、鋼板の平坦性や導入した歪みの加工発熱による解放を抑制する観点から、各圧延パスでの圧下率は６０％以下とすることが好ましい。より好ましくは５０％以下である。

（３−３）圧延完了温度：８６０℃以上１０５０℃以下
圧延完了温度は８６０℃以上１０５０℃以下とすることが好ましい。これにより圧延により導入した歪の解放が抑制され、後続する冷却処理を適切に施すことにより、延性と伸びフランジ性とを兼備する熱延鋼板が得られる。

圧延完了温度が８６０℃未満では、パス間でのオーステナイト粒の再結晶が促進されにくいため熱延鋼板の異方性が強くなり、伸びフランジ性が劣化する。また圧延時の変形抵抗が大きくなり、上記の圧下率で圧延を行うことが困難となる場合がある。したがって、圧延完了温度は８６０℃以上とすることが好ましい。より好ましくは８８０℃以上、さらに好ましくは９００℃以上である。

一方、圧延完了温度が１０５０℃超では、圧延により導入した歪の解放が進行してしまい、延性と伸びフランジ性とを兼備する熱延鋼板が得られない場合がある。したがって、圧延完了温度は１０５０℃以下とすることが好ましい。より好ましくは１０３０℃以下、さらに好ましくは１０００℃以下、特に好ましくは９８０℃以下である。なお、これらの温度は鋼材の表面温度であり、放射温度計等により測定することができる。また、圧延により導入した歪の解放をより確実に抑制するため、最終圧延パスの１つ前の圧延パスおよび最終圧延パスの２つ前の圧延パスにおける圧延完了温度も同様の範囲であることが好ましい。

（３−４）最終圧延パスの１つ前の圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間が式（１）を満足
０．００２／ｅｘｐ（−６０８０／（Ｔ＋２７３））≦ｔ≦２．０ （１）
ここで、各記号の意味は、ｔ：最終圧延パスの１つ前の圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間（秒）、Ｔ：最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了温度（℃））である。

上記式（１）を満足することにより、最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間において、オーステナイトの再結晶が促進されるとともにオーステナイトの粒成長が抑制されるため、圧延中の再結晶オーステナイト粒の微細化が図られ、これにより延性および伸びフランジ性に好適な鋼組織を得ることが一層容易となる。

（３−５）圧延完了後の一次冷却：圧延完了後０．３秒以内に冷却を開始し、２００℃／秒以上の平均冷却速度にて８５０℃未満Ａｒ_３点以上の温度域まで冷却
圧延により導入した歪による駆動力を効率的に活用して変態させるため、圧延完了後の一次冷却は０．３秒以内に冷却を開始して、２００℃／秒以上の平均冷却速度で８５０℃未満Ａｒ_３点以上の温度域まで冷却することが好ましい。この温度域に冷却し、後述する滞留時間と相俟って、鋼板表層近傍でのフェライト変態駆動力を残したまま、鋼板内部の蓄積歪みを解放させることが可能となる。これにより鋼板表層近傍でのフェライト量が内部に比べて多いという延性および伸びフランジ性に好適な鋼組織を得ることができる。
圧延完了後、冷却開始までの時間が０．３秒を超える場合や平均冷却速度が２００℃／秒未満では鋼板表層近傍に導入された歪みが解放してしまい、このような鋼組織が得られない場合がある。また一次冷却の停止温度が８５０℃以上では、鋼板表層近傍の蓄積歪みの解放が顕著となり所望の鋼組織が得られない場合がある。一方、一次冷却の停止温度がＡｒ_３点を下回ると鋼板内部でのフェライト変態が顕著となり、ベイナイト主体の組織とならない場合がある。したがって、圧延完了後の一次冷却は０．３秒以内に冷却を開始して、２００℃／秒以上の平均冷却速度で８５０℃未満Ａｒ_３点以上の温度域まで冷却することが好ましい。圧延完了から冷却開始までの時間はより好ましくは０．２秒以内、さらに好ましくは０．１５秒以内である。また平均冷却速度はより好ましくは３００℃／秒、さらに好ましくは４００℃／秒である。

（３−６）８５０℃未満Ａｒ_３点以上の温度域での滞留時間：１秒以上、３秒未満
８５０℃未満Ａｒ_３点以上の温度域での滞留時間は１秒以上、３秒未満とすることが好ましい。これによって鋼板表層近傍でのフェライト変態駆動力を残したまま、鋼板内部の蓄積歪みを解放することが可能となる。これにより鋼板表層近傍でのフェライト量が内部に比べて多いという延性および伸びフランジ性に好適な鋼組織を得ることができる。１秒未満では鋼板内部の歪み解放が不十分なため鋼板内部でのフェライト生成量が増し、伸びフランジ性が低下する場合がある。一方、３秒以上では鋼板表層近傍に導入された歪みが解放してしまい、フェライト生成量が減少し延性が低下する場合がある。したがって８５０℃未満Ａｒ_３点以上の温度域での滞留時間は１秒以上、３秒未満とすることが好ましい。

（３−７）６００℃以上７５０℃未満の温度域への平均冷却速度と該温度域での滞在時間：２０℃／秒以上で冷却し、１秒間以上１５秒間以内滞在
上述した鋼板表層近傍におけるフェライト面積率を確保するには、フェライト変態が活発となる６００℃以上７５０℃未満の温度域まで２０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、該温度域にて１秒以上１５秒未満の時間滞在させることが好ましい。平均冷却速度が２０℃／秒未満の場合、鋼板内部で冷却中にフェライト変態が生じベイナイト主体の組織と成り難い。したがって該温度域への平均冷却速度は２０℃／秒以上とすることが好ましい。より好ましくは４０℃／秒、さらに好ましくは６０℃／秒、特に好ましくは８０℃／秒である。上記温度域に滞在させる時間が１秒未満では、鋼板表層近傍のフェライト変態が十分に進行せず、延性が低下する場合がある。一方、上記温度域に滞在させる時間が１５秒以上の場合、鋼板内部のフェライト変態が進行して伸びフランジ性が低下する場合がある。さらにセメンタイトやパーライトの生成が顕著となり、伸びフランジ性や延性が低下してしまう場合がある。したがって、上記温度域に滞在させる時間は１秒以上１５秒未満とすることが好ましい。

（３−８）巻き取り工程：５００℃超６００℃未満の温度域で巻き取りを開始し、その後４５０℃までの平均冷却速度が０．００７℃／秒以上１．０℃／秒以下
高強度鋼板において高い伸びフランジ性を得るため、本発明では粗大なパーライトやセメンタイトの生成と残留オーステナイトの生成をそれぞれ抑制する必要がある。このために巻き取り工程は５００℃超６００℃未満の温度域で開始し、その後４５０℃までの平均冷却速度を０．００７℃／秒以上１．０℃／秒以下とすることが好ましい。上記化学組成を有する鋼板の巻き取りを５００℃以下で開始した場合や５００℃超６００℃未満で巻き取った後、４５０℃まで１．０℃／秒超の平均冷却速度で冷却した場合は、鋼板中に残留オーステナイトが生成し伸びフランジ性が劣化する場合がある。また巻き取り開始温度が５００℃以下の遷移沸騰領域では鋼板長手や幅方向で温度ムラが生じやすく特性変動が起こり易い。一方、巻き取りを６００℃以上で開始した場合は鋼板内部でフェライト変態が進行し、ベイナイト主体の組織と成り難い。さらに６００℃以上で開始した場合や５００℃超６００℃未満で巻き取った後、４５０℃まで０．００７℃／秒未満の平均冷却速度で冷却した場合は、粗大なパーライトやセメンタイトの生成が顕著となり伸びフランジ性が劣化する場合がある。巻き取り開始温度のより好ましい範囲は５２０℃以上５８０℃以下である。また巻き取り開始から４５０℃までのより好ましい平均冷却速度は０．００８℃／秒以上０．３℃／秒以下である。

（３−９）熱延鋼板の板厚：１．２ｍｍ超６ｍｍ以下
熱延鋼板の板厚が１．２ｍｍ以下では、圧延完了温度の確保が困難になるとともに圧延荷重が過大となって、熱間圧延が困難となる場合がある。したがって、本発明の熱延鋼板の板厚は１．２ｍｍ超とすることが好ましい。より好ましくは１．４ｍｍ以上である。一方、熱延鋼板の板厚が６ｍｍ超では、鋼組織の微細化が困難となり、上述した鋼組織を確保することが困難となる場合がある。また、上述した傾斜組織を得ることも困難となる場合がある。したがって、板厚は６ｍｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは５ｍｍ以下である。

表１に示す化学組成を有する１８０ｋｇの鋼塊を高周波真空溶解炉にて溶製し、熱間鍛造により３０ｍｍ厚さの鋼片にした。この鋼片を次いで１２５０℃の温度に加熱し、試験用小型タンデムミルにて表２に示す条件で熱間圧延を実施して板厚１．６〜３．４ｍｍの鋼板に仕上げた。圧延完了後、８５０℃未満Ａｒ_３点以上の温度域まで水冷却した後、所定の時間滞留し、その後、６００℃以上７５０℃未満の温度域まで水冷却した後、所定の時間滞留し、さらに所定の巻き取り温度まで冷却した後、該巻き取り温度に設定した炉に装入し、所定の平均冷却速度にて４５０℃まで冷却した。その後、炉冷して、熱延鋼板を得た。これらの条件を表２に併せて示す。なお表２において、熱間圧延最終３パス圧延条件のパス１、２および３はそれぞれ最終パスの２つ前、最終パスの１つ前、最終パスを意味する。最終圧延パス間時間は、最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間のことである。

なお、表２の「冷却速度」は本発明の「平均冷却速度」のことを表す。平均冷却速度は、直接測定できないため、板厚、表面温度、冷却条件から伝熱計算によって算出した。

得られた熱延鋼板について、鋼板の圧延方向と直交する板厚断面を鏡面研磨し、ナイタール腐食液またはレペラ腐食液で腐食したのち、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行った。さらに、鏡面研磨後に電解研磨で調製した試料を用いて、ＥＢＳＰ法による結晶方位の測定および解析を行なった。

機械特性として、引張特性および伸びフランジ性を評価した。引張特性は、ＪＩＳ Ｚ２２０１およびＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行ない、引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）を測定した。伸びフランジ性は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１に準拠して穴広げ試験を行ない、穴広げ率（λ）を求めた。
得られた鋼板の鋼組織および機械特性を表３にまとめて示す。

発明例である試験番号１〜３、６、７、１０〜１４、１８〜２０、２４、２５、２９、３０、３２、３３、３５、３６、３８、３９は、高い引張強度（ＴＳ）を有するとともに、優れた強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）と優れた強度−伸びフランジバランス（ＴＳ×λ）とを有している。一方、本発明で定める範囲を外れる比較例は、ＴＳ×ＥｌあるいはＴＳ×λ、または双方の特性が劣っている。

Claims (6)

1. 質量％で、Ｃ：０．０３％超０．３０％未満、Ｓｉ：０．０１％以上３．０％以下、Ｍｎ：１．０％以上４．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上３．０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、かつＳｉとｓｏｌ．Ａｌの合計含有量（Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ）が０．５％以上３．０％以下であり、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における鋼組織が、面積％で、ベイナイト：６０％以上、ポリゴナルフェライト：５％以上３０％未満、残留オーステナイト：３％未満、ベイナイト、残留オーステナイトおよびポリゴナルフェライトを除く残部：１０％以下であって、鋼板表面から１００μｍ深さ位置のポリゴナルフェライト面積率と板厚の１／４深さ位置のポリゴナルフェライト面積率とが下記式（１）を満足することを特徴とする熱延鋼板。
   Ｖαｓ＞１．５Ｖαｑ （１）
   ここで、
   Ｖαｓは鋼板表面から１００μｍ深さ位置でのポリゴナルフェライトの面積率（％）、
   Ｖαｑは鋼板表面から板厚の１／４深さ位置でのポリゴナルフェライトの面積率（％）、
   をそれぞれ表す。
2. 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下およびＶ：０．５０％以下からなる群から選択される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。
3. 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％未満、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．００５０％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有する請求項１または請求項２に記載の熱延鋼板。
4. 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０２０％以下、Ｍｇ：０．０２０％以下およびＲＥＭ：０．０２０％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有する請求項１〜請求項３のいずれかに記載の熱延鋼板。
5. 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：１．０質量％以下を含有する請求項１〜請求項４のいずれかに記載の熱延鋼板。
6. 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｂｉ：０．０２０質量％以下を含有する請求項１〜請求項５のいずれかに記載の熱延鋼板。