WO2023008516A1 - 鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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ferrite
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拓 宮川
恭平 石川
卓史 横山
健悟 竹田
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日本製鉄株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet and a method for manufacturing the same. This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2021-122923 filed in Japan on July 28, 2021, the content of which is incorporated herein.
  • Patent Document 1 describes a steel sheet excellent in elongation, hole expansibility, bending workability and delayed fracture resistance, in mass%, C: 0.15 to 0.25% , Si: 1.00 to 2.20%, Mn: 2.00 to 3.50%, P: 0.05% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.01 to 0.50%, N: 0.010% or less, B: 0.0003 to 0.0050%, Ti: 0.005 to 0.05%, Cu: 0.003 to 0.50%, Ni: 0.003 to Contains one or more selected from 0.50%, Sn: 0.003 to 0.50%, Co: 0.003 to 0.05%, Mo: 0.003 to 0.50% In addition, the balance is Fe and unavoidable impurities, and the microstructure has a volume fraction of 15% or less (including 0%) of ferrite having an average crystal grain size of 2 ⁇ m or less, and an average crystal grain size of 2 ⁇ m.
  • the following retained austenite is 2 to 15% in volume fraction, martensite with an average crystal grain size of 3 ⁇ m or less is 10% or less in volume fraction (including 0%), and the balance is bainite with an average crystal grain size of 6 ⁇ m or less and
  • a high-strength TRIP steel sheet is disclosed which is tempered martensite and contains an average of 10 or more cementite grains having a grain size of 0.04 ⁇ m or more in bainite and tempered martensite grains.
  • Patent Document 2 discloses that a steel sheet having both high tensile strength (TS): 980 MPa or more and excellent bendability has a specific chemical composition, a ferrite phase area ratio of 30% or more and 70% or less, martensite The area ratio of the phase is 30% or more and 70% or less, the average grain size of the ferrite grains is 3.5 ⁇ m or less, the standard deviation of the grain size of the ferrite grains is 1.5 ⁇ m or less, and the average aspect ratio of the ferrite grains is 1.8
  • high-strength steel having a specific steel structure such as an average grain size of martensite grains of 3.0 ⁇ m or less and an average aspect ratio of martensite grains of 2.5 or less, and a tensile strength of 980 MPa or more A cold rolled steel sheet is disclosed.
  • a steel sheet having a yield strength (YS) of 780 MPa or more, a tensile strength (TS) of 1180 MPa or more, and excellent spot weldability, ductility and bending workability has a C content of 0.15% or less
  • the area ratio of ferrite is 8 to 45%
  • the area ratio of martensite is 55 to 85%
  • the ratio of martensite adjacent to ferrite alone to the entire structure is 15% or less
  • the average grain size of ferrite and martensite is 10 ⁇ m or less
  • the area ratio of ferrite having a crystal grain size of 10 ⁇ m or more among the ferrite existing in the range of 20 ⁇ m depth from the steel plate surface to 100 ⁇ m depth from the steel plate surface is less than 5%.
  • Patent Document 4 as a steel sheet with little variation in mechanical properties (especially strength and ductility), in mass%, C: 0.10 to 0.25%, Si: 0.5 to 2.0%, Mn: 1.0 to 3.0%, P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.01 to 0.05%, N: 0.01% or less, and the balance is iron and unavoidable impurities, and contains 20 to 50% by area ratio of ferrite, which is the first soft phase, and the remainder is the hard second phase, and has a structure composed of tempered martensite and/or tempered bainite.
  • the total area of particles with an average particle size of 10 to 25 ⁇ m accounts for 80% or more of the total area of all the ferrite particles, and is present in all the ferrite particles.
  • Disclosed is a high-strength cold-rolled steel sheet having a dispersed state of cementite particles having an equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more, which is more than 0.15 and 1.0 or less per 1 ⁇ m 2 of the ferrite, and having a tensile strength of 980 MPa or more.
  • Patent Documents 1 to 4 Although it is mentioned to achieve high strength and to have good ductility and bendability, there is a reference to suppressing the occurrence of cracks when press molding is performed under such severe conditions. there is room for improvement. Therefore, it is an object of the present invention to provide a steel sheet that can suppress the occurrence of cracks during press forming (excellent rupture resistance) even when a strain amount exceeding the uniform elongation is introduced, and a method for manufacturing the same.
  • the present inventors have found that when a steel sheet containing ferrite and/or bainite and martensite and/or tempered martensite is subjected to a strain amount exceeding the uniform elongation, cracking is suppressed (excellent fracture resistance is achieved). (obtained) method was examined. As a result, it was found that cracking during press forming can be suppressed if a high true stress can be maintained even at a strain amount equal to or greater than the uniform elongation.
  • a steel sheet according to an aspect of the present invention has, in mass %, C: 0.07 to 0.15%, Si: 0.01 to 2.00%, Mn: 1.5 to 3.0%, P: 0-0.020%, S: 0-0.0200%, Al: 0.001-1.000%, N: 0-0.0200%, O: 0-0.0200%, Co: 0 ⁇ 0.500%, Ni: 0-1.000%, Cu: 0-0.500%, Mo: 0-1.000%, Cr: 0-2.000%, Ti: 0-0.5000% , Nb: 0-0.50%, V: 0-0.500%, W: 0-0.100%, Ta: 0-0.100%, B: 0-0.0100%, Mg: 0- 0.050%, Ca: 0-0.050%, Zr: 0-0.050%, REM: 0-0.100%, Sn: 0-0.050%, Sb: 0-0.050%, It has a chemical composition
  • the area is 6 ⁇ m 2 or less, the number ratio of ferrite and bainite crystal grains is 40% or more, and the area is 50 ⁇ m 2 or more;
  • the ratio of the number of crystal grains of ferrite and bainite is 5% or less, and from the interface between the ferrite and the martensite or the tempered martensite, in a direction perpendicular to the interface and toward the grain inner side of the ferrite
  • the maximum Mn content in the region up to 0.5 ⁇ m is lower than the average Mn content of the steel sheet by 0.30% by mass or more.
  • the average aspect ratio of the crystal grains of the ferrite and the bainite having an area of 6 ⁇ m 2 or less may be 1.0 or more and 2.0 or less.
  • the steel sheet according to [1] or [2] may have a coating layer containing zinc, aluminum, magnesium or an alloy thereof on the surface.
  • a method for producing a steel sheet according to another aspect of the present invention in mass%, C: 0.07 to 0.15%, Si: 0.01 to 2.00%, Mn: 1.5 to 3 0%, P: 0-0.020%, S: 0-0.0200%, Al: 0.001-1.000%, N: 0-0.0200%, O: 0-0.0200% , Co: 0-0.500%, Ni: 0-1.000%, Cu: 0-0.500%, Mo: 0-1.000%, Cr: 0-2.000%, Ti: 0- 0.5000%, Nb: 0-0.50%, V: 0-0.500%, W: 0-0.100%, Ta: 0-0.100%, B: 0-0.0100%, Mg: 0-0.050%, Ca: 0-0.050%, Zr: 0-0.050%, REM: 0-0.100%, Sn: 0-0.050%, Sb: 0-0 050%, As: 0 to 0.050%, and the balance: Fe and impurities.
  • finish rolling is performed using a rolling mill having four or more stands, the first stand is the first stand, and the final stand is the nth stand.
  • the thickness reduction rate at each stand from the stand to the n-th stand is set to 30% or more, and the rolling temperature at the n-th stand is set to 900° C. or less.
  • a coating layer containing zinc, aluminum, magnesium, or an alloy thereof may be formed on the surface of the steel sheet.
  • a steel sheet according to one embodiment of the present invention (steel sheet according to the present embodiment) and a method for manufacturing the same will be described below.
  • the steel sheet according to the present embodiment has a predetermined chemical composition described later, has a tensile strength of 780 MPa or more, has a microstructure with a ferrite area ratio of 5% or more, and a total area ratio of ferrite and bainite.
  • the total area ratio of martensite and tempered martensite is 10% or more and 90% or less
  • the total area ratio of pearlite and retained austenite is 0% or more and 10% or less
  • the ratio of the number of ferrite and bainite crystal grains having an area of 6 ⁇ m 2 or less to the total number of ferrite and bainite crystal grains is 40% or more, and the number of ferrite and bainite crystal grains having an area of 50 ⁇ m 2 or more
  • the number ratio is 5% or less, and the maximum in the region from the interface between the ferrite and the martensite or the tempered martensite to 0.5 ⁇ m in the direction perpendicular to the interface and toward the grain inner side of the ferrite
  • the Mn content is 0.30% by mass or more lower than the average Mn content of the steel sheet.
  • % of the content of each element means % by mass.
  • numerical values displayed between "-" include the values at both ends as the lower limit or the upper limit in the range. For example, 0.07 to 0.15% indicates 0.07% or more and 0.15% or less.
  • C 0.07-0.15%
  • C is an element necessary to secure a predetermined amount of martensite and improve the strength of the steel sheet. If the C content is less than 0.07%, it is difficult to obtain a predetermined amount of martensite, and a tensile strength of 780 MPa or more cannot be secured. Therefore, the C content is made 0.07% or more.
  • the C content is preferably 0.09% or more.
  • the C content exceeds 0.15%, the formation of ferrite is suppressed, which causes a decrease in elongation and a deterioration in ductility of the punched end face. Therefore, the C content is made 0.15% or less.
  • the C content is preferably 0.13% or less.
  • Si 0.01-2.00% Si has a function of increasing the strength of the steel sheet as a solid-solution strengthening element, and is also an effective element for obtaining a structure containing martensite, bainite, and retained ⁇ .
  • the Si content is set to 0.01% or more.
  • the Si content may be 0.10% or more.
  • the Si content is set to 2.00% or less.
  • Mn 1.5-3.0%
  • Mn is an element that contributes to improving the strength of the steel sheet.
  • Mn is an element that has the effect of suppressing ferrite transformation that occurs during heat treatment in continuous annealing equipment or continuous hot-dip galvanizing equipment. If the Mn content is less than 1.5%, these effects are not sufficiently exhibited, and ferrite with an area ratio exceeding the required area is generated, making it impossible to obtain a tensile strength of 780 MPa or more. Therefore, the Mn content is set to 1.5% or more.
  • the Mn content is preferably 1.7% or more, more preferably 1.9% or more.
  • the Mn content is set to 3.0% or less.
  • the Mn content is preferably 2.7% or less.
  • P is an impurity element, and is an element that segregates in the central portion of the plate thickness of the steel plate to lower the toughness. Moreover, P is an element that embrittles the weld zone when the steel plate is welded. If the P content exceeds 0.020%, the weld zone strength, hole expansibility, and ductility of the punched end face are significantly reduced. Therefore, the P content is set to 0.020% or less. The P content is preferably 0.010% or less. The P content is preferably as low as possible, and may even be 0%. However, if the P content is reduced to less than 0.0001% in a practical steel sheet, the manufacturing cost will increase significantly, which is economically disadvantageous. Therefore, the P content may be 0.0001% or more.
  • S 0-0.0200%
  • S is an impurity element and is an element that lowers weldability and manufacturability during casting and hot rolling. Moreover, S is also an element that forms coarse MnS and reduces the hole expansibility. If the S content exceeds 0.0200%, weldability, hole expandability, and ductility of the punched end face are significantly lowered. Therefore, the S content should be 0.0200% or less.
  • the S content is preferably 0.0050% or less. The lower the S content, the better, and it may even be 0%. However, if the S content is reduced to less than 0.0001% in a practical steel sheet, the manufacturing cost will increase significantly, which will be economically disadvantageous. Therefore, the S content may be 0.0001% or more.
  • Al 0.001-1.000%
  • Al is an element that acts as a deoxidizing agent for steel and stabilizes ferrite. In order to obtain these effects, the Al content is made 0.001% or more. On the other hand, when the Al content exceeds 1.000%, coarse Al oxides are formed and the ductility is lowered. Therefore, the content is made 1.000% or less.
  • the Al content is preferably 0.500% or less.
  • N 0 to 0.0200%
  • N is an element that forms coarse nitrides and lowers bendability and hole expansibility.
  • N is an element that causes blowholes during welding. If the N content exceeds 0.0200%, coarse nitrides are formed, resulting in significant reduction in formability and occurrence of blowholes. Therefore, the N content is made 0.0200% or less. The lower the N content, the better, and it may even be 0%. However, if the N content is reduced to less than 0.0005% in a practical steel sheet, the manufacturing cost will increase significantly, which will be economically disadvantageous. Therefore, the N content may be 0.0005% or more.
  • O 0 to 0.0200%
  • O is an element that forms coarse oxides and degrades formability and fracture resistance.
  • O is an element that causes blow holes during welding. If the O content exceeds 0.0200%, the presence of coarse oxides will significantly deteriorate the formability and the ductility of the punched end face and cause blowholes. Therefore, the O content is set to 0.0200% or less. The lower the O content, the better, and it may even be 0%. However, if the O content is reduced to less than 0.0001% in a practical steel sheet, the manufacturing cost will increase significantly, which will be economically disadvantageous. Therefore, the O content may be 0.0001% or more.
  • Co is an effective element for increasing the strength of the steel sheet.
  • the Co content may be 0%, the Co content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.010% or more, in order to obtain the above effect.
  • the Co content is 0.500% or less.
  • Ni 0 to 1.000% Ni, like Co, is an element effective in increasing the strength of the steel sheet.
  • the Ni content may be 0%, the Ni content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.010% or more, in order to obtain the above effect.
  • the Ni content is too high, the ductility of the steel sheet may be lowered and the formability may be lowered. Therefore, the Ni content is 1.000% or less.
  • Cu 0-0.500%
  • Cu is an element that contributes to improving the strength of the steel sheet.
  • the Cu content may be 0%, the Cu content is preferably 0.001% or more in order to obtain the above effects.
  • the Cu content is 0.500% or less.
  • Mo 0-1.000% Mo, like Mn, is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet. Although 0% of Mo content may be sufficient, when obtaining the said effect, it is preferable that Mo content is 0.010% or more. On the other hand, when the Mo content exceeds 1.000%, coarse Mo carbides are formed, which may deteriorate the cold formability of the steel sheet. Therefore, the Mo content is 1.000% or less.
  • Cr 0 to 2.000% Cr, like Mn and Mo, is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet.
  • the Cr content may be 0%, the Cr content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.100% or more, in order to obtain the above effect.
  • the Cr content exceeds 2.000%, coarse Cr nitrides are formed, which may deteriorate the cold formability of the steel sheet. Therefore, the Cr content is 2.000% or less.
  • Ti is an element that is effective in strengthening ferrite, is an element that is effective in controlling the morphology of carbides, and is an element that is effective in refining the structure and improving the toughness of the steel sheet.
  • the Ti content may be 0%, the Ti content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0010% or more, in order to obtain the above effect.
  • the Ti content is excessive, coarse Ti oxides or TiN may be formed, which may deteriorate the formability of the steel sheet. Therefore, from the viewpoint of ensuring the formability of the steel sheet, the Ti content is 0.5000% or less.
  • Nb 0-0.50% Nb, like Ti, is an element effective in controlling the morphology of carbides, and is also an element effective in refining the structure and improving the toughness of the steel sheet.
  • the Nb content may be 0%, the Nb content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.01% or more, in order to obtain the above effect.
  • the Nb content is excessive, a large number of fine and hard Nb carbides are precipitated, and the strength of the steel sheet is increased, resulting in significant deterioration in ductility and deterioration in formability of the steel sheet. Therefore, the Nb content is 0.50% or less.
  • V 0-0.500% V, like Ti and Nb, is an element effective in controlling the morphology of carbides, and is also an element effective in refining the structure and improving the toughness of the steel sheet.
  • the V content may be 0%, the V content is preferably 0.001% or more to obtain the above effect.
  • the V content is 0.500% or less.
  • W 0-0.100%
  • W is also an element effective in controlling the morphology of carbides.
  • W is an element effective in improving the strength of the steel sheet.
  • the W content may be 0%, the W content is preferably 0.001% or more in order to obtain the above effect.
  • the W content is 0.100% or less.
  • Ta 0-0.100% Ta, like W, is an element effective in controlling the morphology of carbides and improving the strength of the steel sheet.
  • the Ta content may be 0%, the Ta content is preferably 0.001% or more to obtain the above effect.
  • the Ta content is 0.100% or less.
  • the Ta content is preferably 0.020% or less, more preferably 0.010% or less.
  • B 0 to 0.0100%
  • B is an element that suppresses the formation of ferrite and pearlite in the cooling process from the austenite temperature range and promotes the formation of a low temperature transformation structure such as bainite or martensite.
  • B is an element effective for increasing the strength of steel.
  • the B content may be 0%, the B content is preferably 0.0001% or more in order to obtain the above effect.
  • the B content is 0.0100% or less.
  • Mg 0-0.050% Mg is an element that controls the morphology of sulfides and oxides and contributes to the improvement of the bendability of steel sheets.
  • the Mg content may be 0%, the Mg content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.001% or more, in order to obtain the above effects.
  • the Mg content is 0.050% or less.
  • the Mg content is preferably 0.040% or less.
  • Ca 0-0.050% Ca, like Mg, is an element capable of controlling the morphology of sulfides with a trace amount.
  • the Ca content may be 0%, the Ca content is preferably 0.001% or more in order to obtain the above effects.
  • the Ca content is 0.050% or less.
  • the Ca content is preferably 0.030% or less.
  • Zr 0-0.050% Zr, like Mg and Ca, is an element capable of controlling the morphology of sulfides with a trace amount.
  • the Zr content may be 0%, the Zr content is preferably 0.001% or more to obtain the above effects.
  • the Zr content is 0.050% or less.
  • the Zr content is preferably 0.040% or less.
  • REM 0-0.100% REM is an element effective in controlling the morphology of sulfides even in a very small amount.
  • the REM content may be 0%, the REM content is preferably 0.001% or more in order to obtain the above effects.
  • the REM content is 0.100% or less.
  • the REM content is preferably 0.050% or less.
  • REM is a RareEarthMetal (rare earth element), and is a general term for 17 elements: two elements, scandium (Sc) and yttrium (Y), and 15 elements (lanthanoids) from lanthanum (La) to lutetium (Lu).
  • "REM" is composed of one or more selected from these rare earth elements, and "REM content” is the total amount of rare earth elements.
  • REM is often added as a misch metal, and in addition to La and Ce, it may contain the above lanthanide series elements in combination. Even if a lanthanide series element other than La and Ce is contained as an impurity, the effect of the present embodiment is exhibited. Even if metal La or Ce is added, the effect of this embodiment is exhibited.
  • Sn 0-0.050%
  • Sn is an element that can be contained in a steel sheet when scrap is used as a raw material for the steel sheet. Further, Sn is an element that may cause deterioration of the cold formability of the steel sheet due to embrittlement of ferrite. If the Sn content exceeds 0.050%, the adverse effects are significant, so the Sn content is 0.050% or less.
  • the Sn content is preferably 0.040% or less. As the Sn content is preferably as small as possible, it may be 0%, but reducing the Sn content to less than 0.001% causes an excessive increase in refining cost. Therefore, the Sn content may be 0.001% or more.
  • Sb 0-0.050%
  • Sb is an element that can be contained in a steel sheet when scrap is used as a raw material for the steel sheet.
  • Sb is an element that strongly segregates at grain boundaries and may cause embrittlement of grain boundaries, deterioration of ductility, and deterioration of cold formability. If the Sb content exceeds 0.050%, the adverse effects are significant, so the Sb content is 0.050% or less.
  • the Sb content is preferably 0.040% or less. Since the Sb content is preferably as small as possible, it may be 0%, but reducing the Sb content to less than 0.001% causes an excessive increase in refining cost. Therefore, the Sb content may be 0.001% or more.
  • As is an element that can be contained in a steel sheet when scrap is used as the raw material for the steel sheet. As is an element that strongly segregates at grain boundaries, and is an element that may cause deterioration of cold formability. If the As content exceeds 0.050%, the adverse effects are significant, so the As content is 0.050% or less. As content is preferably 0.040% or less. Since the As content is preferably as small as possible, it may be 0%, but reducing the As content to less than 0.001% causes an excessive increase in refining cost. Therefore, the As content may be 0.001% or more.
  • the remainder excluding the above elements is Fe and impurities.
  • Impurities are elements that are allowed to exist within the range that is mixed from the steel raw material and/or during the steelmaking process and does not impair the characteristics of the steel sheet according to the present embodiment, and is an ingredient that is intentionally added to the steel sheet. It is an element that means that it is not
  • the above chemical composition can be measured by using, for example, spark discharge emission spectrometry (Spark-OES, commonly known as Cantback) or ICP emission spectrometry/mass spectrometry (ICP-OES/ICP-MS). What is measured by this method is the average content in the steel sheet.
  • spark-OES spark discharge emission spectrometry
  • ICP-OES/ICP-MS ICP emission spectrometry/mass spectrometry
  • microstructure metal structure of the steel sheet according to this embodiment.
  • the structure fraction is expressed in terms of area ratio
  • the unit "%" of the structure fraction means area %.
  • at least the microstructure in the range of 1/8 to 3/8 thickness centering on the position of 1/4 of the thickness from the surface of the steel sheet is as follows. The reason why the microstructure within this range is defined is that it is a representative structure of steel sheets and is highly correlated with the properties.
  • Total area ratio of ferrite and bainite 10% or more and 90% or less
  • Ferite area ratio 5% or more
  • the total area ratio of ferrite and bainite is set to 10% or more.
  • the total area ratio of ferrite and bainite is preferably 20% or more, more preferably 25% or more.
  • the total area ratio of ferrite and bainite should be 90% or less.
  • the total area ratio of ferrite and bainite is preferably 70% or less, more preferably 50% or less.
  • the area ratio of ferrite is set to 5% or more.
  • the area ratio of ferrite is preferably over 5%, more preferably 7% or more, and still more preferably 10% or more.
  • Total area ratio of martensite and tempered martensite 10% or more and 90% or less
  • martensite and tempered martensite are hard structures, they contribute to improvement in tensile strength.
  • the strength can be increased, and a tensile strength of 780 MPa or more can be easily secured.
  • it is preferable to increase the total area ratio of martensite and tempered martensite.
  • the total area ratio of martensite and tempered martensite is preferably 45% or more, more preferably 50% or more, and still more preferably 55% or more.
  • the total area ratio of martensite and tempered martensite is preferably 70% or more, more preferably 80% or more.
  • the total area ratio of martensite and tempered martensite exceeds 90%, sufficient elongation cannot be obtained, resulting in deterioration of formability. Therefore, the total area ratio is set to 90% or less. From the viewpoint of formability, the total area ratio of martensite and tempered martensite is preferably 85% or less, more preferably 80% or less.
  • Total area ratio of pearlite and retained austenite 0% or more and 10% or less
  • Pearlite is a structure containing hard cementite, and becomes a starting point for the generation of voids during press molding, degrading the fracture resistance.
  • Retained austenite is a structure that contributes to the improvement of elongation by transformation induced plasticity (TRIP).
  • TRIP transformation induced plasticity
  • martensite generated by deformation-induced transformation of retained austenite is extremely hard and becomes a starting point for void generation, deteriorating fracture resistance. Therefore, the total area ratio of pearlite and retained austenite is set to 10% or less.
  • the total area ratio is preferably 5% or less.
  • the area ratio of retained austenite is preferably 5% or less, more preferably less than 3%.
  • the steel sheet according to the present embodiment may not contain pearlite and retained austenite. That is, the total area ratio may be 0%.
  • Identification of ferrite, bainite, martensite, tempered martensite, pearlite and retained austenite, and calculation of area and area ratio will be described.
  • the identification of each metal structure and the calculation of the area and area ratio are performed by EBSD (Electron Back Scattering Diffraction), X-ray diffraction, or the rolling direction corroded using a Nital reagent or Repeller reagent, depending on the target structure. This can be done by observing a 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m region of the steel plate cross section parallel to the plate surface and perpendicular to the plate surface using a scanning electron microscope at a magnification of 1000 to 50000 times. When measuring the area ratio of any tissue, three measurement points are used and the average value is calculated.
  • the area and area ratio of ferrite crystal grains can be measured by the following method. That is, with the EBSD attached to the scanning electron microscope, the range of 1/8 to 3/8 of the plate thickness from the surface centered at the position of 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate is measured at intervals of 0.2 ⁇ m ( pitch). A value of the local orientation difference average (Grain Average Misorientation: GAM) is calculated from the measured data. A region with a grain average misorientation value of less than 0.5° is regarded as ferrite, and its area and area ratio are measured.
  • GAM Garnier Average Misorientation
  • the average local misorientation means that in a region surrounded by grain boundaries with a difference in crystal orientation of 5° or more, the misorientation between adjacent measurement points is calculated and averaged for all measurement points in the crystal grain. This is the converted value.
  • a sample is taken with a thickness cross-section parallel to the rolling direction of the steel sheet as an observation surface, the observation surface is polished, etched with a nital reagent, and 1/th of the plate thickness from the surface.
  • a range of 1/8 to 3/8 of the plate thickness from the surface centered at the position of 4 is observed with a field emission scanning electron microscope (FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope), and a known image analysis software.
  • FE-SEM Field Emission Scanning Electron Microscope
  • Calculated using The area ratio can be calculated using, for example, "ImageJ” as image analysis software.
  • “ImageJ” is open source and public domain image processing software, and is widely used by those skilled in the art.
  • Bainite is an aggregate of lath-shaped crystal grains that does not contain iron-based carbides with a major axis of 20 nm or more inside, or contains iron-based carbides with a major axis of 20 nm or more inside, and the carbide is a single variant, That is, they belong to a group of iron-based carbides elongated in the same direction.
  • the iron-based carbide group extending in the same direction means that the difference in the extending direction of the iron-based carbide group is within 5°.
  • a bainite surrounded by grain boundaries with an orientation difference of 15° or more is counted as one bainite crystal grain.
  • the area ratio of martensite and tempered martensite is obtained by taking a sample with a thickness cross section parallel to the rolling direction of the steel plate as an observation surface, polishing the observation surface, etching with a repeller reagent, and measuring 1/4 of the thickness from the surface.
  • a range of 1/8 to 3/8 of the plate thickness from the surface centered on the position of is observed and photographed by FE-SEM, and from the area ratio of the uncorroded area, the residual measured using X-rays described later It can be calculated by subtracting the area ratio of austenite (details will be described later).
  • the observation range on the observation plane is, for example, a square range with a side of 100 ⁇ m.
  • the area ratio of retained austenite is reduced by electrolytic polishing or chemical polishing from the surface to the position of 1/8 to 3/8 of the plate thickness.
  • the polished surface is subjected to X-ray diffraction using MoK ⁇ rays as characteristic X-rays, and the obtained bcc phase (200), (211) and fcc phase (200), (220), (311)
  • the area ratio of retained austenite is calculated from the integrated intensity ratio of the diffraction peaks and taken as the value at the position of 1/4 of the plate thickness.
  • the observation range on the observation plane is, for example, a square range with a side of 100 ⁇ m.
  • the ratio of the number of ferrite and bainite crystal grains with an area of 6 ⁇ m 2 or less to the total number of ferrite and bainite crystal grains is 40% or more
  • the ratio (N 6 /N T ) of the number (N 6 ) of ferrite and bainite crystal grains having an area of 6 ⁇ m 2 or less to the total number (N T ) of ferrite and bainite crystal grains is the steel sheet according to the present embodiment.
  • the ratio of the number of crystal grains having an area of 6 ⁇ m 2 or less (N 6 /N T ) is set to 40% or more.
  • (N 6 /N T ) is preferably 50% or more, more preferably 55% or more.
  • the ratio of the number of crystal grains having an area of 6 ⁇ m 2 or less in ferrite and bainite may be 90% or less from the viewpoint of suppressing yield point elongation.
  • the ratio of the number of ferrite and bainite crystal grains with an area of 50 ⁇ m 2 or more to the total number of ferrite and bainite crystal grains is 5% or less
  • the ratio (N 50 /N T ) of the number (N 50 ) of ferrite and bainite crystal grains having an area of more than 50 ⁇ m 2 with respect to the total number (N T ) of ferrite and bainite crystal grains is the steel sheet according to the present embodiment.
  • the ratio of the number of crystal grains having an area of more than 50 ⁇ m 2 (N 50 /N T ) is set to 5% or less.
  • (N 50 /N T ) is preferably 3% or less.
  • the grain size and number ratio of ferrite and bainite crystal grains are calculated from the results of image analysis using the above-mentioned "EBSD” and "ImageJ" performed within the same field of view.
  • the maximum Mn content in the region from the interface between ferrite and martensite or tempered martensite to 0.5 ⁇ m in the direction perpendicular to the interface and toward the grain inner side of ferrite is the average Mn content of the steel sheet lower than 0.30% by mass
  • the interface between ferrite and martensite or tempered martensite (the interface between ferrite and martensite and the ferrite) It was found that when the Mn content in the ferrite in the vicinity of the interface between the steel and the tempered martensite is high, the rupture resistance deteriorates.
  • the direction perpendicular to the interface if the interface is not a straight line, the direction perpendicular to the tangent to the interface at that position
  • the maximum Mn content in the region up to 0.5 ⁇ m toward the inside of the ferrite grain that is, the range from the interface to 0.5 ⁇ m in the ferrite
  • the maximum Mn content in the above region is larger than (average Mn content of steel sheet - 0.30% by mass), a sufficient effect of improving rupture resistance cannot be obtained.
  • the maximum Mn content in the region from the interface between ferrite and martensite or tempered martensite to 0.5 ⁇ m in the direction perpendicular to the interface and toward the inner side of the ferrite grain is 0.5 ⁇ m with respect to the average Mn content of the steel sheet. Whether or not it is lower than 30% by mass is judged by the following method.
  • Line analysis is performed using EPMA in a range of 0.5 ⁇ m or more in the direction perpendicular to the interface and toward the inner side of the ferrite grains.
  • the difference between the maximum Mn content in ferrite in the range of 0.5 ⁇ m from the interface obtained by line analysis and the average Mn content of the steel sheet (average Mn content of steel sheet - maximum Mn content in the range of 0.5 ⁇ m from the interface amount) is ⁇ Mn.
  • the average aspect ratio of ferrite and bainite crystal grains having an area of 6 ⁇ m 2 or less is 1.0 or more and 2.0 or less
  • the average aspect ratio of ferrite and bainite crystal grains having an area of 6 ⁇ m 2 or less is also one of the indexes that affect fracture resistance.
  • the average aspect ratio of ferrite and bainite crystal grains is preferably 1.0 or more and 2.0 or less. If the average aspect ratio exceeds 2.0, it is difficult to obtain this effect.
  • the average aspect ratio is more preferably 1.0 or more and 1.5 or less.
  • the aspect ratio refers to the ratio between the longest diameter (major diameter) of a ferrite crystal grain and the longest diameter (minor diameter) of the ferrite diameter perpendicular thereto.
  • Crystal grains with an area of more than 6 ⁇ m 2 are not particularly limited because their contribution to void connectivity is relatively small, but from the viewpoint of reducing stress concentration on the interface, elongated grains are preferable.
  • the ratio may be greater than 2.0 and less than or equal to 5.0.
  • the steel sheet according to the present embodiment has a tensile strength of 780 MPa or more in consideration of contribution to weight reduction of automobiles by application to automobile parts. Considering the contribution to weight reduction of automobiles, the tensile strength is preferably 980 MPa or more, more preferably 1180 MPa or more. On the other hand, although it is not necessary to limit the upper limit of the tensile strength, since elongation and hole expandability may decrease as the tensile strength increases, the tensile strength may be set to 1500 MPa or less.
  • ⁇ is set to be 50 MPa or less. More preferably, ⁇ is 40 MPa or less.
  • the tensile strength ⁇ 1 of the steel plate and the stress ⁇ 2 at uniform elongation +1.0% are obtained by performing a tensile test according to JIS Z 2241:2011 using a No. 5 test piece of JIS Z 2241:2011.
  • the steel sheet according to the present embodiment described above may have a coating layer containing zinc, aluminum, magnesium, or alloys thereof on the surface.
  • the presence of the coating layer on the surface of the steel sheet improves corrosion resistance.
  • the coating layer may be a known coating layer.
  • One of the purposes of increasing the strength of steel sheets is to reduce the weight by making them thinner. Therefore, even if a high-strength steel sheet is developed, its application is limited if the corrosion resistance is low.
  • the corrosion resistance is improved and the applicable range is widened.
  • the steel sheet has a coating layer (for example, a plating layer) on the surface, the “surface” in “the range of 1/8 to 3/8 thickness centering on the position of 1/4 of the thickness from the surface of the steel sheet” It means the base iron surface excluding layers.
  • the plate thickness of the steel plate according to the present embodiment is not limited to a specific range, but considering strength, versatility, and manufacturability, it is preferably 0.3 to 6.0 mm.
  • the steel plate according to the present embodiment can be obtained by a manufacturing method including the following steps, although the manufacturing method is not particularly limited.
  • III a holding step of holding the hot-rolled steel sheet after the winding step for a holding time of 2 to 8 hours in a temperature range from the winding temperature to the winding temperature ⁇ 50 ° C.;
  • a slab having a predetermined chemical composition (when obtaining the steel sheet according to the present embodiment, the same chemical composition as the steel sheet according to the present embodiment) is heated and hot rolled to perform hot rolling.
  • the slab to be heated may be one obtained by continuous casting or casting/slabbing rolling, or may be one obtained by subjecting them to hot working or cold working.
  • the heating temperature is not limited, if the temperature is less than 1100° C., the carbides and sulfides generated during casting may not be solid-dissolved and may coarsen, thereby deteriorating the press formability. Therefore, the heating temperature is preferably 1100° C. or higher, more preferably 1150° C. or higher.
  • the finish rolling is performed using a rolling mill having four or more stands, and the first stand is the first stand and the final stand is the nth stand.
  • the thickness reduction rate at each stand from the n-th stand is set to 30% or more, and the rolling temperature at the final stand (n-th stand) is set to 900° C. or less. That is, for example, in a rolling mill with seven stands, the thickness reduction rate at the fourth stand, the fifth stand, the sixth stand, and the seventh stand is set to 30% or more, and the rolling at the seventh stand is The temperature is set to 900°C or less.
  • the austenite grain size is refined by recrystallization during rolling, and by introducing a large amount of strain into the austenite, the number of sites where ferrite nuclei are generated increases, and the crystal grains of the hot-rolled steel sheet become finer. to make it better. If even one sheet thickness reduction rate at each stand is less than 30%, or if the rolling temperature at the n-th stand is higher than 900°C, the hot-rolled structure becomes coarse and mixed grains, and the annealing process described later. Later tissues also coarsen. If the hot rolling completion temperature is lower than 830° C., the rolling reaction force increases, making it difficult to stably obtain the target thickness. Therefore, the rolling temperature at the final stand is preferably 830° C. or higher.
  • each of the plate thickness reduction rates at the n-3th stand to the nth stand is 50% or less.
  • finish rolling is performed using a rolling mill having four or more stands in order to perform continuous rolling with a short time between the final four passes of rolling. This is because if the time between passes is long, the strain recovers between passes and the strain does not accumulate sufficiently even if the rolling is performed at a large thickness reduction rate.
  • the hot-rolled steel sheet after the hot rolling step is cooled at an average cooling rate of 30°C/sec or higher to a coiling temperature of 650°C or lower and 450°C or higher, and coiled at the coiling temperature.
  • a coiling temperature 650°C or lower and 450°C or higher
  • coiled at the coiling temperature By rapidly cooling after hot rolling, the transformation to ferrite and pearlite at high temperatures is suppressed, and by causing ferrite transformation at low temperatures where the driving force for transformation is high, fine ferrite and its grain boundaries are formed. It is possible to obtain a structure having fine cementite and fine grains.
  • the average cooling rate is less than 30°C/sec or the cooling stop temperature (coiling temperature) is more than 650°C, coarse ferrite and pearlite containing coarse carbides are unevenly formed. Since coarse carbides are difficult to dissolve in the annealing process, the structure after annealing becomes coarse and mixed grains. On the other hand, if the coiling temperature is less than 450° C., the strength of the hot-rolled steel sheet becomes excessive, the cold-rolling load increases, and the productivity deteriorates.
  • the average cooling rate is preferably 100° C./sec or less in order to stably obtain the target cooling stop temperature.
  • the steel sheet after the winding step is held in a temperature range from the winding temperature to -50°C for a holding time of 2 to 8 hours.
  • Mn mainly diffuses through ferrite grain boundaries and concentrates in cementite. Refining the ferrite grains as described above increases the number of diffusion paths and promotes the concentration of Mn in cementite (for example, the Mn content in cementite exceeds 3.0%).
  • Mn is concentrated in cementite, a Mn-depleted layer with a low Mn content is formed in the vicinity thereof.
  • the holding time in the temperature range from the coiling temperature to ⁇ 50° C. exceeds 8 hours, the cementite coarsens.
  • the retention time is set within 8 hours.
  • the holding time in the temperature range from the coiling temperature to ⁇ 50° C. is 2 hours or more in order to sufficiently concentrate Mn in the cementite.
  • the hot-rolled steel sheet after the holding step is cooled to a temperature of 300° C. or lower at an average cooling rate of 0.1° C./sec or higher. If the average cooling rate to the cooling stop temperature of 300° C. or lower after the holding step is less than 0.1° C./sec, the cementite may coarsen. When the average cooling rate is high, hard martensite tends to form when untransformed ⁇ remains. In this case, there is a concern that the strength of the hot-rolled sheet is increased and the cold-rolling load is increased. Therefore, the average cooling rate is preferably 12.0° C./sec or less.
  • the hot-rolled steel sheet after the cooling process is cold-rolled at a sheet thickness reduction rate of 20 to 80% to obtain a cold-rolled steel sheet. If the sheet thickness reduction rate is less than 20%, the strain accumulation in the steel sheet is insufficient, and the austenite nucleation sites become uneven. In this case, in the post-annealing process, the grain size becomes coarse or mixed grains are formed, so that the number ratio of ferrite and bainite crystal grains with an area of 6 ⁇ m 2 or less and the area is 50 ⁇ m 2 or more. Certain ferrite and bainite crystal grain number ratios do not fall within the desired range. In addition, the aspect ratio of crystal grains also increases.
  • the plate thickness reduction rate is set to 20% or more and 80% or less.
  • the plate thickness reduction rate is preferably 30% or more and 80% or less.
  • the cold-rolled steel sheet is heated to an annealing temperature of 740 to 900°C at an average heating rate of 5°C/sec or more, and held at the annealing temperature (740 to 900°C) for 60 seconds or more. If the average heating rate is less than 5° C./sec, Mn concentrated to cementite ( ⁇ ) in the hot-rolled steel sheet may diffuse into the Mn-depleted layer with a low Mn content, and the Mn-depleted layer may disappear. . Therefore, the average heating rate to the annealing temperature is set to 5° C./second or more. In particular, when the temperature exceeds 550° C., diffusion of Mn tends to occur.
  • the average temperature increase rate is 5° C./second or more in the temperature range of 550° C. or higher. Excessive equipment investment is required to control the average heating rate to exceed 50°C/sec. Therefore, from the viewpoint of economy, the average heating rate is preferably 50° C./sec or less. If the annealing temperature is less than 740°C, the amount of austenite is small, the area ratio of martensite after annealing and tempered martensite is less than 10%, and the tensile strength is less than 780 MPa. On the other hand, if the annealing temperature exceeds 900°C, the metal structure becomes coarse and the fracture resistance deteriorates. Therefore, the annealing temperature should be 740° C.
  • the annealing temperature is preferably 780°C or higher and 850°C or lower. If the holding time (residence time) at the annealing temperature is less than 60 seconds, sufficient austenite is not generated, the area ratio of martensite after annealing and tempered martensite is less than 10%, and the tensile strength is less than 780 MPa. . Therefore, the holding time at the annealing temperature should be 60 seconds or more. The retention time is preferably 70 seconds or longer, more preferably 80 seconds or longer. On the other hand, if the annealing time exceeds 300 seconds, the crystal grains become coarse. Therefore, the annealing time is set to 300 seconds or less.
  • the cooling rate after heating in the annealing process is not limited, but after slow cooling to achieve the desired ferrite fraction, rapid cooling is performed to generate martensite.
  • a holding or reheating step for tempering the martensite may be included.
  • a hot-rolled steel sheet having fine cementite and Mn-deficient layers at ferrite grain boundaries is cold-rolled and then annealed under the conditions described above. It is thought that the steel sheet according to the present embodiment has a structure by dissolving the cementite and becoming martensite (or retained austenite) with a high Mn content.
  • a coating layer such as a plating layer containing zinc, aluminum, magnesium, or alloys thereof may be formed on the surface of the steel sheet.
  • hot dip plating may be formed by immersing the steel sheet in a plating bath during cooling after holding.
  • this hot-dip plating may be heated to a predetermined temperature and alloyed to form alloyed hot-dip plating.
  • the plating layer may further contain Fe, Al, Mg, Mn, Si, Cr, Ni, Cu, and the like. Any of the above methods may be used as the plating layer for the purpose of enhancing corrosion resistance.
  • the plating conditions and the alloying conditions known conditions may be applied according to the composition of the plating.
  • the temperature is 300 ° C. or less. cooled to room temperature.
  • the hot-rolled steel sheets after cooling were pickled and then cold-rolled at the sheet thickness reduction rates shown in Tables 2-3 and 2-4 to obtain cold-rolled steel sheets with a thickness of 1.4 mm.
  • the obtained cold-rolled steel sheets were annealed under the conditions shown in Tables 2-5 and 2-6. Some of the steel sheets were immersed in a galvanizing bath during cooling after annealing to form a hot-dip galvanized layer on the surface.
  • the metal structure (ferrite, bainite, martensite, tempering Martensite, pearlite and retained austenite (retained ⁇ )) area ratio, the number of ferrite and bainite crystal grains with an area of 6 ⁇ m 2 or less with respect to the total number of ferrite and bainite crystal grains NT in 1/4 part of the sheet thickness
  • the ratio of the number N 6 (N 6 /N T ), the ratio of the number N 50 of the ferrite and bainite grains having an area of more than 50 ⁇ m 2 to the total number N T of the ferrite and bainite grains (N 50 /N T ), the difference ⁇ Mn from the maximum value of the Mn concentration in the region from the interface between ferrite and martensite to 0.5 ⁇ m toward the inside of the ferrite grain in the direction perpendicular to the interface, the area at 1/4 part of the plate thickness
  • ⁇ which is the difference between stress ⁇ 2 and tensile strength ⁇ 1 at uniform elongation +1.0%, tensile strength (TS) ( ⁇ 1), uniform elongation (u-El), and uniform elongation +1.0%
  • TS tensile strength
  • u-El uniform elongation
  • ⁇ uniform elongation
  • the invention examples (test No. 1 to No. 37, No. 58) in which both the chemical composition and the manufacturing conditions are within the scope of the present invention have a microstructure fraction , the characteristics of the structure ((N 6 /N T ), (N 50 /N T ), ⁇ Mn, the average aspect ratio of ferrite and bainite having an area of 6 ⁇ m 2 or less) and properties are both within the scope of the invention, and the strength , was excellent in formability and fracture resistance.
  • the comparative examples (Test Nos.
  • Test No. 38 to No. No. 47 is a comparative example in which the manufacturing conditions were within the scope of the invention, but the chemical composition was outside the scope of the invention, and was inferior in at least one of strength, moldability, and rupture resistance.
  • Test no. 48 to No. No. 57 is a comparative example in which the chemical composition was within the scope of the present invention, but one of the conditions in the manufacturing method was outside the scope of the present invention.
  • Test no. In No. 48 the temperature of the final stand of hot rolling was too high, so that N 6 / NT and N 50 / NT could not be sufficiently secured, and the formation of an Mn depleted layer was insufficient ( ⁇ Mn was As a result, ⁇ , which is an index of rupture resistance, did not meet the target.
  • Test no. 49 is the final stand for hot rolling; No. 50 because the plate thickness reduction rate from the n-3th stand to the n-1th stand was too small. In No.

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Abstract

この鋼板は、所定の化学組成を有し、引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、フェライトの面積率が５％以上、前記フェライトおよびベイナイトの面積率が合計で１０％以上、９０％以下、マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの面積率が合計で１０％以上、９０％以下、パーライトおよび残留オーステナイトの面積率が合計で０％以上、１０％以下であり、前記フェライトおよび前記ベイナイトの結晶粒の総数に対し、面積が６μｍ２以下であるフェライトおよびベイナイトの結晶粒の個数割合が４０％以上であり、面積が５０μｍ２以上であるフェライトおよびベイナイトの結晶粒の個数割合が５％以下であり、前記フェライトと、前記マルテンサイトまたは前記焼き戻しマルテンサイトとの界面から、前記界面に対して垂直方向かつ前記フェライトの粒内側に向かって０．５μｍまでの領域における最大Ｍｎ含有量が鋼板の平均Ｍｎ含有量に対して０．３０質量％以上低い。

Description

鋼板及びその製造方法
　本発明は鋼板及びその製造方法に関する。
　本願は、２０２１年０７月２８日に、日本に出願された特願２０２１－１２２９２３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。鋼板の板厚を薄くするなど、使用する鋼材の重量を軽くすれば、容易に車体を軽量化することができる。しかしながら、自動車の場合、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ので、安易な鋼材の使用重量の低減などによる車体軽量化は採用できず、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。一方で、自動車部品へ適用される鋼板は、部品形状に成形されるが、鋼板の強度が上昇すると、通常、成形性が劣化する。このため、自動車部品へ適用される鋼板に対しては、高い強度と優れた成形性とを兼備することが強く望まれている。
　このような高強度鋼板として、例えば、特許文献１には、伸び、穴広げ性、曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れた鋼板として、質量％で、Ｃ：０．１５～０．２５％、Ｓｉ：１．００～２．２０％、Ｍｎ：２．００～３．５０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１～０．５０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｂ：０．０００３～０．００５０％を満たすと共に、Ｔｉ：０．００５～０．０５％、Ｃｕ：０．００３～０．５０％、Ｎｉ：０．００３～０．５０％、Ｓｎ：０．００３～０．５０％、Ｃｏ：０．００３～０．０５％、Ｍｏ：０．００３～０．５０％から選択される１種または２種以上を含有するとともに、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成であって、ミクロ組織は、平均結晶粒径が２μｍ以下のフェライトを体積分率で１５％以下（０％含む）、平均結晶粒径が２μｍ以下の残留オーステナイトを体積分率で２～１５％、平均結晶粒径が３μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で１０％以下（０％含む）、残部は平均結晶粒径が６μｍ以下のベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトであり、かつ、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト粒内に粒径０．０４μｍ以上のセメンタイト粒子が平均で１０個以上含有されることを特徴とする高強度ＴＲＩＰ鋼板が開示されている。
　特許文献２には、引張強さ（ＴＳ）：９８０ＭＰａ以上の高強度と優れた曲げ性を兼ね備えた鋼板として、特定の成分組成と、フェライト相の面積率が３０％以上７０％以下、マルテンサイト相の面積率が３０％以上７０％以下であり、フェライト粒の平均粒径が３．５μｍ以下、フェライト粒の粒径の標準偏差が１．５μｍ以下、フェライト粒の平均アスペクト比が１．８以下、マルテンサイト粒の平均粒径が３．０μｍ以下、マルテンサイト粒の平均アスペクト比が２．５以下である等の特定の鋼組織とを有し、引張強さが９８０ＭＰａ以上である高強度冷延鋼板が開示されている。
　特許文献３には、降伏強度（ＹＳ）が７８０ＭＰａ以上、引張強さ（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上でスポット溶接性、延性および曲げ加工性に優れた鋼板として、Ｃ量を０．１５％以下とし、フェライトの面積率を８～４５％、マルテンサイトの面積率を５５～８５％、かつフェライトのみに隣接するマルテンサイトの全組織に占める割合を１５％以下とし、フェライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径を１０μｍ以下、鋼板表面から２０μｍの深さ～鋼板表面から１００μｍ深さの範囲に存在するフェライトのうち結晶粒径が１０μｍ以上のフェライトの面積率を５％未満とする高強度鋼板が開示されている。
　特許文献４には、機械的特性（特に強度と延性）のばらつきの少ない鋼板として、質量%で、Ｃ：０．１０～０．２５％、Ｓｉ：０．５～２．０％、Ｍｎ：１．０～３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｎ：０．０１％以下を各々含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、軟質第１相であるフェライトを面積率で２０～５０％含み、残部が硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる組織を有し、前記フェライトの全粒子のうち、平均粒径１０～２５μｍの粒子の合計面積が、前記フェライトの全粒子の合計面積の８０％以上を占めるとともに、前記フェライトの全粒子内に存在する、円相当直径０．３μｍ以上のセメンタイト粒子の分散状態が、前記フェライト１μｍ２当たり０．１５個超１．０個以下であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上である高強度冷延鋼板が開示されている。
国際公開第２０１７／１７９３７２号 国際公開第２０１６／１９４２７２号 日本国特開２０１５－１１７４０４号公報 日本国特開２０１３－２４５３９７号公報
　ところで、自動車部品等に用いられる鋼板は、部品に成形される際、プレスや打ち抜き等によって成形されることが多い。
　近年、プレス成形条件がより厳しくなっており、成形部には、均一伸びを超えるひずみ量が導入されることも多い。特許文献１～４では、高強度化を図ることや、良好な延性や曲げ性を兼ね備えることに言及されているものの、このような厳しい条件でプレス成形を行った場合の割れの発生抑制に関する言及がなく、改善の余地がある。
　そのため、本発明は、均一伸びを超えるひずみ量が導入される場合でもプレス成形時の割れの発生を抑制できる（耐破断特性に優れる）鋼板及びその製造方法を提供することを課題とする。
　本発明者らは、フェライト及び／またはベイナイトと、マルテンサイト及び／または焼戻しマルテンサイトとを含む鋼板に均一伸びを超えるひずみ量を導入する場合に割れの発生を抑制する（優れた耐破断特性を得る）方法を検討した。その結果、均一伸び以上のひずみ量においても、真応力が高い状態を維持できれば、プレス成形時の割れ発生を抑制できることを見出した。
　本発明は、上記の課題に鑑みてなされた。本発明の要旨は以下の通りである。
［１］本発明の一態様に係る鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０７～０．１５％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：１．５～３．０％、Ｐ：０～０．０２０％、Ｓ：０～０．０２００％、Ａｌ：０．００１～１．０００％、Ｎ：０～０．０２００％、Ｏ：０～０．０２００％、Ｃｏ：０～０．５００％、Ｎｉ：０～１．０００％、Ｃｕ：０～０．５００％、Ｍｏ：０～１．０００％、Ｃｒ：０～２．０００％、Ｔｉ：０～０．５０００％、Ｎｂ：０～０．５０％、Ｖ：０～０．５００％、Ｗ：０～０．１００％、Ｔａ：０～０．１００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０５０％、Ｃａ：０～０．０５０％、Ｚｒ：０～０．０５０％、ＲＥＭ：０～０．１００％、Ｓｎ：０～０．０５０％、Ｓｂ：０～０．０５０％、Ａｓ：０～０．０５０％、及び残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、ミクロ組織において、フェライトの面積率が５％以上、前記フェライトおよびベイナイトの面積率が合計で１０％以上、９０％以下、マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの面積率が合計で１０％以上、９０％以下、パーライトおよび残留オーステナイトの面積率が合計で０％以上、１０％以下、であり、前記フェライトおよび前記ベイナイトの結晶粒の総数に対し、面積が６μｍ２以下である、フェライトおよびベイナイトの結晶粒の個数割合が４０％以上であり、面積が５０μｍ２以上である、フェライトおよびベイナイトの結晶粒の個数割合が５％以下であり、前記フェライトと、前記マルテンサイトまたは前記焼き戻しマルテンサイトとの界面から、前記界面に対して垂直方向かつ前記フェライトの粒内側に向かって０．５μｍまでの領域における最大Ｍｎ含有量が鋼板の平均Ｍｎ含有量に対して０．３０質量％以上低い。
［２］［１］に記載の鋼板では、面積が６μｍ２以下である前記フェライトおよび前記ベイナイトの前記結晶粒の平均アスペクト比が１．０以上２．０以下であってもよい。
［３］［１］または［２］に記載の鋼板では、表面に亜鉛、アルミニウム、マグネシウムまたはそれらの合金を含む被膜層を有していてもよい。
［４］本発明の別の態様に係る鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０７～０．１５％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：１．５～３．０％、Ｐ：０～０．０２０％、Ｓ：０～０．０２００％、Ａｌ：０．００１～１．０００％、Ｎ：０～０．０２００％、Ｏ：０～０．０２００％、Ｃｏ：０～０．５００％、Ｎｉ：０～１．０００％、Ｃｕ：０～０．５００％、Ｍｏ：０～１．０００％、Ｃｒ：０～２．０００％、Ｔｉ：０～０．５０００％、Ｎｂ：０～０．５０％、Ｖ：０～０．５００％、Ｗ：０～０．１００％、Ｔａ：０～０．１００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０５０％、Ｃａ：０～０．０５０％、Ｚｒ：０～０．０５０％、ＲＥＭ：０～０．１００％、Ｓｎ：０～０．０５０％、Ｓｂ：０～０．０５０％、Ａｓ：０～０．０５０％、及び残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するスラブに、熱間圧延を行って熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、前記熱延鋼板を、３０℃／秒以上の平均冷却速度で６５０℃以下、４５０℃以上の巻取温度まで冷却し、前記巻取温度で巻き取る巻き取り工程と、前記巻き取り工程後の前記熱延鋼板を、前記巻取温度から前記巻取温度－５０℃までの温度域における保持時間が２～８時間となるように保持する保持工程と、前記保持工程後の前記熱延鋼板を、３００℃以下の温度まで０．１℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する冷却工程と、前記冷却工程後の前記熱延鋼板を、２０～８０％の板厚減少率で冷間圧延して冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、前記冷延鋼板を、５℃／秒以上の平均昇温速度で７４０～９００℃の焼鈍温度まで加熱し、前記焼鈍温度で６０～３００秒保持する焼鈍工程と、を有し、前記熱間圧延工程は、仕上圧延を、４つ以上のスタンドを有する圧延機を用いて行い、最初のスタンドを第１スタンド、最終のスタンドを第ｎスタンドとした場合、第ｎ－３スタンドから第ｎスタンドまでの各スタンドでの板厚減少率をそれぞれ３０％以上とし、前記第ｎスタンドでの圧延温度を９００℃以下とする。
［５］［４］に記載の鋼板の製造方法は、前記焼鈍工程において、鋼板の表面に亜鉛、アルミニウム、マグネシウムまたはそれらの合金を含む被膜層を形成してもよい。
　本発明の上記態様によれば、耐破断特性に優れる鋼板及びその製造方法を提供することができる。
Δσの求め方を説明する図である。
　以下、本発明の一実施形態に係る鋼板（本実施形態に係る鋼板）及びその製造方法について説明する。
＜鋼板＞
　本実施形態に係る鋼板は、後述する所定の化学組成を有し、引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、ミクロ組織において、フェライトの面積率が５％以上、前記フェライトおよびベイナイトの面積率が合計で１０％以上、９０％以下、マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの面積率が合計で１０％以上、９０％以下、パーライトおよび残留オーステナイトの面積率が合計で０％以上、１０％以下、であり、前記フェライトおよび前記ベイナイトの結晶粒の総数に対し、面積が６μｍ２以下であるフェライトおよびベイナイトの結晶粒の個数割合が４０％以上であり、面積が５０μｍ２以上であるフェライトおよびベイナイトの結晶粒の個数割合が５％以下であり、前記フェライトと前記マルテンサイトまたは前記焼き戻しマルテンサイトとの界面から、前記界面に対して垂直方向かつ前記フェライトの粒内側に向かって０．５μｍまでの領域における最大Ｍｎ含有量が鋼板の平均Ｍｎ含有量に対して０．３０質量％以上低い。
［化学組成］
　化学組成を構成する各元素の含有量とその限定理由について説明する。本実施形態において、各元素の含有量の％は、質量％を意味する。また、「～」を挟んで表示される数値は、その両端の値を、下限または上限として範囲に含む。例えば、０．０７～０．１５％であれば、０．０７％以上、０．１５％以下であることを示す。
Ｃ：０．０７～０．１５％
　Ｃは、所定量のマルテンサイトを確保し、鋼板の強度を向上させるために必要な元素である。Ｃ含有量が０．０７％未満であると、所定量のマルテンサイトを得ることが難しく、７８０ＭＰａ以上の引張強さを確保することができない。そのため、Ｃ含有量は０．０７％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０９％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、フェライトの生成が抑制されて、伸びの低下とともに打ち抜き端面の延性劣化を招く。そのため、Ｃ含有量は０．１５％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１３％以下である。
Ｓｉ：０．０１～２．００％
　Ｓｉは固溶強化元素として鋼板の強度を増加させる働きを有する上、マルテンサイトやベイナイトさらには残留γ等を含む組織を得るためにも有効な元素である。この効果を得るため、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量を０．１０％以上としてもよい。
　一方、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると、プレス成形性が劣悪となったり、化成処理性が低下したり、打ち抜き端面の延性が劣化したりする。このため、Ｓｉ含有量を２．００％以下とする。溶融亜鉛めっきを施す場合には、めっき密着性の低下、合金化反応の遅延による生産性の低下などの問題が生ずるので、Ｓｉ含有量を１．２０％以下とすることが好ましい。
Ｍｎ：１．５～３．０％
　Ｍｎは、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。また、Ｍｎは、連続焼鈍設備又は連続溶融亜鉛めっき設備での熱処理時に生じるフェライト変態を抑制する作用を有する元素である。Ｍｎ含有量が１．５％未満であると、これらの効果が十分に発現せず、所要の面積率を超えるフェライトが生成し、７８０ＭＰａ以上の引張強さを得ることができない。そのため、Ｍｎ含有量は１．５％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．７％以上、より好ましくは１．９％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、フェライト変態が過度に抑制され、所定量のフェライトを確保することができず、伸びが低下する。そのため、Ｍｎ含有量は３．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．７％以下である。
Ｐ：０～０．０２０％
　Ｐは、不純物元素であり、鋼板の板厚中央部に偏析して靭性を低下させる元素である。またＰは、鋼板に溶接を施した場合には、その溶接部を脆化させる元素である。Ｐ含有量が０．０２０％を超えると、溶接部強度、穴広げ性、および打ち抜き端面の延性が著しく低下する。そのため、Ｐ含有量は０．０２０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１０％以下である。
　Ｐ含有量は、少ないほど好ましく、０％であってもよいが、実用鋼板でＰを０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇し、経済的に不利になる。そのため、Ｐ含有量を０．０００１％以上としてもよい。
Ｓ：０～０．０２００％
　Ｓは、不純物元素であり、溶接性を低下させ、また、鋳造時と熱延時の製造性を低下させる元素である。また、Ｓは、粗大なＭｎＳを形成して、穴広げ性を低下させる元素でもある。Ｓ含有量が０．０２００％を超えると、溶接性、穴広げ性及び、打ち抜き端面の延性の低下が顕著になる。そのため、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は好ましくは０．００５０％以下である。Ｓ含有量は、少ないほど好ましく、０％であってもよいが、実用鋼板でＳ含有量を０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇し、経済的に不利になる。そのため、Ｓ含有量を０．０００１％以上としてもよい。
Ａｌ：０．００１～１．０００％
　Ａｌは、鋼の脱酸剤として作用するとともに、フェライトを安定化する元素である。これらの効果を得るため、Ａｌ含有量を０．００１％以上とする。
　一方、Ａｌ含有量が１．０００％を超えると粗大なＡｌ酸化物が生成し、延性が低下する。このため、含有量を１．０００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．５００％以下である。
Ｎ：０～０．０２００％
　Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴広げ性を低下させる元素である。また、Ｎは、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。Ｎ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な窒化物が形成され、成形性の低下や、ブローホールの発生が顕著となる。そのため、Ｎ含有量は０．０２００％以下とする。Ｎ含有量は、少ないほど好ましく、０％であってもよいが、実用鋼板でＮ含有量を０．０００５％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇し、経済的に不利になる。そのため、Ｎ含有量を０．０００５％以上としてもよい。
Ｏ：０～０．０２００％
　Ｏは、粗大な酸化物を形成し、成形性や耐破断特性を劣化させる元素である。また、Ｏは、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。Ｏ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な酸化物の存在により、成形性や打ち抜き端面の延性の劣化や、ブローホールの発生が顕著となる。そのため、Ｏ含有量は０．０２００％以下とする。Ｏ含有量は、少ないほど好ましく、０％であってもよいが、実用鋼板でＯ含有量を０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇し、経済的に不利になる。そのため、Ｏ含有量を０．０００１％以上としてもよい。
Ｃｏ：０～０．５００％
　Ｃｏは、鋼板の強度を高めるのに有効な元素である。Ｃｏ含有量は０％でもよいが、上記効果を得る場合、Ｃｏ含有量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．０１０％以上であることがより好ましい。
　一方、Ｃｏ含有量が多すぎると、鋼板の延性が低下して成形性が低下する虞がある。このため、Ｃｏ含有量は０．５００％以下である。
Ｎｉ：０～１．０００％
　Ｎｉは、Ｃｏと同様に鋼板の強度を高めるのに有効な元素である。Ｎｉ含有量は０％でもよいが、上記効果を得る場合、Ｎｉ含有量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．０１０％以上であることがより好ましい。
　一方、Ｎｉ含有量が多すぎると、鋼板の延性が低下して成形性が低下する虞がある。このため、Ｎｉ含有量は１．０００％以下である。
　Ｃｕ：０～０．５００％
　Ｃｕは、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｃｕ含有量は０％でもよいが、上記効果を得る場合、Ｃｕ含有量が０．００１％以上であることが好ましい。
　一方、Ｃｕ含有量が過剰になると、赤熱脆性によって熱間圧延での生産性が低下する虞がある。そのため、Ｃｕ含有量は０．５００％以下である。
Ｍｏ：０～１．０００％
　Ｍｏは、Ｍｎと同様に鋼板の高強度化に寄与する元素である。Ｍｏ含有量は０％でもよいが、上記効果を得る場合、Ｍｏ含有量は、０．０１０％以上であることが好ましい。
　一方、Ｍｏ含有量が１．０００％を超えると、粗大なＭｏ炭化物が形成され、鋼板の冷間成形性が低下する虞がある。このため、Ｍｏ含有量は１．０００％以下である。
Ｃｒ：０～２．０００％
　Ｃｒは、ＭｎやＭｏと同様に鋼板の高強度化に寄与する元素である。Ｃｒ含有量は０％でもよいが、上記効果を得る場合、Ｃｒ含有量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．１００％以上であることがより好ましい。
　一方、Ｃｒ含有量が２．０００％を超えると、粗大なＣｒ窒化物が形成され、鋼板の冷間成形性が低下する虞がある。このため、Ｃｒ含有量は２．０００％以下である。
Ｔｉ：０～０．５０００％
　Ｔｉは、フェライトの強化に有効な元素であるとともに、炭化物の形態制御に有効な元素であり、組織を微細化して鋼板の靭性の向上にも効果的な元素である。Ｔｉ含有量は０％でもよいが、上記効果を得る場合、Ｔｉ含有量は、０．０００１％以上であることが好ましく、０．００１０％以上であることがより好ましい。
　一方、Ｔｉ含有量が過剰になると、粗大なＴｉ酸化物又はＴｉＮが形成されて鋼板の成形性が低下する虞がある。そのため、鋼板の成形性を確保する観点から、Ｔｉ含有量は、０．５０００％以下である。
Ｎｂ：０～０．５０％
　Ｎｂは、Ｔｉと同様に炭化物の形態制御に有効な元素であり、組織を微細化して鋼板の靭性の向上にも効果的な元素である。Ｎｂ含有量は０％でもよいが、上記効果を得る場合、Ｎｂ含有量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．０１％以上であることがより好ましい。
　一方、Ｎｂ含有量が過剰になると、微細で硬質なＮｂ炭化物が多数析出し、鋼板の強度上昇に伴って延性が顕著に劣化し、鋼板の成形性が低下する虞がある。このため、Ｎｂ含有量は０．５０％以下である。
Ｖ：０～０．５００％
　Ｖも、ＴｉやＮｂと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素であり、組織を微細化して鋼板の靭性の向上にも効果的な元素である。Ｖ含有量は０％でもよいが、上記効果を得る場合、Ｖ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
　一方、Ｖ含有量が過剰になると、微細なＶ炭化物が多数析出して鋼材の強度上昇に伴って延性が低下し、鋼板の成形性が低下する虞がある。このため、Ｖ含有量は０．５００％以下である。
Ｗ：０～０．１００％
　Ｗも、Ｎｂ、Ｖと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素である。また、Ｗは鋼板の強度の向上にも有効な元素である。Ｗ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｗ含有量が０．００１％以上であることが好ましい。
　一方、Ｗ含有量が多すぎると、微細なＷ炭化物が多数析出して鋼板の強度が上昇し、それに伴って延性が低下し、鋼板の冷間加工性が低下する虞がある。このため、Ｗ含有量は０．１００％以下である。
Ｔａ：０～０．１００％
　Ｔａも、Ｗと同様に、炭化物の形態制御と鋼板の強度の向上とに有効な元素である。Ｔａ含有量は０％でもよいが、上記効果を得る場合、Ｔａ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
　一方、Ｔａ含有量が過剰になると、微細なＴａ炭化物が多数析出して、鋼板の強度が上昇し、それに伴って延性が低下して、鋼板の冷間加工性が低下する虞がある。このため、Ｔａ含有量は、０．１００％以下である。Ｔａ含有量は、０．０２０％以下であることが好ましく、０．０１０％以下であることがより好ましい。
Ｂ：０～０．０１００％
　Ｂは、オーステナイト温度域からの冷却過程においてフェライト及びパーライトの生成を抑え、ベイナイト又はマルテンサイト等の低温変態組織の生成を促す元素である。また、Ｂは、鋼の高強度化に有効な元素である。Ｂ含有量は０％でもよいが、上記効果を得る場合、Ｂ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。
　一方、Ｂ含有量が過剰になると、粗大なＢ酸化物が生成され、当該Ｂ酸化物がプレス成形時にボイドの発生起点となり、鋼板の成形性が低下する虞がある。そのため、Ｂ含有量は０．０１００％以下である。
Ｍｇ：０～０．０５０％
　Ｍｇは、硫化物や酸化物の形態を制御し、鋼板の曲げ性の向上に寄与する元素である。Ｍｇ含有量は０％でもよいが、上記効果を得る場合、Ｍｇ含有量は、０．０００１％以上であることが好ましく、０．００１％以上であることがより好ましい。
　一方、Ｍｇ含有量が過剰になると、粗大な介在物が形成され、冷間成形性が低下する虞がある。そのため、Ｍｇ含有量は、０．０５０％以下である。Ｍｇ含有量は、０．０４０％以下であることが好ましい。
Ｃａ：０～０．０５０％
　Ｃａは、Ｍｇと同様に、微量で硫化物の形態を制御できる元素である。Ｃａ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
　一方、Ｃａ含有量が過剰になると、粗大なＣａ酸化物が生成される。この粗大なＣａ酸化物が冷間成形時に割れ発生の起点となり得る。そのため、Ｃａ含有量は、０．０５０％以下である。Ｃａ含有量は、０．０３０％以下であることが好ましい。
Ｚｒ：０～０．０５０％
　Ｚｒは、Ｍｇ、Ｃａと同様に、微量で硫化物の形態を制御できる元素である。Ｚｒ含有量は０％でもよいが、上記効果を得る場合、Ｚｒ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
　一方、Ｚｒ含有量が過剰になると、粗大なＺｒ酸化物が生成され、冷間成形性が低下する虞がある。そのため、Ｚｒ含有量は、０．０５０％以下である。Ｚｒ含有量は、０．０４０％以下であることが好ましい。
ＲＥＭ：０～０．１００％
　ＲＥＭは、微量で硫化物の形態制御に有効な元素である。ＲＥＭ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
　一方、ＲＥＭ含有量が多すぎると、粗大なＲＥＭ酸化物が生成され、加工性や耐破断特性が低下する虞がある。そのため、ＲＥＭ含有量は、０．１００％以下である。ＲＥＭ含有量は、０．０５０％以下であることが好ましい。
　ここでＲＥＭとは、ＲａｒｅＥａｒｔｈＭｅｔａｌ（希土類元素）であり、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）との１７元素の総称を指し、本実施形態でいう「ＲＥＭ」とは、これら希土類元素から選択される１種以上で構成されるものであり、「ＲＥＭ含有量」とは、希土類元素の合計量である。ＲＥＭは、ミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅの他に上記ランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不純物として、これらＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本実施形態の効果は発揮される。金属ＬａやＣｅを添加したとしても本実施形態の効果は発揮される。
Ｓｎ：０～０．０５０％
　Ｓｎは、鋼板の原料としてスクラップを用いた場合等に、鋼板に含有され得る元素である。また、Ｓｎは、フェライトの脆化による鋼板の冷間成形性の低下を引き起こす虞がある元素である。Ｓｎ含有量が０．０５０％超であると、その悪影響が著しいので、Ｓｎ含有量は、０．０５０％以下である。Ｓｎ含有量は、０．０４０％以下であることが好ましい。
　Ｓｎ含有量は少ないほど好ましいので、０％であってもよいが、Ｓｎ含有量を０．００１％未満へ低減することは精錬コストの過度な増加を招く。そのため、Ｓｎ含有量を０．００１％以上としてもよい。
Ｓｂ：０～０．０５０％
　Ｓｂは、Ｓｎと同様に、鋼板の原料としてスクラップを用いた場合等に鋼板に含有され得る元素である。Ｓｂは、粒界に強く偏析して粒界の脆化及び延性の低下や、冷間成形性の低下を招く虞がある元素である。Ｓｂ含有量が０．０５０％超であると、その悪影響が著しいので、Ｓｂ含有量は、０．０５０％以下である。Ｓｂ含有量は、０．０４０％以下であることが好ましい。
　Ｓｂ含有量は少ないほど好ましいので、０％であってもよいが、Ｓｂ含有量を０．００１％未満へ低減することは精錬コストの過度な増加を招く。そのため、Ｓｂ含有量を０．００１％以上としてもよい。
Ａｓ：０～０．０５０％
　Ａｓは、Ｓｎ、Ｓｂと同様に、鋼板の原料としてスクラップを用いた場合等に鋼板に含有され得る元素である。Ａｓは、粒界に強く偏析する元素であり、冷間成形性の低下を招く虞がある元素である。Ａｓ含有量が０．０５０％超であると、その悪影響が著しいので、Ａｓ含有量は、０．０５０％以下である。Ａｓ含有量は、０．０４０％以下であることが好ましい。
　Ａｓ含有量は少ないほど好ましいので、０％であってもよいが、Ａｓ含有量を０．００１％未満へ低減することは精錬コストの過度な増加を招く。そのため、Ａｓ含有量を０．００１％以上としてもよい。
　本実施形態に係る鋼板の化学組成において、上記元素を除く残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物は、鋼原料から及び／又は製鋼過程で混入し、本実施形態に係る鋼板の特性を阻害しない範囲で、存在が許容される元素であり、また当該鋼板に対して意図的に添加した成分でないものと意味する元素である。
　上記化学組成は、例えばスパーク放電発光分析法（Ｓｐａｒｋ－ＯＥＳ,通称カントバック）やＩＣＰ発光分光／質量分析装置(ＩＣＰ－ＯＥＳ／ＩＣＰ－ＭＳ)を使用することによって測定することができる。この方法によって測定されるのは、鋼板における平均含有量である。
＜ミクロ組織＞
　本実施形態に係る鋼板のミクロ組織（金属組織）について説明する。以下、組織分率は面積率で表示するので、組織分率の単位「％」は面積％を意味する。
　また、本実施形態に係る鋼板では、少なくとも鋼板の表面から板厚の１／４の位置を中心とする１／８～３／８厚の範囲のミクロ組織を以下の通りとする。この範囲のミクロ組織を規定するのは、鋼板の代表的な組織であり、特性との相関が高いからである。
（フェライトおよびベイナイトの面積率の合計：１０％以上、９０％以下）
（フェライトの面積率：５％以上）
　フェライトおよびベイナイトは、軟質な組織であるので変形し易く、耐破断特性の向上に寄与する。フェライトおよびベイナイトの合計が１０％以上であると、十分な伸びを得ることができ、成形性が向上する。そのため、フェライトおよびベイナイトの面積率の合計を１０％以上とする。フェライトおよびベイナイトの面積率の合計は、好ましくは２０％以上、より好ましくは２５％以上である。
　一方、所定の引張強さを確保するため、フェライトおよびベイナイトの面積率の合計は９０％以下とする。フェライトおよびベイナイトの面積率の合計は、好ましくは７０％以下、より好ましくは５０％以下である。
　また、ベイナイトに比べ、フェライトはより軟質で延性に優れるので、より耐破断特性の向上に寄与する。そのため、フェライトの面積率を５％以上とする。フェライトの面積率は、好ましくは５％超、より好ましくは７％以上、さらに好ましくは１０％以上である。
（マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率の合計：１０％以上、９０％以下）
　マルテンサイト（いわゆるフレッシュマルテンサイト）および焼戻しマルテンサイトは、硬質な組織であるので、引張強さの向上に寄与する。マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計を１０％以上とすることで、高強度化することができ、７８０ＭＰａ以上の引張強さを確保し易くなる。さらに高い引張強さを確保する場合には、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率の合計を高くすることが好ましい。例えば９００ＭＰａ以上の引張強さを確保する場合、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率の合計は好ましくは４５％以上であり、より好ましくは５０％以上であり、さらに好ましくは５５％以上である。また、１１００ＭＰａ以上の引張強さを確保する場合、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率の合計は好ましくは７０％以上であり、より好ましくは８０％以上である。
　一方、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率の合計が９０％超であると、十分な伸びを得ることができず、成形性が劣化する。そのため、面積率の合計を９０％以下とする。成形性の観点からは、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率の合計は、好ましくは８５％以下、より好ましくは８０％以下である。
（パーライトおよび残留オーステナイトの面積率の合計：０％以上、１０％以下）
　パーライトは硬質なセメンタイトを含む組織であり、プレス成形時にボイドの発生の起点となり、耐破断特性を劣化させる。
　残留オーステナイトは、加工誘起変態（ＴＲＩＰ：Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）によって伸びの向上に寄与する組織である。しかしながら、残留オーステナイトが加工誘起変態することで生成するマルテンサイトは、非常に硬質であり、ボイドの発生の起点となり、耐破断特性を劣化させる。
　そのため、パーライトおよび残留オーステナイトの面積率の合計は１０％以下とする。面積率の合計は、好ましくは５％以下である。残留オーステナイトの面積率は、好ましくは５％以下、より好ましくは３％未満である。本実施形態に係る鋼板では、パーライトおよび残留オーステナイトは含まれていなくともよい。すなわち、面積率の合計が０％であってもよい。
　フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、パーライト及び残留オーステナイトの同定と、面積および面積率の算出とについて説明する。
　各金属組織の同定と面積および面積率の算出とは、対象とする組織に応じて、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）、Ｘ線回折法、または、ナイタール試薬又はレペラ試薬を用いて腐食した圧延方向に平行且つ板面に垂直な鋼板断面の１００μｍ×１００μｍの領域を、走査型電子顕微鏡を用いて、１０００～５００００倍の倍率で観察することで、行うことができる。いずれの組織の面積率の測定に当たっても、測定箇所を３か所とし、その平均値を算出する。
　フェライトの結晶粒の面積および面積率は、以下の方法で測定することができる。すなわち、走査型電子顕微鏡に付属のＥＢＳＤにより、鋼板の表面から板厚の１／４の位置を中心とする表面から板厚の１／８～３／８の範囲を、０．２μｍの間隔（ピッチ）で測定する。測定データから局所方位差平均（Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ：ＧＡＭ）の値を計算する。そして、Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎの値が０．５°未満の領域をフェライトとし、その面積および面積率を測定する。ここで、局所方位差平均とは、結晶方位差が５°以上の粒界に囲まれた領域において、隣り合う測定点間の方位差を計算し、それを結晶粒内の測定点すべてについて平均化した値である。
　ベイナイトの結晶粒の面積および面積率については、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、ナイタール試薬でエッチングし、表面から板厚の１／４の位置を中心とする表面から板厚の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）で観察して、公知の画像解析ソフトを用いて算出する。画像解析ソフトとしては例えば「ＩｍａｇｅＪ」を用いて面積率を算出できる。ここで「ＩｍａｇｅＪ」とは、オープンソースでパブリックドメインの画像処理ソフトウェアであり、当業者の間で広く利用されている。
　ＦＥ－ＳＥＭでの観察においては、例えば、一辺が１００μｍの正方形とした観察面における組織を以下のように区別する。ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないもの、又は、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、その炭化物が、単一のバリアント、即ち、同一方向に伸張した鉄系炭化物群に属するものである。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°以内であるものをいう。ベイナイトは、方位差１５°以上の粒界によって囲まれたベイナイトを１個のベイナイト結晶粒として数える。
　マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率は、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、レペラ試薬でエッチングし、表面から板厚の１／４の位置を中心とする表面から板厚の１／８～３／８の範囲をＦＥ－ＳＥＭにより観察及び撮影し、腐食されていない領域の面積率から、後述するＸ線を用いて測定した残留オーステナイトの面積率（詳細は後述）を差し引くことにより、算出できる。観察面での観察範囲は、例えば、一辺が１００μｍの正方形の範囲とする。
　残留オーステナイトの面積率は、表面から板厚の１／８～３／８の厚さの位置まで電解研磨あるいは化学研磨によって減厚する。研磨された面を、特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いて、Ｘ線回折し、得られたｂｃｃ相の（２００）、（２１１）及びｆｃｃ相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの積分強度比から、残留オーステナイトの面積率を算出し、板厚１／４の位置の値とする。
　パーライトの面積率は、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、ナイタール試薬でエッチングし、鋼板の表面から板厚の１／４の位置を中心とする１／８～３／８厚の範囲を、走査型電子顕微鏡による２次電子像を用いて観察することにより行う。２次電子像で明るいコントラストで撮影された領域をパーライトとし、上述の画像解析ソフト「ＩｍａｇｅＪ」を用いて面積率を算出する。観察面での観察範囲は、例えば、一辺が１００μｍの正方形の範囲とする。
（フェライトおよびベイナイトの結晶粒の総数に対し、面積が６μｍ２以下であるフェライトおよびベイナイトの結晶粒の個数割合が４０％以上）
　フェライトおよびベイナイトの結晶粒の総数（ＮＴ）に対する、面積が６μｍ２以下であるフェライトおよびベイナイトの結晶粒の個数（Ｎ６）の割合（Ｎ６／ＮＴ）は、本実施形態に係る鋼板の耐破断特性に大きな影響を与える指標の１つである。
　フェライトおよびベイナイトの結晶粒の総数に対し、面積が６μｍ２以下の結晶粒（微細粒）の個数の割合（Ｎ６／ＮＴ）が大きくなると、成形時に成形部近傍にボイドが生成しにくいことに加え、生成したボイド同士の連結が生じにくくなり、耐破断特性が向上する。具体的には、フェライトおよびベイナイトにおいて、面積が６μｍ２以下の結晶粒の個数の割合（Ｎ６／ＮＴ）を４０％以上とすることで、同水準の強度を有する自動車部品よりも耐破断特性が高くなる。このため面積６μｍ２以下の結晶粒の個数の割合（Ｎ６／ＮＴ）を４０％以上とする。（Ｎ６／ＮＴ）は、好ましくは５０％以上、より好ましくは５５％以上である。
　フェライトおよびベイナイトにおける面積６μｍ２以下の結晶粒の個数の割合は、降伏点伸びを抑制する観点から９０％以下としてよい。
（フェライトおよびベイナイトの結晶粒の総数に対し、面積が５０μｍ２以上であるフェライトおよびベイナイトの結晶粒の個数割合が５％以下）
　フェライトおよびベイナイトの結晶粒の総数（ＮＴ）に対する、面積が５０μｍ２超であるフェライトおよびベイナイトの結晶粒の個数（Ｎ５０）の割合（Ｎ５０／ＮＴ）は、本実施形態に係る鋼板の耐破断特性に大きな影響を与える指標の１つである。
　フェライトおよびベイナイトにおける面積５０μｍ２超の結晶粒の個数割合が多くなると、成形時において、成形部近傍にボイドが生成しやすくなることに加え、生成したボイド同士の連結が生じやすくなり、耐破断特性が低下する。このため面積５０μｍ２超の結晶粒の個数の割合（Ｎ５０／ＮＴ）を５％以下とする。（Ｎ５０／ＮＴ）は、好ましくは３％以下である。（Ｎ５０／ＮＴ）は少ないほど好ましいのでその下限は特に設けないが、精緻な制御に伴う製造コストの増加を抑制する観点から１％以上としてよい。
　フェライトおよびベイナイトの結晶粒の粒径と個数の割合は、同一視野内で実施した上述の「ＥＢＳＤ」および「ＩｍａｇｅＪ」を用いた画像解析結果より算出する。
（フェライトと、マルテンサイトまたは焼戻しマルテンサイトとの界面から、界面に対して垂直方向かつフェライトの粒内側に向かって０．５μｍまでの領域における最大Ｍｎ含有量が、鋼板の平均Ｍｎ含有量に対して０．３０質量％以上低い）
　本発明者らは、軟質なフェライトと、硬質なマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトとを含む鋼板の場合、フェライトと、マルテンサイトまたは焼戻しマルテンサイトとの界面（フェライトとマルテンサイトの界面、及び、フェライトと焼戻しマルテンサイトとの界面）近傍のフェライト中のＭｎ含有量が高いと、耐破断特性が低下することを見出した。そのため、本実施形態に係る鋼板では、フェライトとマルテンサイトまたは焼戻しマルテンサイトとの界面から、界面に対して垂直方向（界面が直線でない場合には、その位置での界面の接線に対して垂直方向、以下同様）かつフェライト粒内側に向かって０．５μｍまでの領域（すなわちフェライト中であって、界面から０.５μｍまでの範囲）における最大Ｍｎ含有量を、鋼板の平均Ｍｎ含有量に対して０．３０質量％以上低くする。
　上記領域における最大Ｍｎ含有量が、（鋼板の平均Ｍｎ含有量－０．３０質量％）よりも大きいと、十分な耐破断特性の向上効果が得られない。
　フェライトとマルテンサイトまたは焼戻しマルテンサイトとの界面から、界面に対して垂直方向かつフェライト粒内側に向かって０．５μｍまでの領域における最大Ｍｎ含有量が、鋼板の平均Ｍｎ含有量に対して０．３０質量％以上低いかどうかは、以下の方法で判断する。
　すなわち、上記の方法で、フェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトを同定した上で、距離が３．０μｍ以下で相対する２つのフェライトとマルテンサイトとの界面またはフェライトと焼戻しマルテンサイトとの界面から、この界面に対して垂直方向かつフェライト粒内側に向かって、０．５μｍ以上の範囲についてＥＰＭＡを用いて線分析する。線分析によって得られる界面から０．５μｍの範囲のフェライト中の最大Ｍｎ含有量と、鋼板の平均Ｍｎ含有量との差（鋼板の平均Ｍｎ含有量－界面から０．５μｍの範囲の最大Ｍｎ含有量）をΔＭｎとする。線分析を１０カ所について行い、ΔＭｎの１０カ所の平均が０．３０（質量％）以上であれば、フェライトとマルテンサイトまたは焼戻しマルテンサイトとの界面から、界面に対して垂直方向かつフェライト粒内側に向かって０．５μｍまでの領域におけるＭｎ含有量が、鋼板の平均Ｍｎ含有量に対して０．３０質量％以上低い（ΔＭｎ≧０．３０）と判断する。
（好ましくは、面積が６μｍ２以下であるフェライトおよびベイナイトの結晶粒の、平均アスペクト比が１．０以上２．０以下）
　面積が６μｍ２以下であるフェライトおよびベイナイトの結晶粒の平均アスペクト比も、耐破断特性に影響する指標の１つである。一般に、アスペクト比が小さく、等軸粒であるほど、界面への応力集中が生じがたくなる。そのため、より優れた耐破断特性を得る場合、フェライトおよびベイナイトの結晶粒の平均アスペクト比を１．０以上２．０以下にすることが好ましい。平均アスペクト比が２．０超では、この効果が得られがたい。平均アスペクト比は、より好ましくは、１．０以上１．５以下である。
　本実施形態において、アスペクト比とは、フェライトの結晶粒の最も長い径（長径）とそれに直交する当該フェライトの径のうち最も長い径（短径）との比を言う。ベイナイトの結晶粒のアスペクト比についても同様である。
　面積が６μｍ２超の結晶粒についてはボイド連結性への寄与が相対的に小さくなるため特に限定しないが、界面への応力集中を低減させる観点からは伸長粒であることが好ましいので、平均アスペクト比が２．０超５．０以下であってもよい。
＜機械的特性＞
［引張強さ：７８０ＭＰａ以上］
　本実施形態に係る鋼板では、自動車部品への適用による、自動車の軽量化への寄与を考慮し、引張強さを７８０ＭＰａ以上とする。
　自動車の軽量化への寄与を考慮すると、引張強さは、好ましくは９８０ＭＰａ以上、より好ましくは１１８０ＭＰａ以上である。
　一方、引張強さの上限を限定する必要はないが、引張強さの上昇に伴って伸びや穴広げ性などが低下する可能性があるので、引張強さを１５００ＭＰａ以下としてもよい。
［均一伸び＋１．０％における応力σ２と引張強さσ１との差（σ１－σ２）であるΔσが５０ＭＰａ以下］
　プレス成形時の割れの発生を抑制するためには、均一伸び以上のひずみ量において真応力が高い状態を維持することが重要である。特に、図１に示すような応力－ひずみ曲線の場合、応力が最大になる位置での応力をσ１、その際の伸びを均一伸び（ｕ－Ｅｌ）とし、均一伸び＋１．０％における応力（伸びが均一伸び＋１．０％であるときのひずみ量（横軸）での応力）をσ２としたとき、（σ１－σ２）であるΔσが５０ＭＰａ以下であると、耐破断特性が向上する。
　これは、Δσが、真応力を低下させるボイドの生成量を表す指標であり、プレス成形時の割れ発生と良い相関を示すためであると考えられる。
　そのため、本実施形態に係る鋼板では、Δσが５０ＭＰａ以下であることを目標とする。より好ましくは、Δσは４０ＭＰａ以下である。
　鋼板の引張強さσ１及び均一伸び＋１．０％における応力σ２は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準じて引張試験を行って求める。
　上述してきた本実施形態に係る鋼板は、表面に亜鉛、アルミニウム、マグネシウムまたはそれらの合金を含む被膜層を有してもよい。鋼板表面に被膜層が存在することで、耐食性が向上する。被膜層は公知の被膜層でもよい。
　例えば、鋼板を腐食する環境下で使用する場合、穴あき等の懸念があることから、高強度化してもある一定板厚以下に薄手化できない場合がある。鋼板の高強度化の目的の一つは、薄手化による軽量化であることから、高強度鋼板を開発しても、耐食性が低いと適用部位が限られる。表面に亜鉛、アルミニウム、マグネシウムまたはそれらの合金を含む被膜層を有する場合、耐食性が向上し、適用可能な範囲が広がるので好ましい。
　鋼板が表面に被膜層（例えばめっき層）を有する場合、「鋼板の表面から板厚の１／４の位置を中心とする１／８～３／８厚の範囲」における「表面」とは被膜層を除く地鉄表面を意味する。
　本実施形態に係る鋼板の板厚は、特定の範囲に限定されないが、強度や汎用性、製造性を考慮すると、０．３～６．０ｍｍが好ましい。
＜製造方法＞
　本実施形態に係る鋼板は、その製造方法については、特に限定するものではないが、以下の工程を備える製造方法によって得ることができる。
（Ｉ）所定の化学組成を有するスラブに、熱間圧延を行って熱延鋼板を得る熱間圧延工程、
（ＩＩ）前記熱延鋼板を、３０℃／秒以上の平均冷却速度で６５０℃以下、４５０℃以上の巻取温度まで冷却し、前記巻取温度で巻き取る巻き取り工程、
（ＩＩＩ）前記巻き取り工程後の前記熱延鋼板を、前記巻取温度から前記巻取温度－５０℃までの温度域における保持時間が２～８時間となるように保持する保持工程、
（ＩＶ）前記保持工程後の前記熱延鋼板を、３００℃以下の温度まで０．１℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する冷却工程、
（Ｖ）前記冷却工程後の前記熱延鋼板を、２０～８０％の板厚減少率で冷間圧延して冷延鋼板を得る冷間圧延工程、
（ＶＩ）前記冷延鋼板を、５℃／秒以上の平均昇温速度で７４０～９００℃の焼鈍温度まで加熱し、前記焼鈍温度で６０～３００秒保持する焼鈍工程。
　以下、各工程について、好ましい条件を説明する。
［熱間圧延工程］
　熱間圧延工程では、所定の化学組成（本実施形態に係る鋼板を得る場合には、本実施形態に係る鋼板と同様の化学組成）を有するスラブを加熱し、熱間圧延を行って熱延鋼板を得る。
　加熱するスラブは、連続鋳造や鋳造・分塊圧延により得たものでよいが、それらに熱間加工または冷間加工を加えたものであってもよい。
　加熱温度は限定されないが、１１００℃未満になると、鋳造時に生成した炭化物や硫化物が固溶せず粗大化することで、プレス成形性が劣化する場合がある。したがって、加熱温度は好ましくは１１００℃以上、さらに好ましくは１１５０℃以上である。
　また、熱間圧延工程では、仕上圧延において、４つ以上のスタンドを有する圧延機を用いて行い、最初のスタンドを第１スタンド、最終のスタンドを第ｎスタンドとした場合、第ｎ－３スタンドから第ｎスタンドまでの各スタンドでの板厚減少率をそれぞれ３０％以上とし、前記最終スタンド（第ｎスタンド）での圧延温度を９００℃以下とする。すなわち、例えばスタンドが７つある圧延機であれば、第４スタンド、第５スタンド、第６スタンド、第７スタンドでの板厚減少率をそれぞれ３０％以上とするとともに、第７スタンドでの圧延温度を９００℃以下とする。この仕上圧延では、圧延時の再結晶によってオーステナイト粒径を微細にするとともに、オーステナイト中に歪を多量に導入することで、フェライト核が生成するサイトを増加させ、熱延鋼板の結晶粒の微細化を図る。
　それぞれのスタンドでの板厚減少率が１つでも３０％未満である、または第ｎスタンドでの圧延温度が９００℃超であると、熱間圧延組織が粗大かつ混粒となり、後述する焼鈍工程後の組織も粗大化する。熱間圧延の完了温度が８３０℃未満では、圧延反力が高まり、狙いの板厚を安定して得ることが困難となる。このため、最終スタンドでの圧延温度は、８３０℃以上であることが好ましい。また、圧下率を５０％より大きくしても細粒化の効果は飽和することに加えて圧延荷重の増加によって設備負荷が過度に高まる。そのため、第ｎ－３スタンド～第ｎスタンドでの板厚減少率は、それぞれ５０％以下とすることが好ましい。
　また、仕上圧延は、圧延の最終４パスのパス間時間が短い連続圧延とするため、４つ以上のスタンドを有する圧延機を用いて行う。なぜなら、パス間時間が長いと、大きな板厚減少率で圧下を行っても、パス間で歪が回復し、十分に歪が蓄積しないからである。
　従来、結晶粒の微細化のみを目的として２０％以上の圧下率で３パス以上の圧下を行うことはあったが、本実施形態では、従来は目的とされていなかったセメンタイトへのＭｎの濃化を目的として、上記の通り３０％以上の板厚減少率で最終４パスの（第ｎ－３～第ｎスタンドでの）圧下を行う。２０％以上の圧下率で３パス以上の圧下を行う場合であっても、３０％以上の板厚減少率で最終４パスの圧下を行うことは、結晶粒の微細化効果が飽和するばかりか、圧延負荷が後段の４スタンドに集中することで生産性の低下や設備トラブルのリスクを招くことから、通常は行われなかった。
［巻き取り工程］
　巻き取り工程では、熱間圧延工程後の熱延鋼板を、３０℃／秒以上の平均冷却速度で６５０℃以下、４５０℃以上の巻取温度まで冷却し、前記巻取温度で巻き取る。
　熱間圧延後に急速冷却することで、高温でのフェライトやパーライトへの変態を抑制し、変態の駆動力の高い低温でフェライト変態を生じさせることで、微細なフェライトとそのフェライトの粒界に生成した微細なセメンタイトとを有する組織を得ることができる。
　平均冷却速度が３０℃／秒未満、または冷却停止温度（巻取温度）が６５０℃超であると、粗大なフェライトや、粗大な炭化物を含むパーライトが不均一に生成する。粗大な炭化物は、焼鈍工程で溶解しにくいので、焼鈍後の組織が粗大かつ混粒となる。
　一方、巻取温度が４５０℃未満になると、熱延鋼板の強度が過大となり、冷延負荷が高まり生産性が劣化する。平均冷却速度は、狙いの冷却停止温度を安定的に得るために、好ましくは１００℃／秒以下である。
［保持工程］
　保持工程では、巻き取り工程後の鋼板を、巻取温度から前記巻取温度－５０℃までの温度域における保持時間が２～８時間となるように保持する。
　この保持において、Ｍｎは主にフェライト粒界を拡散し、セメンタイト中に濃化する。上述のようにフェライト粒を微細にすることで、拡散経路が多くなり、セメンタイトへのＭｎの濃化が促進される（例えばセメンタイト中のＭｎ含有量が３．０％超となる）。また、セメンタイトへＭｎが濃化すると、その近傍には、Ｍｎ含有量が低いＭｎ欠乏層が形成される。
　ただし、巻取温度から巻取温度－５０℃までの温度域における保持時間が８時間を超えると、セメンタイトが粗大化する。粗大な炭化物は、焼鈍工程で溶解しにくいので、炭化物が粗大化すると、焼鈍後の組織が粗大かつ混粒となる。そのため、保持時間を８時間以内とする。セメンタイトへ十分なＭｎを濃化させるため、巻取温度から巻取温度－５０℃までの温度域における保持時間は、２時間以上である。
［冷却工程］
　冷却工程では、保持工程後の熱延鋼板を、３００℃以下の温度まで０．１℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。
　保持工程後、３００℃以下の冷却停止温度までの平均冷却速度が、０．１℃／秒未満であると、セメンタイトが粗大化する恐れがある。平均冷却速度が高いと、未変態γが残存していた場合に硬質なマルテンサイトが生成しやすくなる。この場合、熱延板が高強度化し、冷延荷重の増大を招く懸念がある。そのため、平均冷却速度は、１２．０℃／秒以下が好ましい。
［冷間圧延工程］
　冷間圧延工程では、冷却工程後の熱延鋼板を、２０～８０％の板厚減少率で冷間圧延して冷延鋼板を得る。
　板厚減少率が２０％未満では、鋼板中のひずみ蓄積が不十分であり、オーステナイトの核生成サイトが不均一となる。この場合、後工程の焼鈍工程において、粒径が粗大となったり、混粒となったりすることで、面積が６μｍ２以下であるフェライトおよびベイナイトの結晶粒の個数割合や面積が５０μｍ２以上であるフェライトおよびベイナイトの結晶粒の個数割合が所望の範囲とならない。また、結晶粒のアスペクト比も大きくなる。その結果、耐破断特性が劣化する。
　一方、板厚減少率が８０％超では、冷延荷重が過大となり、生産性が劣化する。
　したがって、板厚減少率は２０％以上、８０％以下とする。板厚減少率は、好ましくは、３０％以上８０％以下である。冷間圧延の方法には制約がなく、適宜、圧延パスの回数、パス毎の圧下率を設定すればよい。
　冷間圧延を行う前に、公知の条件で酸洗を行ってもよい。
［焼鈍工程］
　焼鈍工程では、冷延鋼板を、５℃／秒以上の平均昇温速度で７４０～９００℃の焼鈍温度まで加熱し、その焼鈍温度（７４０～９００℃）で６０秒以上保持する。
　平均昇温速度が５℃／秒未満であると、熱延鋼板でセメンタイト（θ）に濃化したＭｎが、Ｍｎ含有量の低いＭｎ欠乏層に拡散し、Ｍｎ欠乏層が消滅するおそれがある。そのため、焼鈍温度までの平均昇温速度を５℃／秒以上とする。特に５５０℃を超えるとＭｎの拡散が生じやすいので、５５０℃以上の温度範囲での平均昇温速度を５℃／秒以上とすることが好ましい。平均昇温速度を５０℃／秒を超えるように制御するためには過度の設備投資が必要となる。そのため、経済性の観点で、平均昇温速度は、５０℃／秒以下が好ましい。
　また、焼鈍温度が７４０℃未満では、オーステナイト量が少なく、焼鈍後のマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積率が１０％未満となり、引張強さが７８０ＭＰａ未満となる。
　一方、焼鈍温度が９００℃超では、金属組織が粗大化し、耐破断特性が劣化する。
　したがって、焼鈍温度は、７４０℃以上９００℃以下とする。焼鈍温度は、好ましくは７８０℃以上８５０℃以下である。
　焼鈍温度での保持時間（停留時間）が６０秒未満では、十分にオーステナイトが生成せず、焼鈍後のマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積率が１０％未満となり、引張強さが７８０ＭＰａ未満となる。したがって、焼鈍温度での保持時間は６０秒以上とする。保持時間は、好ましくは、７０秒以上、より好ましくは８０秒以上である。
　一方、焼鈍時間が、３００秒超であると、結晶粒が粗大化する。そのため、焼鈍時間は、３００秒以下とする。
　焼鈍工程での加熱後の冷却速度は限定されないが、所望のフェライト分率となるように徐冷したのち、マルテンサイトを生成させるために急冷する。マルテンサイトを焼き戻すための保持や再昇温工程を含んでも良い。
　フェライト粒界に、微細なセメンタイトとＭｎ欠乏層とを有する熱延鋼板に、冷間圧延の後、上記条件焼鈍を行うことで、Ｍｎ含有量が低いＭｎ欠乏層は、焼鈍後にフェライトとなり、微細なセメンタイトは溶解し、Ｍｎ含有量の高いマルテンサイト（または残留オーステナイト）となることで、本実施形態に係る鋼板の組織が得られると考えられる。
　焼鈍工程では、鋼板の耐食性を高める観点から、鋼板の表面に亜鉛、アルミニウム、マグネシウムまたはそれらの合金を含むめっき層などの被膜層を形成してもよい。例えば、保持後の冷却の途中で、鋼板をめっき浴に浸漬して溶融めっきを形成してもよい。また、この溶融めっきを所定の温度に加熱して合金化させて合金化溶融めっきとしてもよい。また、めっき層中には、さらに、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕなどを含有しても構わない。耐食性を高めるという目的のめっき層としては、上記方法のいずれでもよい。めっき条件、合金化条件は、めっきの組成に応じて、公知の条件を適用すればよい。
　以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。
　鋳造により、表１－１、表１－２（１－１の続き）に記載の化学組成を有する種々のスラブを準備した。表１－１、表１－２において、空白は、意図的に添加されなかったことを示す。また、各スラブの成分の単位は質量％であり、その残部はＦｅ及び不純物であった。
　このスラブを、１１５０℃～１２５０℃の温度範囲に加熱し、表２－１、表２－２に記載の条件で熱間圧延を行い、熱延鋼板とし、この熱延鋼板を、表２－３、表２－４に記載の条件で巻取温度まで冷却し、巻き取った。熱間圧延においては、仕上圧延において、４以上のスタンドを有する圧延機を用いた。
　巻き取った熱延鋼板を、巻取温度から巻取温度－５０℃までの温度域における保持時間が表２－３、表２－４の通りとなるように保持した後、３００℃以下の温度域まで冷却した。
　冷却後の熱延鋼板を、酸洗した後、表２－３、表２－４に記載の板厚減少率で冷間圧延し、板厚が１．４ｍｍの冷延鋼板を得た。
　得られた冷延鋼板に対し、表２－５、表２－６に記載の条件で焼鈍を行った。一部の鋼板については、焼鈍の冷却途中で、亜鉛めっき浴に浸漬し、表面に溶融亜鉛めっき層を形成した。また、めっきを行った鋼板のうち、さらに一部の鋼板については、合金化処理を行って、溶融亜鉛めっき層を合金化溶融亜鉛めっき層とした。表２－５、表２－６中の「めっきの有無」とは、連続焼鈍工程において溶融亜鉛めっきを施したか否かを示しており、「合金化の有無」とは、溶融亜鉛めっきの後に合金化処理を施したか否かを示している。
　また、焼鈍後は、フェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトの面積率を好ましい範囲とするため、冷却速度を調整した。
　上記によって、試験Ｎｏ．１～５１及び５３～５８の冷延鋼板を得た。Ｎｏ．５２は、冷延荷重が過大となって冷間圧延が出来なかったので試験を中止した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　これら冷延鋼板の、表面から板厚の１／４の位置を中心とする１／８～３／８厚の範囲（板厚１／４部）における金属組織（フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、パーライトおよび残留オーステナイト（残留γ））の面積率、板厚１／４部における、フェライトおよびベイナイトの結晶粒の総数ＮＴに対する、面積が６μｍ２以下であるフェライトおよびベイナイトの結晶粒の個数Ｎ６の割合（Ｎ６／ＮＴ）、フェライトおよびベイナイトの結晶粒の総数ＮＴに対し、面積が５０μｍ２超であるフェライトおよびベイナイトの結晶粒の個数Ｎ５０の割合（Ｎ５０／ＮＴ）、フェライトとマルテンサイトの界面から、該界面に対して垂直方向かつフェライト粒内側に向かって０．５μｍまでの領域におけるＭｎ濃度の最大値との差ΔＭｎ、板厚１／４部における面積が６μｍ２以下であるフェライト及びベイナイトの平均アスペクト比を評価した。結果を表３に記載した。これらの評価は、上述した方法に準じて実施した。
　さらに、これら冷延鋼板の引張強さ（ＴＳ）、均一伸び（ｕＥｌ）、σΔ、を以下に示す方法で評価した。結果を表３－１～表３－４に示す。表１－１～表３－４において、下線は、本発明範囲外である、または好ましい特性が得られていないことを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　鋼板の引張強さ（ＴＳ）（σ１）、均一伸び（ｕ－Ｅｌ）、および均一伸び＋１．０％における応力σ２と引張強さσ１の差（σ１－σ２）であるΔσの評価は、長手方向が鋼板の圧延方向に直角となるように、ＪＩＳ５号試験片を鋼板から採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことにより実施した。
　引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上である鋼板を、引張強さに関して合格と判断した。
　また、均一伸び（ｕ－Ｅｌ）が５．５％以上であれば、成形性に優れると判断した。
　また、Δσが５０ＭＰａ以下であれば、耐破断特性に優れると判断した。
　表１－１～表３－４から分かるように、化学組成、製造条件ともに本発明範囲内にある発明例（試験Ｎｏ．１～Ｎｏ．３７、Ｎｏ．５８）は、ミクロ組織の組織分率、組織の特徴（（Ｎ６／ＮＴ）、（Ｎ５０／ＮＴ）、ΔＭｎ、面積が６μｍ２以下であるフェライト及びベイナイトの平均アスペクト比）および特性のいずれも発明の範囲内となり、強度、成形性及び耐破断特性に優れていた。
　一方、化学組成、製造条件のいずれか一方でも発明の範囲を満たさなかった比較例（試験Ｎｏ．３８～Ｎｏ．５７）は、化学組成、組織分率、組織の特徴が発明の範囲を外れたことで、強度、成形性、耐破断特性の少なくとも１つの特性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．３８～Ｎｏ．４７は、製造条件は、本発明範囲内であったが、化学組成が発明の範囲を外れた比較例であり、強度、成形性、耐破断特性の少なくとも１つの特性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．４８～Ｎｏ．５７は、化学組成は、本発明範囲内であったが、製造方法における各条件のうちいずれかが本発明の範囲を外れた比較例である。
　試験Ｎｏ．４８は、熱間圧延の最終スタンドの温度が高すぎたため、Ｎ６／ＮＴおよびＮ５０／ＮＴを十分に確保できず、また、Ｍｎ欠乏層の生成が不十分となった（ΔＭｎが０．３０未満となった。その結果、耐破断特性の指標であるΔσが目標を満足しなかった。
　試験Ｎｏ．４９は熱間圧延の最終スタンド、Ｎｏ．５０は第ｎ－３スタンドから第ｎ－１スタンドにおける板厚減少率が小さすぎたため、Ｎｏ．５１は仕上圧延後の冷却速度が小さすぎたため、熱延鋼板のセメンタイトを均一多量に分散することができず、焼鈍後組織の微細化およびＭｎ欠乏層の生成が不十分となり、Ｎ６／ＮＴおよびＮ５０／ＮＴが本発明範囲外となった。その結果、Δσが目標を満足しなかった。
　試験Ｎｏ．５２は、巻取温度が低すぎたため、熱延鋼板の強度が顕著に高くなったことで、冷延荷重の増大を招き、冷間圧延を行うことが出来なかった。
　試験Ｎｏ．５３は、保持工程の保持時間が短すぎたため、炭化物中へのＭｎなどの元素の濃化が不十分となり、焼鈍後のＭｎ欠乏層の生成が不十分となった。その結果、Δσが目標を満足しなかった。
　試験Ｎｏ．５４は、冷間圧延工程における板厚減少率が大きすぎたため、鋼板中のひずみ蓄積が不十分となり、焼鈍時のオーステナイトの核生成サイトが不均一となり、Ｎ５０／ＮＴが本発明範囲外となった。その結果、Δσが目標を満足しなかった。
　試験Ｎｏ．５５は、焼鈍工程の昇温速度が速すぎたため、焼鈍中にＭｎ欠乏層が消滅した。その結果、ΔＭｎが０．３０未満となり、Δσが目標を満足しなかった。
　試験Ｎｏ．５６は、焼鈍工程の加熱温度が高すぎたため、焼鈍中にＭｎ欠乏層が消滅し、ΔＭｎが０．３０未満となった。また、Ｎ５０／ＮＴが本発明範囲外となった。その結果、Δσが目標を満足しなかった。
　試験Ｎｏ．５７は、焼鈍工程の加熱時の保持時間が長すぎたため、焼鈍中にＭｎ欠乏層が消滅し、ΔＭｎが０．３０未満となった。また、Ｎ５０／ＮＴが本発明範囲外となった。その結果、Δσが目標を満足しなかった。
　本発明によれば、耐破断特性に優れる鋼板及びその製造方法を提供することができる。そのため、産業上の利用可能性が高い。

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０７～０．１５％、
    　Ｓｉ：０．０１～２．００％、
    　Ｍｎ：１．５～３．０％、
    　Ｐ：０～０．０２０％、
    　Ｓ：０～０．０２００％、
    　Ａｌ：０．００１～１．０００％、
    　Ｎ：０～０．０２００％、
    　Ｏ：０～０．０２００％、
    　Ｃｏ：０～０．５００％、
    　Ｎｉ：０～１．０００％、
    　Ｃｕ：０～０．５００％、
    　Ｍｏ：０～１．０００％、
    　Ｃｒ：０～２．０００％、
    　Ｔｉ：０～０．５０００％、
    　Ｎｂ：０～０．５０％、
    　Ｖ：０～０．５００％、
    　Ｗ：０～０．１００％、
    　Ｔａ：０～０．１００％、
    　Ｂ：０～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０～０．０５０％、
    　Ｃａ：０～０．０５０％、
    　Ｚｒ：０～０．０５０％、
    　ＲＥＭ：０～０．１００％、
    　Ｓｎ：０～０．０５０％、
    　Ｓｂ：０～０．０５０％、
    　Ａｓ：０～０．０５０％、及び
    　残部：Ｆｅおよび不純物
    からなる化学組成を有し、
    　引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、
    　ミクロ組織において、
    　　フェライトの面積率が５％以上、
    　　前記フェライトおよびベイナイトの面積率が合計で１０％以上、９０％以下、
    　　マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの面積率が合計で１０％以上、９０％以下、
    　　パーライトおよび残留オーステナイトの面積率が合計で０％以上、１０％以下、
    であり、
    　前記フェライトおよび前記ベイナイトの結晶粒の総数に対し、
    　　面積が６μｍ２以下である、フェライトおよびベイナイトの結晶粒の個数割合が４０％以上であり、
    　　面積が５０μｍ２以上である、フェライトおよびベイナイトの結晶粒の個数割合が５％以下であり、
    　前記フェライトと、前記マルテンサイトまたは前記焼き戻しマルテンサイトとの界面から、前記界面に対して垂直方向かつ前記フェライトの粒内側に向かって０．５μｍまでの領域における最大Ｍｎ含有量が鋼板の平均Ｍｎ含有量に対して０．３０質量％以上低い、
    ことを特徴とする鋼板。
  2. 　面積が６μｍ２以下である前記フェライトおよび前記ベイナイトの前記結晶粒の平均アスペクト比が１．０以上２．０以下である、
    ことを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
  3. 　表面に亜鉛、アルミニウム、マグネシウムまたはそれらの合金を含む被膜層を有する、
    ことを特徴とする、請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　質量％で、Ｃ：０．０７～０．１５％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：１．５～３．０％、Ｐ：０～０．０２０％、Ｓ：０～０．０２００％、Ａｌ：０．００１～１．０００％、Ｎ：０～０．０２００％、Ｏ：０～０．０２００％、Ｃｏ：０～０．５００％、Ｎｉ：０～１．０００％、Ｃｕ：０～０．５００％、Ｍｏ：０～１．０００％、Ｃｒ：０～２．０００％、Ｔｉ：０～０．５０００％、Ｎｂ：０～０．５０％、Ｖ：０～０．５００％、Ｗ：０～０．１００％、Ｔａ：０～０．１００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０５０％、Ｃａ：０～０．０５０％、Ｚｒ：０～０．０５０％、ＲＥＭ：０～０．１００％、Ｓｎ：０～０．０５０％、Ｓｂ：０～０．０５０％、Ａｓ：０～０．０５０％、及び残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するスラブに、熱間圧延を行って熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
    　前記熱延鋼板を、３０℃／秒以上の平均冷却速度で６５０℃以下、４５０℃以上の巻取温度まで冷却し、前記巻取温度で巻き取る巻き取り工程と、
    　前記巻き取り工程後の前記熱延鋼板を、前記巻取温度から前記巻取温度－５０℃までの温度域における保持時間が２～８時間となるように保持する保持工程と、
    　前記保持工程後の前記熱延鋼板を、３００℃以下の温度まで０．１℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する冷却工程と、
    前記冷却工程後の前記熱延鋼板を、２０～８０％の板厚減少率で冷間圧延して冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
    　前記冷延鋼板を、５℃／秒以上の平均昇温速度で７４０～９００℃の焼鈍温度まで加熱し、前記焼鈍温度で６０～３００秒保持する焼鈍工程と、
    を有し、
    　前記熱間圧延工程は、
    　　仕上圧延を、４つ以上のスタンドを有する圧延機を用いて行い、最初のスタンドを第１スタンド、最終のスタンドを第ｎスタンドとした場合、第ｎ－３スタンドから第ｎスタンドまでの各スタンドでの板厚減少率をそれぞれ３０％以上とし、前記第ｎスタンドでの圧延温度を９００℃以下とする、
    ことを特徴とする、鋼板の製造方法。
  5. 　前記焼鈍工程において、鋼板の表面に亜鉛、アルミニウム、マグネシウムまたはそれらの合金を含む被膜層を形成する、
    ことを特徴とする、請求項４に記載の鋼板の製造方法。
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