WO2021145310A1 - 鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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WO2021145310A1
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less
steel sheet
rolling
ferrite
hot
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裕也 鈴木
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

  • a / B which is the ratio of the interface length with martensite to B, is more than 1.5.
  • the ratio of the major axis to the minor axis of the martensite is 5.0 or more, and the tensile strength is 980 MPa or more.
  • the hot rolling step includes a finish rolling step of continuously passing the slab through a plurality of rolling stands to perform rolling.
  • the finish rolling process is:
  • the rolling start temperature at the rolling stand in the third stage from the final rolling stand is 800 ° C.
  • the rest of the chemical composition of the steel sheet is Fe and impurities. However, the following amount of elements may be contained instead of a part of Fe. However, since it does not have to be contained, the lower limit is set to 0. Mo: 0% or more, 1.000% or less, Ti: 0% or more, 0.200% or less, Nb: 0% or more, 0.200% or less, B: 0% or more, 0.010% or less, V: 0% or more, 0.200% or less, Cu: 0% or more, 1.000% or less, W: 0% or more, 0.100% or less, Ta: 0% or more, 0.100% or less, Ni: 0% or more, 1.000% or less, Sn: 0% or more, 0.050% or less, Co: 0% or more, 0.500% or less Sb: 0% or more, 0.050% or less, As: 0% or more, 0.050% or less, Mg: 0% or more, 0.050% or less, Ca: 0% or more, 0.050% or less, Y:
  • Ti, Nb and V are elements that contribute to the improvement of the strength of the steel sheet, respectively. These elements contribute to the increase in the strength of the steel sheet by strengthening the precipitates, strengthening the fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and strengthening the dislocations by suppressing recrystallization. Although the effects of these elements can be obtained by adding a small amount, it is preferable to add 0.010% or more of Ti, Nb, and V in order to obtain a sufficient effect. However, the content of Ti, Nb, and V is preferably 0.200% or less from the viewpoint of suppressing deterioration of the moldability of the steel sheet due to the increased precipitation of carbonitride.
  • Cu and Ni are elements that contribute to the improvement of the strength of the steel sheet, respectively.
  • the effects of these elements can be obtained even with a small amount of addition, but in order to obtain sufficient effects, the contents of Cu and Ni are preferably 0.001% or more, respectively.
  • the contents of Cu and Ni are preferably 1.000% or less, respectively, from the viewpoint of suppressing deterioration of the pickling property, weldability, hot workability and the like of the steel sheet.
  • the following elements may be intentionally or unavoidably added to the central portion and the surface layer portion of the steel sheet in place of a part of Fe as long as the effects of the present invention can be obtained. That is, W: 0% or more, 0.100% or less, Ta: 0% or more, 0.100% or less, Sn: 0% or more, 0.050% or less, Co: 0% or more, 0.500% or less, Sb: 0% or more, 0.050% or less, As: 0% or more, 0.050% or less, Mg: 0% or more, 0.050% or less, Ca: 0% or more, 0.050% or less, Zr: REM of 0% or more, 0.050% or less, and Y: 0% or more, 0.050% or less, La: 0% or more, 0.050% or less, and Ce: 0% or more, 0.050% or less, etc. (Rare-Earth Metal) may be added.
  • Ferrite is a soft phase obtained by two-phase region annealing in which the temperature is heated and maintained at a temperature of 1 point or more and less than 3 points of Ac, or slow cooling after annealing.
  • ferrite and epitaxial ferrite are contained in the metal structure at least at a position 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel sheet.
  • the lower limit of the volume fraction is not particularly limited.
  • ferrite is contained in an amount of 10% or more.
  • the upper limit of the volume fraction of ferrite is not particularly limited, but it is necessary to limit the volume fraction of ferrite in order to realize the strength of 980 MPa or more, and the volume fraction of ferrite is preferably less than 50%.
  • epitaxial ferrite that grows from the interface between ferrite and austenite to the austenite side in slow cooling after annealing in the two-phase region is referred to as epitaxial ferrite. That is, epitaxial ferrite is formed between martensite and ferrite. The dislocation density of epitaxial ferrite is lower than that of martensite and higher than that of ferrite. Therefore, epitaxial ferrite is more easily deformed than martensite, but has a higher yield strength (YP) than ferrite. In this way, by arranging a structure having an intermediate yield strength between the hard structure such as martensite and the soft structure such as ferrite, the yield strength in the high strain rate region can be increased. ..
  • the dislocation density in the epitaxial ferrite becomes low. Dislocations in epitaxial ferrite are introduced to alleviate plastic deformation due to martensitic transformation, but if the epitaxial ferrite does not have an appropriate thickness, the dislocations will move beyond the epitaxial ferrite into the ferrite. , The dislocation density in epitaxial ferrite decreases. If the dislocation density of epitaxial ferrite is low, the yield strength is not sufficient and the above effect cannot be obtained.
  • Martensite (Martensite: 20% or more, 70% or less) Martensite is a structure that contributes to the improvement of tensile strength because it is a hard structure with a high dislocation density.
  • the volume fraction of martensite shall be 20% or more and 70% or less in consideration of the balance between strength and workability. Martensite in this embodiment includes fresh martensite and tempered martensite. From the viewpoint of setting the tensile strength to 980 MPa or more, the volume fraction of martensite is preferably 30% or more. The volume fraction of martensite is preferably 55% or less from the viewpoint of ensuring suitable bendability.
  • the total volume fraction of bainite, retained austenite and residual tissue shall be 50% or less. By setting the volume fraction to 50% or less, the effect in the present embodiment can be ensured.
  • ⁇ Ratio of major axis to minor axis of martensite is 5.0 or more>
  • the ratio of the major axis to the minor axis of martensite is 5.0 or more. This indicates that the aspect ratio of martensite is large and it is a so-called needle-like structure. If the ratio is less than 5.0, it means that the needle-like structure of martensite in the present embodiment has collapsed.
  • the width (thickness) of the epitaxial ferrite formed between the ferrite and martensite becomes thin, and the dislocation density in the epitaxial ferrite can be increased.
  • the ratio of the major axis to the minor axis of martensite will be described.
  • the area of each martensite specified by the above image processing is measured.
  • the major axis at each martensite is measured.
  • the major axis is the maximum length of a line segment connecting two points on the circumference of martensite.
  • the value obtained by dividing the area by the major axis is calculated as the minor axis.
  • the ratio of the major axis to the minor axis is calculated, and the average value is calculated.
  • ⁇ Tensile strength 980 MPa or more>
  • the tensile strength (TS) of the steel sheet according to this embodiment is 980 MPa or more.
  • the tensile strength is measured by collecting a JIS No. 5 tensile test piece described in JIS Z 2201 from an annealed steel sheet in a direction perpendicular to the rolling direction and performing a tensile test in accordance with JIS Z 2241: 2011.
  • the average cooling rate capable of suppressing ferrite transformation and pearlite transformation can be appropriately controlled.
  • the average cooling rate can be appropriately controlled in order to obtain a desired hard structure fraction.
  • the temperature range of 550 ° C. or lower in order to obtain martensite as a hard structure, it is more preferable to cool to 100 ° C. or lower at an average cooling rate of 20 ° C./sec or more.
  • isothermal maintenance may be performed for 10 seconds or more in a temperature range of 150 ° C. or higher and 550 ° C. or lower.
  • Bainite was identified by the following procedure. The observation surface of the sample is etched with a repera solution, and a region of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m is formed in the range of 1/8 to 3/8 of the plate thickness centered on 1/4 of the plate thickness by 3000 times using FE-SEM. Observed at magnification. Bainite was discriminated from the position of cementite contained in the tissue and the arrangement of cementite. Specifically, cementite having a plurality of variants was discriminated as bainite, and its area ratio was determined using image analysis software ImageJ.
  • ⁇ Ratio of major axis to minor axis of martensite The ratio (aspect ratio) of the major axis to the minor axis of martensite was measured by the following method. The area of each martensite identified by the above image processing was measured. Next, the major axis at each martensite was measured. Here, the major axis is the maximum length of the line segment connecting two points on the circumference of martensite. Subsequently, for each martensite, the value obtained by dividing the area by the major axis was calculated as the minor axis. Finally, for each martensite, the ratio of the major axis to the minor axis was calculated, and the average value was calculated. The results are shown in Tables 3-1 to 3-3.

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Abstract

本発明では、所定の化学組成及び金属組織を有し、鋼板の表面から板厚１／４の位置における、圧延方向に沿った鋼板の表面に対して垂直な断面において、前記エピタキシャルフェライトと前記フェライトとの界面の長さＡと前記エピタキシャルフェライトと前記マルテンサイトとの界面の長さＢとの比であるＡ／Ｂが１．５超であり、前記マルテンサイトの短径に対する長径の比が５．０以上であり、かつ引張強度が９８０ＭＰａ以上である鋼板を提供する。

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ものである。
　本願は、２０２０年１月１４日に、日本に出願された特願２０２０－００３６７７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、環境保全につながる燃費向上の観点から、高強度鋼板を用いて車体を軽量化する取り組みがある。一般的に、強度が非常に高い鋼板の加工において、絞り成形や張出し成形といった軟鋼板に適用される成形手法を適用することは難しく、成形手法としては曲げ成形が主体となる。
　例えば、下記特許文献１には、高強度鋼板に対して曲げ加工を行って部品成形する技術が開示されている。
国際公開第２０１７／１９５７９５号
　しかしながら、高強度鋼板に対して曲げ加工を行って部品を成形する場合には、曲げ加工された鋼板の外側における歪み速度が大きいため、その領域での板厚減少率が大きく、好適な部材剛性を得にくい場合があった。
　そこで、本発明は、引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、かつ、曲げ加工を行っても好適な部材剛性を有す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、曲げ加工された鋼板の外側における板厚減少を防ぐことについて鋭意検討を行った。その結果、歪み速度の大きい部位で降伏強度（ＹＰ）が高くなるような鋼板とすることで、引張強度が９８０ＭＰａ以上の鋼板であっても、曲げ加工された鋼板の外側の領域で好適な部材剛性が得られると考えた。
　上述のようにして得られた本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］本発明の一態様に係る鋼板は、化学組成が、質量%で、
　Ｃ：０．０５０％以上、０．５００％以下、
　Ｓｉ：０．０１％以上、２．５０％以下、
　Ｍｎ＋Ｃｒ：１．２０％以上、４．００％以下、
　Ａｌ：０．１０％以上、２．００％以下 
　Ｐ：０％以上、０．１００％以下、
　Ｓ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｎ：０％以上、０．０１０％以下、
　Ｏ：０％以上、０．００６％以下、
　Ｍｏ：０％以上、１．０００％以下、
　Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下、
　Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、
　Ｂ：０％以上、０．０１０％以下、
　Ｖ：０％以上、０．２００％以下、
　Ｃｕ：０％以上、１．０００％以下、
　Ｗ：０％以上、０．１００％以下、
　Ｔａ：０％以上、０．１００％以下、
　Ｎｉ：０％以上、１．０００％以下、
　Ｓｎ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｃｏ：０％以上、０．５００％以下
　Ｓｂ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ａｓ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｍｇ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｃａ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｙ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｚｒ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｌａ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｃｅ：０％以上、０．０５０％以下
を含み、残部が鉄および不純物からなり、
　表面から板厚１／４の位置における金属組織が、体積率で、
　　フェライト及びエピタキシャルフェライト：１０％以上、５０％未満、
　　フェライト及びエピタキシャルフェライトの合計体積率に対するエピタキシャルフェライトの割合：５％以上、３０％以下、
　　マルテンサイト：２０％以上、７０％以下、および
　　ベイナイト：５０％以下、
　　残留オーステナイト：１５％以下、
　　残部組織：５％以下、
を含有し、前記ベイナイト、前記残留オーステナイトおよび前記残部組織の合計体積率は５０％以下であり、
　前記表面から板厚１／４の位置における、圧延方向に沿っており、かつ、前記表面に対して垂直な断面において、前記エピタキシャルフェライトと前記フェライトとの界面の長さＡと前記エピタキシャルフェライトと前記マルテンサイトとの界面の長さＢとの比であるＡ／Ｂが１．５超であり、
　前記マルテンサイトの短径に対する長径の比が５．０以上であり、かつ
　引張強度が９８０ＭＰａ以上である。
［２］［１］に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、
　Ｍｏ：０．０１０～１．０００％、
　Ｂ：０．０００１～０．０１０％、
　Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、
　Ｎｂ：０．０１０～０．２００％、
　Ｖ：０．０１０～０．２００％
　Ｃｕ：０．００１～１．０００％、
　Ｎｉ：０．００１～１．０００％
からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
［３］［１］または［２］に記載の鋼板は、前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有してもよい。
［４］［１］または［２］に記載の鋼板は、前記鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有してもよい。
［５］［１］または［２］に記載の鋼板は、前記鋼板の表面に電気亜鉛めっき層を有してもよい。
［６］本発明の別の一態様に係る鋼板の製造方法は、
　質量%で、
　Ｃ：０．０５０％以上、０．５００％以下、
　Ｓｉ：０．０１％以上、２．５０％以下、
　Ｍｎ＋Ｃｒ：１．２０％以上、４．００％以下、
　Ａｌ：０．１０％以上、２．００％以下、
　Ｐ：０％以上、０．１００％以下、
　Ｓ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｎ：０％以上、０．０１０％以下、
　Ｏ：０％以上、０．００６％以下、
　Ｍｏ：０％以上、１．０００％以下、
　Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下、
　Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、
　Ｂ：０％以上、０．０１０％以下、
　Ｖ：０％以上、０．２００％以下、
　Ｃｕ：０％以上、１．０００％以下、
　Ｗ：０％以上、０．１００％以下、
　Ｔａ：０％以上、０．１００％以下、
　Ｎｉ：０％以上、１．０００％以下、
　Ｓｎ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｃｏ：０％以上、０．５００％以下
　Ｓｂ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ａｓ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｍｇ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｃａ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｙ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｚｒ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｌａ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｃｅ：０％以上、０．０５０％以下
を含み、残部が鉄および不純物からなる化学組成を有するスラブを熱間圧延して、旧オーステナイト粒径が３０μｍ未満である熱延鋼板とする熱間圧延工程と、
　前記熱延鋼板に対して平均冷却速度２０℃／秒以上で５００℃以下ま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、５００℃以下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酸洗し、３０％以下の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板とする冷間圧延工程と、
　前記冷延鋼板を（Ａｃ３点－１００）℃～９００℃の第１の温度域に加熱し、前記第１の温度域にて５秒以上均熱する焼鈍工程と、
　前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、７５０℃～５５０℃の第２の温度域において２．５℃／秒～５０℃／秒の平均冷却速度で冷却する焼鈍冷却工程と、
を有する。
［７］［６］に記載の鋼板の製造方法では、前記熱間圧延工程は、複数の圧延スタンドに連続して前記スラブを通過させて圧延を行う仕上げ圧延工程を有し、
　前記仕上げ圧延工程は：
　　最終の前記圧延スタンドから３段目の前記圧延スタンドにおける圧延開始温度が８００℃～１０００℃であり；
　　前記仕上げ圧延工程の後段３段の前記圧延スタンドにおいて、それぞれ圧下率１０％超で圧延し；
　　前記仕上げ圧延工程の前記後段３段の圧延スタンドにおける各圧延スタンド間のパス間時間が３．０秒以内であり；
　　前記仕上げ圧延工程の前記後段３段の圧延スタンドにおけるｎ段目の前記圧延スタンドの出側の温度Ｔｎと、（ｎ＋１）段目の前記圧延スタンドの入側の温度Ｔｎ＋１と、の差分である（Ｔｎ－Ｔｎ＋１）が１０℃超であってもよい。
［８］［６］又は［７］に記載の鋼板の製造方法では、前記焼鈍冷却工程後の前記冷延鋼板を、溶融亜鉛めっき浴に浸漬することにより溶融亜鉛めっきを形成してもよい。
［９］［８］に記載の鋼板の製造方法では、前記溶融亜鉛めっきを、３００℃～６００℃の温度域で合金化してもよい。
　本発明によれば、引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、かつ、曲げ加工を行っても好適な部材剛性を有する鋼板及びその製造方法を提供することができる。
エピタキシャルフェライトとフェライトとの界面の長さＡと、エピタキシャルフェライトとマルテンサイトとの界面の長さＢと、の一例を示す模式図である。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、以下に例示する実施形態は、本発明の理解を容易にするためのものであり、本発明を限定して解釈するためのものではない。本発明は、その趣旨を逸脱することなく、以下の実施形態から変更、改良することができる。
　［鋼板］
　本実施形態に係る鋼板は、化学組成が、質量%で、
　Ｃ：０．０５０％以上、０．５００％以下、
　Ｓｉ：０．０１％以上、２．５０％以下、
　Ｍｎ＋Ｃｒ：１．２０％以上、４．００％以下、
　Ａｌ：０．１０％以上、２．００％以下、
　Ｐ：０％以上、０．１００％以下、
　Ｓ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｎ：０％以上、０．０１０％以下、
　Ｏ：０％以上、０．００６％以下、
　Ｍｏ：０％以上、１．０００％以下、
　Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下、
　Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、
　Ｂ：０％以上、０．０１０％以下、
　Ｖ：０％以上、０．２００％以下、
　Ｃｕ：０％以上、１．０００％以下、
　Ｗ：０％以上、０．１００％以下、
　Ｔａ：０％以上、０．１００％以下、
　Ｎｉ：０％以上、１．０００％以下、
　Ｓｎ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｃｏ：０％以上、０．５００％以下
　Ｓｂ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ａｓ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｍｇ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｃａ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｙ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｚｒ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｌａ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｃｅ：０％以上、０．０５０％以下、及び
　残部がＦｅ及び不純物からなり、
　板厚１／４部における金属組織が、体積率で、
　フェライト及びエピタキシャルフェライト：１０％以上、５０％未満、
　フェライト及びエピタキシャルフェライトの組織割合の和におけるエピタキシャルフェライトの割合：５％以上、３０％以下、
　マルテンサイト：２０％以上、７０％以下、
　ベイナイト：５０％以下、
　残留オーステナイト：１５％以下、及び、
　残部組織：５％以下、
を含有し、ベイナイト、残留オーステナイトおよび残部組織の合計体積率は５０％以下であり、
　板厚１／４部において、前記エピタキシャルフェライトと前記フェライトとの界面の長さＡと、前記エピタキシャルフェライトと前記マルテンサイトとの界面の長さＢの比、すなわちＡ／Ｂが１．５超であり、
　マルテンサイトの短径に対する長径の比が５．０以上であり、かつ
　引張強度が９８０ＭＰａ以上である。
　以下に本実施形態に係る鋼板について説明する。
　＜化学組成＞
　続いて、本発明の効果を得るために望ましい鋼板の化学組成について述べる。鋼板の化学組成とは鋼板中心部および表層部の化学組成であり、表層部の化学組成とは、表層部のうちＡｌ酸化物粒子を除くマトリックスの化学組成を意味する。鋼板中心部の化学組成と表層部のマトリックスの化学組成とは、同様であってもよく、互いに異なりつつそれぞれが以下に説明する鋼板の化学組成の範囲内であってもよい。なお、元素の含有量に関する「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。
「Ｃ：０．０５０％以上、０．５００％以下」
　Ｃは、鋼板の強度を高める元素であり、鋼板の強度を高めるために添加される。Ｃの含有量が０．０５０％以上であることによって、鋼板の強度が十分に高められ得る。好ましくは０．１００％以上であり、より好ましくは０．１５０％以上である。また、Ｃの含有量が０．５００％より多いと、マルテンサイトが非常に硬くなるため、弾性変形領域でも割れやすく、生じた割れを起点に鋼板が破断して目的の強度が得られない。その観点から、Ｃの含有量は０．５００％以下であり、０．４００％以下であることが好ましい。
「Ｓｉ：０．０１％以上、２．５０％以下」
　Ｓｉは、フェライトを安定化させる元素である。すなわち、Ｓｉは、Ａｃ３変態点を増加させることから広い焼鈍温度範囲にて多量のフェライトを形成させることが可能であり、鋼板の組織制御性向上の観点から添加される。こうした効果を得るため、本実施形態に係る鋼板では、Ｓｉの含有量を０．０１％以上にする。加えて、Ｓｉは、鋼板中心部における鉄系炭化物の粗大化を抑制し、鋼板の強度と成形性を高めるために必要な元素でもある。また、Ｓｉは、固溶強化元素として、鋼板の高強度化に寄与するために添加される。これらの観点から、Ｓｉの含有量の下限値は、０．１０％以上であることが好ましく、０．３０％以上であることがより好ましい。Ｓｉの含有量が多くなると鋼板が脆化して鋼板の成形性が劣化するので、Ｓｉの含有量は２．５０％以下とされ、１．８０％以下であることが好ましい。
「Ｍｎ＋Ｃｒ：１．２０％以上、４．００％以下」
　ＭｎとＣｒは、鋼板の焼入性を高め、強度を高めるために添加される元素である。こうした効果を得るため、本実施形態に係る鋼板では、Ｍｎ＋Ｃｒの含有量は１．２０％以上とされる。ＭｎとＣｒの量が多すぎると、焼入性が過剰に高まり、エピタキシャルフェライトが十分に得られないので、Ｍｎ＋Ｃｒの含有量は、４．００％以下とされ、３．５０％以下であることが好ましい。また、十分な焼入れ性を確保するため、Ｍｎの含有量は１．２０％以上とすることが好ましい。Ｃｒは、含有しなくてもよく、その下限値は０％とする。
「Ａｌ：０．１０％以上、２．００％以下」
　Ａｌは、エピタキシャルフェライトの生成を促進する元素である。そのため、Ａｌの含有量は０．１０％以上である。Ａｌの含有量は、０．３０％以上であることが好ましく、０．４０％以上であることがより好ましい。一方、Ａｌの含有量を２．００％以下とすることによって、連続鋳造時のスラブ割れを抑制できる。
「Ｐ：０％以上、０．１００％以下」
　Ｐは、鋼板の中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる虞がある。Ｐの含有量が０．１００％以下とされることによって、溶接部の脆化が抑制され得る。Ｐは含有されないことが好ましいため、Ｐの含有量の下限は０％である。ただし、経済的な観点から、Ｐの含有量の下限を０．００１％としても良い。
「Ｓ：０％以上、０．０５０％以下」
　Ｓは、鋼板の溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすおそれがある元素である。このことから、Ｓの含有量は０．０５０％以下とされる。Ｓは含有されないことが好ましいため、Ｓの含有量の下限は０％である。ただし、経済的な観点から、Ｓの含有量の下限を０．００１％としても良い。
「Ｎ：０％以上、０．０１０％以下」
　Ｎは、粗大な窒化物を形成し、鋼板の曲げ性を劣化させるおそれがあることから、添加量を抑える必要がある。Ｎの含有量が０．０１０％以下とされることにより、鋼板の曲げ性の劣化が抑制され得る。加えて、Ｎは、溶接時のブローホール発生の原因になる場合があることから、Ｎの含有量は少ない方が好ましく、理想的には０％である。ただし、経済的な観点から、Ｎの含有量の下限を０．０００５％としても良い。
「Ｏ：０％以上、０．００６％以下」
　Ｏは、粗大な酸化物を形成し、曲げ性や穴広げ性を阻害し、また、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。Ｏが０．００６％を超えると、穴広げ性の低下や、ブローホールの発生が顕著となる。そのため、Ｏは０．００６％以下とする。Ｏを含まない方が好ましいので、Ｏの含有量の下限は０％である。
　鋼板の化学組成の残部はＦｅおよび不純物である。ただし、Ｆｅの一部に代えて以下の量の元素を含有してもよい。ただし、含有しなくても良いため下限は０とする。
　Ｍｏ：０％以上、１．０００％以下、
　Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下、
　Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、
　Ｂ：０％以上、０．０１０％以下、
　Ｖ：０％以上、０．２００％以下、
　Ｃｕ：０％以上、１．０００％以下、
　Ｗ：０％以上、０．１００％以下、
　Ｔａ：０％以上、０．１００％以下、
　Ｎｉ：０％以上、１．０００％以下、
　Ｓｎ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｃｏ：０％以上、０．５００％以下
　Ｓｂ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ａｓ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｍｇ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｃａ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｙ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｚｒ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｌａ：０％以上、０．０５０％以下
　Ｃｅ：０％以上、０．０５０％以下。
「Ｍｏ：０％以上、１．０００％以下、Ｂ：０％以上、０．０１０％以下」
　ＭｏおよびＢは、焼入性を高め、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。これらの元素の効果は少量の添加でも得られるが、効果を十分に得るためにはＭｏの含有量は０．０１０％以上、Ｂの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、鋼板の酸洗性や溶接性、熱間加工性等の劣化を抑制する観点から、Ｍｏの含有量の上限は１．０００％以下、Ｂの含有量の上限は０．０１０％以下とすることが好ましい。
「Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下、Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、Ｖ：０％以上、０．２００％以下」
　Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、それぞれ鋼板の強度の向上に寄与する元素である。これらの元素は、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化によって、鋼板の強度上昇に寄与する。これらの元素の効果は少量の添加でも得られるが、効果を十分に得るためにはＴｉ、Ｎｂ、Ｖは０．０１０％以上添加することが好ましい。ただし、炭窒化物の析出が多くなることによって鋼板の成形性が劣化することを抑制する観点から、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量は０．２００％以下であることが好ましい。
「Ｃｕ：０％以上、１．０００％以下、Ｎｉ：０％以上、１．０００％以下」
　ＣｕおよびＮｉはそれぞれ鋼板の強度の向上に寄与する元素である。これらの元素の効果は少量の添加でも得られるが、効果を十分に得るためにはＣｕおよびＮｉの含有量は、それぞれ０．００１％以上であることが好ましい。一方、鋼板の酸洗性や溶接性、熱間加工性などの劣化を抑制する観点から、ＣｕおよびＮｉの含有量はそれぞれ１．０００％以下であることが好ましい。
　さらに、鋼板中心部および表層部には、本発明の効果を得られる範囲で以下の元素がＦｅの一部に代えて意図的または不可避的に添加されてもよい。すなわち、Ｗ：０％以上、０．１００％以下、Ｔａ：０％以上、０．１００％以下、Ｓｎ：０％以上、０．０５０％以下、Ｃｏ：０％以上、０．５００％以下、Ｓｂ：０％以上、０．０５０％以下、Ａｓ：０％以上、０．０５０％以下、Ｍｇ：０％以上、０．０５０％以下、Ｃａ：０％以上、０．０５０％以下、Ｚｒ：０％以上、０．０５０％以下、ならびにＹ：０％以上、０．０５０％以下、Ｌａ：０％以上、０．０５０％以下、およびＣｅ：０％以上、０．０５０％以下等のＲＥＭ（希土類金属：Ｒａｒｅ－Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ）が添加されてもよい。
　＜金属組織＞
　次に、本実施形態に係る鋼板の金属組織について説明する。金属組織の割合は、体積率で表す。画像処理により面積率を測定した場合は、その面積率を体積率と見なす。以下の体積率の測定手順の説明において、“体積率”と“面積率”が混在する場合がある。
　本実施形態に係る鋼板では、鋼板の表面から板厚１／４位置における金属組織が、体積率で、
　フェライトおよびエピタキシャルフェライト：１０％以上、５０％未満、
　フェライトおよびエピタキシャルフェライトの合計体積率に対するエピタキシャルフェライトの割合：５％以上、３０％以下、
　マルテンサイト：２０％以上、７０％以下、
　ベイナイト：５０％以下、
　残留オーステナイト：１５％以下、及び、
　残部組織：５％以下、
を含む。
　ただし、ベイナイト、残留オーステナイトおよび残部組織の合計体積率は５０％以下である。
　（フェライト）
　フェライトは、Ａｃ１点以上、Ａｃ３点未満の温度に加熱・保持する二相域焼鈍、もしくは焼鈍後の緩冷却で得られる軟質な相である。なお、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１／４の位置の金属組織にフェライト及びエピタキシャルフェライトが含まれる。
　フェライトは、鋼板の表面から板厚１／４の位置における金属組織に含まれていれば、特に体積率の下限は限定されない。しかしながら、鋼板の延性を好適に向上させるためには、フェライトが１０％以上含まれていることが好ましい。
　また、フェライトの体積率の上限も特に限定されないが、９８０ＭＰａ以上の強度を実現するためにはフェライトの体積率を限定する必要があり、フェライトの体積率が５０％未満であることが好ましい。
　（エピタキシャルフェライト：フェライトとの合計体積率が１０％以上、５０％未満、かつ、フェライトとの合計体積率に対するエピタキシャルフェライトの割合が５％以上、３０％以下）
　エピタキシャルフェライトは、二相域焼鈍中に得られたフェライトが、続く緩冷却中に成長することで得られる。本発明者らは、フェライト安定化元素であるＡｌを多く含む鋼板において、上記の緩冷却中におけるフェライトの成長速度が十分速いことにより、所望のエピタキシャルフェライトが得られることに気が付いた。本実施形態に係る組織では、二相域焼鈍後の緩冷却において、フェライトとオーステナイトとの界面からオーステナイト側に成長するフェライトをエピタキシャルフェライトと称する。つまり、エピタキシャルフェライトは、マルテンサイトとフェライトとの間に形成される。エピタキシャルフェライトの転位密度は、マルテンサイトよりも低く、フェライトよりも高くなる。そのため、エピタキシャルフェライトは、マルテンサイトよりも変形しやすいが、フェライトよりも高い降伏強度（ＹＰ）を有する。このように、マルテンサイトのような硬質組織とフェライトのような軟質組織の間に、両組織の中間の降伏強度を有する組織を配置することで、高歪速度領域における降伏強度を高めることができる。しかし以下に説明するように、適切な厚みのエピタキシャルフェライトが形成されないと、エピタキシャルフェライト中の転位密度が低くなる。エピタキシャルフェライト中の転位は、マルテンサイト変態による塑性変形を緩和するために導入されるが、エピタキシャルフェライトが適切な厚みを有さない場合、転位がエピタキシャルフェライトを越えてフェライト中へ移動してしまうため、エピタキシャルフェライト中の転位密度は減少する。エピタキシャルフェライトの転位密度が低いと、十分な降伏強度を有さず、上記効果が得られない。本実施形態のように、熱延後に巻取りされた鋼板内部の硬質組織を針状組織として、その後の焼鈍により生成するオーステナイトも針状組織とすることにより、焼鈍後の冷却により生成するマルテンサイトも針状組織とすることができる。その結果、マルテンサイトの周囲に存在するエピタキシャルフェライトの幅（厚み）を適切な範囲に制御することができる。これにより、エピタキシャルフェライト内の転位密度が低くならずに好適に制御され、鋼板を加工する際の歪速度が大きい領域における降伏強度を高めることができる。エピタキシャルフェライトとフェライトの識別方法は後述するが、転位密度の差によりエッチングにおける腐食の進行度合いが異なるため、組織写真で明瞭に区別することができる。
　鋼板の表面から板厚１／４の位置におけるフェライトおよびエピタキシャルフェライトの体積率の和は、１０％以上および５０％未満である。また、フェライトおよびエピタキシャルフェライトの合計体積率に対するエピタキシャルフェライトの割合は５％以上、３０％以下である。上記のようにエピタキシャルフェライトの体積率を制御することで、歪速度が大きい領域においても高い降伏強度を示すことができる。
　（マルテンサイト：２０％以上、７０％以下）
　マルテンサイトは、転位密度が高く硬質な組織であるので、引張強度の向上に寄与する組織である。マルテンサイトの体積率は、強度と加工性とのバランスを考慮し、２０％以上、７０％以下とする。本実施形態におけるマルテンサイトは、フレッシュマルテンサイトと焼き戻しマルテンサイトを含む。引張強度を９８０ＭＰａ以上とする観点から、マルテンサイトの体積率は３０％以上であることが好ましい。また、マルテンサイトの体積率は、好適な曲げ性を確保する観点から５５％以下が好ましい。
　（ベイナイト：５０％以下）
　ベイナイトは、転位密度が高く硬質な組織であるが、マルテンサイトに比べて転位密度が低く軟質であるため、延性を向上させる効果を有する。そのため、所望の特性を得るために、５０％までベイナイトを含有しても良い。一方で、本実施形態の効果を得るための必須な金属組織ではないため、ベイナイトの割合は０％でも良い。
　（残留オーステナイト：１５％以下）
　残留オーステナイトは、ＴＲＩＰ効果により延性を向上させ、均一伸びの向上に寄与する。そのため、１５％まで残留オーステナイトを含有しても良い。一方で、本実施形態の効果を得るための必須な金属組織ではないため、残留オーステナイトの割合は０％でも良い。
　（残部組織：５％以下）
　残部組織としては、パーライトなどが挙げられる。これらの組織は、加工性を低下させるため、５％以下とする。
　ベイナイト、残留オーステナイトおよび残部組織の合計の体積率は、５０％以下とする。当該体積率を５０％以下とすることで、本実施形態における効果を確保することができる。
　次に、フェライト、エピタキシャルフェライト、およびマルテンサイトの判別方法および組織割合の算出方法について説明する。なお、これに該当しない組織を残部組織とする。組織割合の算出においては、組織写真から求めた面積率を体積率とみなす。
　各金属組織の同定と体積率の算出は、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）、Ｘ線測定、ナイタール試薬又はレペラ液を用いる腐食、及び、走査型電子顕微鏡により行う。観察領域は、板幅中央の位置であり、鋼板の圧延方向に沿っており、且つ、板面に垂直な断面の１００μｍ×１００μｍ領域である。観察は、３０００倍の倍率で行う。板厚方向について、鋼板表面近傍および鋼板中心近傍では、それぞれミクロ組織（構成要素）がその他の部分と大きく異なる場合がある。そのため、本実施形態では、１／４の板厚位置を基準としたミクロ組織の観察を行う。
　測定手順の概略は以下の通りである。
　初めに、研磨後の試料に対してＸ線の回折強度を測定し、残留オーステナイトの体積率を求める。続いて、ナイタール試薬を用いたエッチングを行った後に、ＦＥ－ＳＥＭにより得られた二次電子像を観察し、（ｉ）パーライト、（ｉｉ）エピタキシャルフェライトおよびフェライト、（ｉｉｉ）マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイト、の３つに区別して、パーライトの面積率を求める。（ｉｉ）エピタキシャルフェライトとフェライトは、観察条件を制御した画像の明度により区別して、それぞれの面積率を求める。
　その後、レペラ試薬を用いてエッチングを行い、ＦＥ－ＳＥＭにより得られた二次電子像を観察する。この観察では、ベイナイトと、マルテンサイトおよび残留オーステナイトと、を区別して、ベイナイトの面積率を求める。最後に、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率から、Ｘ線を用いて測定した残留オーステナイトの体積率を引算して、マルテンサイトの面積率を求める。
　以下に具体的な手順を説明する。
　残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線を用いて回折強度を測定して算出することができる。
　Ｘ線を用いる測定では、試料の板面から深さ１／４の位置までを機械研磨及び化学研磨により除去する。板厚１／４の位置において、ＭｏＫα線を用いて、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組織分率を算出することが可能である。一般的な算出方法として５ピーク法が利用される。
　パーライトの同定は、以下の手順で行う。試料の観察面をナイタール試薬で腐食し、板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲で１００μｍ×１００μｍ領域を、ＦＥ－ＳＥＭを用いて、３０００倍の倍率で観察する。組織内部に含まれるセメンタイトの位置およびセメンタイトの配列から、フェライトとセメンタイトがラメラ状に並んでいる領域を、パーライトと判別する。面積率は、画像解析ソフトウェアＩｍａｇｅ　Ｊを用いて画像解析を行うことにより求める。
　フェライトおよびエピタキシャルフェライトの同定は、以下の手順で行う。試料の観察面を、ナイタール試薬として特に３％硝酸とエタノールの混合液で腐食し、板厚の１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲内で１００μｍ×１００μｍ領域を、ＦＥ－ＳＥＭを用いて、３０００倍の倍率で観察する。均一なコントラストの部分（結晶粒内にブロックやパケットなどの下部組織やセメンタイト、残留オーステナイトを含まず、単一の均一なコントラストに表れる部分）がフェライトおよびエピタキシャルフェライトである。画像解析ソフトウェアＩｍａｇｅ　Ｊを用いて画像解析により算出した面積率を、フェライトおよびエピタキシャルフェライトの面積率とみなす。
　フェライトとエピタキシャルフェライトを区別するためには、観察条件を、加速電圧１５ｋＶ、ＷＤ１０ｍｍに設定する。画像解析ソフトウェアＩｍａｇｅ　Ｊを用いて画像解析した観察画像のなかで、明度が全体の８５％以上にピークを持つ組織はマルテンサイト、６０％以上８５％未満にピークを持つ組織はフェライト、４５％以上６０％未満にピークを持つ組織はエピタキシャルフェライトである。これにより、フェライトとエピタキシャルフェライトを区別することができ、フェライトおよびエピタキシャルフェライト中のエピタキシャルフェライトの割合を算出できる。
　ベイナイトの同定は、以下の手順で行う。試料の観察面をレペラ液でエッチングし、板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲内で１００μｍ×１００μｍの領域を、ＦＥ－ＳＥＭを用いて、３０００倍の倍率で観察する。組織内部に含まれるセメンタイトの位置およびセメンタイトの配列から、ベイナイトを判別できる。具体的には、セメンタイトが複数のバリアントを有するものをベイナイトと判別し、画像解析ソフトウェアＩｍａｇｅ　Ｊを用いてその面積率を求める。
　マルテンサイトの同定は、以下の手順で行う。試料の観察面をレペラ液でエッチングし、板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲内で１００μｍ×１００μｍの領域を、ＦＥ－ＳＥＭを用いて、３０００倍の倍率で観察する。レペラ腐食では、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは腐食されにくく、これらの組織の面積率は、マルテンサイト及び残留オーステナイトの合計面積率である。この腐食されていない領域の面積率を画像解析ソフトウェアＩｍａｇｅ　Ｊを用いて求め、Ｘ線で測定した残留オーステナイトの体積率を引算して、マルテンサイトの面積率を算出できる。
　＜マルテンサイトの短径に対する長径の比が５．０以上＞
　本実施形態に係る鋼板では、マルテンサイトの短径に対する長径の比が５．０以上である。これはマルテンサイトのアスペクト比が大きく、いわゆる針状組織であることを示す。当該比が５．０未満の場合、本実施形態におけるマルテンサイトの針状組織が崩れていることを意味する。上記比を５．０以上とすることにより、フェライトとマルテンサイトとの間に形成されるエピタキシャルフェライトの幅（厚み）が薄くなり、エピタキシャルフェライト中の転位密度を高めることができる。これにより、フェライトとマルテンサイトとの間に好適な降伏強度を有するエピタキシャルフェライトを形成することができ、鋼板を加工する際の歪速度が大きい領域においても、高い降伏強度を得ることができる。上記比は好ましくは６．０以上であり、より好ましくは７．０以上である。
　次に、マルテンサイトの短径に対する長径の比の測定方法について説明する。
　まず、上記画像処理により特定した各マルテンサイトの面積を測定する。次に、各マルテンサイトにおける長径を測定する。ここで、長径とは、マルテンサイトの周上の二点を結ぶ線分の最大長さである。続いて、各マルテンサイトについて、その面積を長径で割った値を短径として算出する。最後に、各マルテンサイトにおいて、短径に対する長径の比を算出し、その平均値を求める。
　＜圧延方向に垂直な方向の断面において、エピタキシャルフェライトとフェライトとの界面の長さＡと、エピタキシャルフェライトとマルテンサイトとの界面の長さＢとの比であるＡ／Ｂ：１．５超＞
　本実施形態に係る鋼板では、圧延方向に沿った、鋼板の表面から垂直な断面において、エピタキシャルフェライトとフェライトとの界面の長さＡとエピタキシャルフェライトとマルテンサイトとの界面の長さＢとの比であるＡ／Ｂが１．５超である。当該比が１．５超であると、マルテンサイトとフェライトとの界面にエピタキシャルフェライトが十分に存在することになり、曲げ加工などにより歪速度が大きい領域において降伏強度が好適に上昇する。この結果、当該部位における板厚の減少を抑制できるため、好適な部材剛性が得られる。
　Ａ／Ｂは好ましくは１．７以上であり、より好ましくは１．８以上である。
　Ａ／Ｂの上限は特に制限されないが、エピタキシャルフェライトの割合とマルテンサイトの長径と短径の比を考慮して、３．０としても良い。
　次に、上述のＡ／Ｂの測定方法について説明する。
　図１は、エピタキシャルフェライトとフェライトとの界面の長さＡと、エピタキシャルフェライトとマルテンサイトとの界面の長さＢと、の一例を示す模式図である。各組織の領域は画像処理ソフトで識別することができる。画像処理ソフトで得られる視野全体におけるエピタキシャルフェライトとフェライトとの界面の長さＡと、エピタキシャルフェライトとマルテンサイトとの界面の長さＢの比がＡ／Ｂになる。
　＜引張強度：９８０ＭＰａ以上＞
　本実施形態に係る鋼板の引張強度（ＴＳ）は、９８０ＭＰａ以上である。
　なお、引張強度は、焼鈍鋼板から圧延方向に対し垂直方向にＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載のＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に沿って引張試験を行うことで測定する。
　＜歪み速度０．００１／秒と０．０１／秒での０．２％耐力（ＹＰ）の差が７ＭＰａ以上＞
　本実施形態に係る鋼板では、鋼板を変形した際の高歪速度領域における板厚減少の抑制に寄与する優位な特性として、歪み速度０．００１／秒と０．０１／秒での０．２％耐力（ＹＰ）の差が７ＭＰａ以上となることがより好ましい。
　ＹＰの差は、焼鈍鋼板から圧延方向に対し垂直方向にＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載のＪＩＳ５号引張試験片を採取し、歪み速度０．００１／秒と０．０１／秒でのＹＰを求め、これらの差を算出することで求められる。
　なお、本実施形態の鋼板は、表面に溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、または電気亜鉛めっき層を有していてもよい。このようにめっき層が形成される場合でも本実施形態の鋼板は所望の特性を発揮する。
　［鋼板の製造方法］
　次に、本実施形態の鋼板を得るための製法の一例について説明する。
　本実施形態に係る鋼板の製造方法は、上述の化学組成を有するスラブを熱間圧延して、旧オーステナイト粒径が３０μｍ未満である熱延鋼板とする熱間圧延工程と、
　前記熱延鋼板に対して平均冷却速度２０℃／秒以上の冷却速度で５００℃以下ま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５００℃以下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酸洗し、３０％以下の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板とする冷間圧延工程と、
　前記冷延鋼板の板厚中心部を（Ａｃ３点－１００）℃～９００℃の第１の温度域に加熱し、前記第１の温度域にて５秒以上均熱する焼鈍工程と、
　前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、７５０℃～５５０℃の第２の温度域において２．５℃／秒～５０℃／秒の平均冷却速度で冷却する焼鈍冷却工程と、
を有する。
　（熱間圧延工程）
　熱間圧延工程では、上述の化学成分を有するスラブを熱間圧延して熱延鋼板とする。なお、熱延鋼板の光学顕微鏡写真を用いた線分法で求めた旧オーステナイト粒径の平均値が３０μｍ未満となるよう熱間圧延を行う。この熱間圧延工程は、粗圧延工程および複数の圧延スタンドに連続してスラブを通過させて圧延を行う仕上げ圧延工程を含む。
　熱延鋼板の旧オーステナイト粒径を３０μｍ未満とすることで、その後の焼鈍工程において変態したオーステナイト同士が連結して塊状のオーステナイトとなることを抑制できる。塊状のオーステナイトへの連結を抑制することで、マルテンサイトのアスペクト比を大きくする（短径に対する長径の比が５．０以上）ことができる。
　なお、熱延鋼板の旧オーステナイト粒径は、鋼板の圧延方向に沿っており、且つ、板面に垂直な断面において、観察面をナイタール腐食し、光学顕微鏡で１００～５００倍の倍率で組織を観察することにより、線分法にて測定する。以下に、熱延鋼板の旧オーステナイト粒径を３０μｍ未満とするために好適な熱間圧延条件の一例を示す。旧オーステナイト粒径は、熱延鋼板の板厚１／４位置で測定する。
　最終の圧延スタンドから３段目の圧延スタンドにおける圧延開始温度：８００～１０００℃
　本実施形態に係る鋼板の製造方法では、最終の圧延スタンド（以下、最終圧延スタンドと呼称する場合がある）から３段目の圧延スタンドにおける圧延開始温度（以下、単に圧延開始温度と呼称する場合がある）を８００～１０００℃とする。圧延開始温度を８００℃以上とすることにより、圧延反力が高まることを抑制し、所望の板厚を安定して得ることが容易になるため、好ましい。一方、圧延開始温度を１０００℃以下とすることにより、旧オーステナイト粒の粗大化を抑制できるため、好ましい。なお、仕上圧延完了温度は、硬質組織を確保する観点から８００℃以上とする。
　ここで、最終圧延スタンドから３段目の圧延スタンドとは、例えば、７台の圧延スタンドで連続圧延を行う場合は、５台目の圧延スタンドを指す。
　仕上げ圧延の後段３段の圧延スタンドにおける圧下率：それぞれ１０％超
　仕上げ圧延工程では、複数の圧延スタンドに連続してスラブを通過させて圧延を行う。このとき、後段３段の圧延スタンドにおける圧下率を、それぞれ１０％超として圧延を行うことが好ましい。ここで、後段３段の圧延とは、最後の３段の圧延スタンドを用いた圧延を意味する。例えば、７台の圧延スタンドで連続圧延を行う場合は、５台目から７台目の圧延スタンドでの圧延を意味する。後段３段の圧下率をそれぞれ１０％超とすることにより、十分な圧延歪みを導入できるため、オーステナイト粒を十分に細粒化することができる。仕上げ圧延の後段３段の圧延スタンドにおける圧下率は、より好ましくは２０％以上とする。仕上げ圧延の後段３段の各圧延スタンドにおける圧下率の上限は特に限定されないが、製造性の観点から４０％以下と定めてもよい。
　仕上げ圧延の後段３段の圧延スタンドにおける各圧延スタンド間のパス間時間：３．０秒以内
　仕上げ圧延の後段３段の圧延スタンドにおける各圧延スタンド間のパス間時間は、好ましくは３．０秒以内である。これにより、パス間での回復・再結晶が抑制され、歪みを十分に累積することが容易となる。各圧延スタンド間のパス間時間は、より好ましくは２．０秒以内とする。各圧延スタンド間のパス間時間の下限は特に限定されず、短いほど好ましく、理想的には０であるが、圧延スタンドの性能上、０．１秒以上と定めてもよい。
　仕上げ圧延の後段３段の圧延スタンドにおけるｎ段目の圧延スタンドの出側の温度Ｔｎと、（ｎ＋１）段目の圧延スタンドの入側の温度Ｔｎ＋１と、の差分である（Ｔｎ－Ｔｎ＋１）：１０℃超
　仕上げ圧延の後段３段の圧延スタンドにおけるｎ段目の圧延スタンドの出側の温度Ｔｎと、（ｎ＋１）段目の圧延スタンドの入側の温度Ｔｎ＋１と、の差分である（Ｔｎ－Ｔｎ＋１）を制御することで、歪を好適に累積できる。（Ｔｎ－Ｔｎ＋１）を１０℃超とすることで、パス間での回復・再結晶が抑制され、仕上げ圧延工程における歪みを十分に累積できるため、好ましい。なお、ｎ段目の圧延スタンドについて、スラブ（又は鋼板）の搬送方向へ向けてｎが増加する。すなわち、スラブ（又は鋼板）は、ｎ段目の圧延スタンドを通過した後に、ｎ＋１段目の圧延スタンド、ｎ＋２段目の圧延スタンドを順次通過する。
　（冷却工程）
　熱間圧延工程後、上記のように熱間圧延された鋼板（以下、熱延鋼板と呼称する場合がある）を２０℃／秒以上の冷却速度で５００℃以下の冷却停止温度まで冷却する。この冷却工程は、鋼板の大部分を硬質組織（低温変態組織）とし、焼鈍中および冷却後の組織を針状組織とするために必要な工程である。平均冷却速度を２０℃／秒以上にすることにより、フェライト変態やパーライト変態が抑制され、後の針状組織の元となる硬質組織が得られる。平均冷却速度は、好ましくは３０℃／秒以上、より好ましくは４０℃／秒以上である。上限は特に限定されないが、製造性の観点から、１００℃／秒以下としても良い。ただし、５００℃より低い温度では、低温変態組織に変態するため、平均冷却速度は限定されない。
　（巻き取り工程）
　次に、上記冷却工程において冷却された熱延鋼板を巻き取る。この巻取工程において、巻き取り温度は５００℃以下が好ましい。このようにして巻き取られた本実施形態の熱延鋼板は、針状組織を有するため、後の冷間圧延および連続焼鈍工程を経ることで、所定のアスペクト比を有する針状のマルテンサイト組織を得ることが可能となる。
　（冷間圧延工程）
　次に、巻き取り工程後の熱延鋼板を酸洗し、３０％以下の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板とする。なお冷延率０％とは冷延を行わないことを意味する。
　酸洗は、熱延鋼板の表面の酸化物を除去するための工程であり、酸洗回数は１回でも複数回でもよい。
　冷間圧延の圧下率を３０％以下にすることで、熱間圧延工程で導入された針状組織が維持されるため、所望の金属組織を得ることができる。
　（焼鈍工程）
　上記工程の後に焼鈍工程を行い、所望の金属組織を得る。焼鈍工程では、鋼板を（Ａｃ３点－１００℃）以上かつ、９００℃以下の温度域（以下、第１の温度域と呼称する場合がある）に加熱した後、第１の温度域で５秒以上温度保持（均熱）する。第１の温度域における温度保持において、鋼板の温度は一定である必要はない。
　鋼板を（Ａｃ３点－１００℃）以上９００℃以下に加熱する理由は、板厚中心部をフェライトおよびオーステナイトの二相域に加熱することで、所望の割合の金属組織を得るためである。また、焼鈍工程における加熱温度を９００℃以下とすることにより、オーステナイトの針状組織を維持することができる。
　なお、Ａｃ３点は下記（式１）によって求められる。
　　Ａｃ３＝９１０－２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ－２５（Ｍｎ＋Ｃｒ）＋７００Ｐ－２０Ｃｕ－１５．２Ｎｉ＋３１．５Ｍｏ＋４００Ｔｉ＋１０４Ｖ＋１２０Ａｌ・・（式１）
　ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、ＶおよびＡｌは各元素の含有量［質量％］である。
　（焼鈍冷却工程）
　焼鈍工程後の鋼板に対して、７５０℃以下５５０℃以上の温度域（以下、第２の温度域と呼称する場合がある）を平均冷却速度２．５℃／秒以上５０℃／秒以下で冷却する。第２の温度域における冷却速度をこの範囲に制御することにより、フェライトの周囲に所望のエピタキシャルフェライトが生成する。本実施形態において、Ａｌを一定量含有させることでエピタキシャルフェライトの生成が促進される。平均冷却速度を２．５℃／秒以上にすることで、フェライトが過剰に生成して鋼板の強度が不足することを抑制できる。平均冷却速度の下限は、好ましくは５℃／秒、より好ましくは１０℃／秒である。また、平均冷却速度を５０℃／秒以下とすることにより、十分な量のエピタキシャルフェライトを生成できる。そのため、平均冷却速度の上限は、好ましくは４０℃／秒である。なお均熱炉を出た時点を焼鈍冷却工程の開始時とし、冷却帯を出た時点、または鋼板の温度が５５０℃に達した時点の、どちらか早い時点を焼鈍冷却工程の終了時とする。
　なお、Ａｌ含有量が十分ではない場合には、上記平均冷却速度を２．５℃／秒以上５０℃／秒以下に制御しても、エピタキシャルフェライトは十分に生成しない。
　所望の金属組織割合を得るために、７５０℃より高い温度では、フェライト変態やパーライト変態を抑制できる平均冷却速度を適宜制御可能である。また、５５０℃より低い温度では、所望の硬質組織の分率を得るために、平均冷却速度は適宜制御可能である。５５０℃以下の温度域では、硬質組織としてマルテンサイトを得るため、２０℃／秒以上の平均冷却速度で１００℃以下まで冷却することがより好ましい。また硬質組織としてベイナイトを得るため、１５０℃以上５５０℃以下の温度域で１０秒以上の等温保持を施しても良い。
　焼鈍冷却工程後の鋼板の表面に溶融亜鉛めっきや電気亜鉛めっきを施してもよい。これによって、溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。溶融亜鉛めっきを施す場合、鋼板を浸漬する溶融亜鉛めっき浴の温度は従来から適用されている条件でよい。すなわち、溶融亜鉛めっき浴の温度は、例えば４４０℃以上５５０℃以下とされる。
　また、上記のように溶融亜鉛めっきを施した後、加熱合金化処理を施してもよい。これによって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。加熱合金化処理する場合の合金化の加熱温度は、従来から適用されている条件でよい。すなわち、合金化の加熱温度は、例えば３００℃以上６００℃以下とされる。合金化の加熱方式は特に限定されるものではなく、燃焼ガスによる直接加熱や、誘導加熱、直接通電加熱等、従来からの溶融めっき設備に応じた加熱方式を用いることができる。合金化処理の後、鋼板は２００℃以下に冷却され、必要により調質圧延を施される。
　また、電気亜鉛めっき鋼板を製造する方法としては、次の例が挙げられる。例えば、上記の鋼板に対し、めっきの前処理として、アルカリ脱脂、水洗、酸洗、並びに水洗を実施する。その後、前処理後の鋼板に対し、例えば、液循環式の電気めっき装置を用い、めっき浴として硫酸亜鉛、硫酸ナトリウム、硫酸からなるものを用い、電流密度１００Ａ／ｄｍ２程度で所定のめっき厚みになるまで電解処理する。
　本実施形態を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
　＜製造方法＞
　表１－１及び表１－２に示される化学組成を有するスラブを鋳造した。鋳造後のスラブに対して、表２－１～表２－３に記載の条件で熱間圧延工程、冷却工程及び巻き取り工程を施した。酸洗後、表２－１～表２－３に記載の圧下率で冷間圧延を施した。冷間圧延工程後、表２－１～表２－３に示す条件で冷延鋼板に焼鈍工程及び焼鈍冷却工程を施した。
　一部の例については、焼鈍工程後に溶融亜鉛めっき及び合金化処理を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　＜金属組織の測定＞
　得られた焼鈍鋼板から、ＳＥＭ観察用試験片を採取し、圧延方向および板厚方向に平行な断面を研磨した後、以下の方法で各組織を同定し、体積率を測定した。各組織の体積率を表３－１～表３－３に示した。
　残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線を用いて回折強度を測定して算出した。
　Ｘ線を用いる測定では、試料の板面から深さ１／４の位置までを機械研磨及び化学研磨により除去した。板厚１／４の位置において、ＭｏＫα線を用いて、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組織分率を算出した。一般的な算出方法として５ピーク法を用いた。
　パーライトの同定は、以下の手順で行った。試料の観察面をナイタール試薬で腐食し、板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲で１００μｍ×１００μｍ領域を、ＦＥ－ＳＥＭを用いて、３０００倍の倍率で観察した。組織内部に含まれるセメンタイトの位置およびセメンタイトの配列から、フェライトとセメンタイトがラメラ状に並んでいる領域を、パーライトと判別した。面積率は、画像解析ソフトウェアＩｍａｇｅ　Ｊを用いて画像解析を行うことにより求めた。
　フェライトおよびエピタキシャルフェライトの同定は、以下の手順で行った。試料の観察面を、ナイタール試薬として特に３％硝酸とエタノールの混合液で腐食し、板厚の１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲内で１００μｍ×１００μｍ領域を、ＦＥ－ＳＥＭを用いて、３０００倍の倍率で観察した。均一なコントラストの部分（結晶粒内にブロックやパケットなどの下部組織やセメンタイト、残留オーステナイトを含まず、単一の均一なコントラストに表れる部分）をフェライトおよびエピタキシャルフェライトと判断した。画像解析ソフトウェアＩｍａｇｅ　Ｊを用いて画像解析により算出した面積率を、フェライトおよびエピタキシャルフェライトの面積率とみなした。
　フェライトとエピタキシャルフェライトを区別するために、観察条件を、加速電圧１５ｋＶ、ＷＤ１０ｍｍに設定した。画像解析ソフトウェアＩｍａｇｅ　Ｊを用いて画像解析した観察画像のなかで、明度が全体の８５％以上にピークを持つ組織はマルテンサイト、６０％以上８５％未満にピークを持つ組織はフェライト、４５％以上６０％未満にピークを持つ組織はエピタキシャルフェライトと判断した。これにより、フェライトとエピタキシャルフェライトを区別することができ、フェライトおよびエピタキシャルフェライト中のエピタキシャルフェライトの割合を算出した。
　ベイナイトの同定は、以下の手順で行った。試料の観察面をレペラ液でエッチングし、板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲内で１００μｍ×１００μｍの領域を、ＦＥ－ＳＥＭを用いて、３０００倍の倍率で観察した。組織内部に含まれるセメンタイトの位置およびセメンタイトの配列から、ベイナイトを判別した。具体的には、セメンタイトが複数のバリアントを有するものをベイナイトと判別し、画像解析ソフトウェアＩｍａｇｅ　Ｊを用いてその面積率を求めた。
　マルテンサイトの同定は、以下の手順で行った。試料の観察面をレペラ液でエッチングし、板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲内で１００μｍ×１００μｍの領域を、ＦＥ－ＳＥＭを用いて、３０００倍の倍率で観察した。レペラ腐食では、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは腐食されにくく、これらの組織の面積率を、マルテンサイト及び残留オーステナイトの合計面積率とした。この腐食されていない領域の面積率を画像解析ソフトウェアＩｍａｇｅ　Ｊを用いて求め、Ｘ線で測定した残留オーステナイトの体積率を引算して、マルテンサイトの面積率を算出した。
　＜圧延方向に垂直な方向の断面において、エピタキシャルフェライトとフェライトとの界面の長さＡとエピタキシャルフェライトとマルテンサイトとの界面の長さＢとの比であるＡ／Ｂ＞
　以下の方法でエピタキシャルフェライトとフェライトとの界面の長さＡとエピタキシャルフェライトとマルテンサイトとの界面の長さＢとの比であるＡ／Ｂを測定した。
　前述のように、各組織の領域を画像処理ソフトで識別し、画像処理ソフトで得られるエピタキシャルフェライトとフェライトとの界面の長さＡとエピタキシャルフェライトとマルテンサイトとの界面の長さＢとの比をＡ／Ｂとした。
　結果を表３に示した。
　＜マルテンサイトの短径に対する長径の比＞
　以下の方法でマルテンサイトの短径に対する長径の比（アスペクト比）を測定した。
　上記画像処理により特定した各マルテンサイトの面積を測定した。次に、各マルテンサイトにおける長径を測定した。ここで、長径とは、マルテンサイトの周上の二点を結ぶ線分の最大長さとした。続いて、各マルテンサイトについて、その面積を長径で割った値を短径として算出した。最後に、各マルテンサイトにおいて、短径に対する長径の比率を算出し、その平均値を求めた。
　結果を表３－１～表３－３に示した。
　＜引張強度＞
　鋼板から圧延方向に対し垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に沿って引張試験を行うことで、引張強度を測定した。
　引張強度の測定結果を表３－１～表３－３に示した。
　＜歪み速度０．００１／秒と０．０１／秒での０．２％耐力（ＹＰ）の差＞
　歪み速度０．００１／秒と０．０１／秒での０．２％耐力（ＹＰ）の差は、鋼板から圧延方向に対し垂直方向にＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載のＪＩＳ５号引張試験片を採取し、歪み速度０．００１／秒と０．０１／秒でのＹＰの差を求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表１－１～表３－３に示したように、本実施形態の要件を充足する実施例では、所望の特性が得られていた。一方、本実施形態の要件を少なくとも一つでも充足しない比較例では、所望の特性が得られていなかった。具体的には以下の通りである。
　Ｎｏ．４４は、Ｃ量が少なかったために、所望の金属組織が得られず、所望の強度が得られなかった。
　Ｎｏ．４５は、Ｃ量が多かったために、引張試験において弾性域で破断した。
　Ｎｏ．４６は、ＭｎとＣｒの合計量が少ないために、所望の金属組織が得られず、所望の強度が得られなかった。
　Ｎｏ．４７は、ＭｎとＣｒの合計量が多かったために、エピタキシャルフェライトが十分に生成せず、所望の降伏強度の増加量が得られなかった。
　Ｎｏ．４８は、Ａｌ量が少なかったために、エピタキシャルフェライトが十分に生成せず、所望の降伏強度の増加量が得られなかった。
　Ｎｏ．４９は、Ａｌ量が多かったために、Ａｌによる脆化が顕著でスラブが割れたため、その後の試験を中止した。
　Ｎｏ．５０は、最終圧延スタンドから３段目の圧延スタンドにおける圧延の開始温度が低く、圧延荷重が高まったことで圧延不可であったため、その後の試験を中止した。
　Ｎｏ．５０’は最終圧延スタンドから３段目の圧延スタンドにおける圧延の開始温度が高かったため、マルテンサイトのアスペクト比が５．０以上とならず、またマルテンサイトの周囲の好適なエピタキシャルフェライトが得られず、所望の降伏強度の増加量が得られなかった。
　Ｎｏ．５１は、仕上げ圧延の後段３段目の圧延スタンドでの圧下率が低かったため、針状のマルテンサイトおよびその周囲の好適なエピタキシャルフェライトが得られず、所望の降伏強度の増加量が得られなかった。
　Ｎｏ．５２は、仕上げ圧延の後段２段目の圧延スタンド及び後段１段目（つまり、最終圧延スタンド）での圧下率が低かったため、針状のマルテンサイトおよびその周囲の好適なエピタキシャルフェライトが得られず、所望の降伏強度の増加量が得られなかった。
　Ｎｏ．５３は、仕上げ圧延の後段１段目（つまり、最終圧延スタンド）の圧下率が低かったため、針状のマルテンサイトおよびその周囲の好適なエピタキシャルフェライトが得られず、所望の降伏強度の増加量が得られなかった。
　Ｎｏ．５４は、圧延スタンド間のパス間時間の最大値が３．０秒超であったため、針状のマルテンサイトおよびその周囲の好適なエピタキシャルフェライトが得られず、所望の降伏強度の増加量が得られなかった。
　Ｎｏ．５５は、仕上げ圧延の後段３段の圧延スタンドにおけるｎ段目の前記圧延スタンドの出側の温度Ｔｎと、（ｎ＋１）段目の前記圧延スタンドの入側の温度Ｔｎ＋１と、の差分である（Ｔｎ－Ｔｎ＋１）の最大値が１０℃以下であったため、針状のマルテンサイトおよびその周囲の好適なエピタキシャルフェライトが得られず、所望の降伏強度の増加量が得られなかった。
　Ｎｏ．５６は、冷却工程の平均冷却速度が２０℃／秒未満であったため、針状のマルテンサイトおよびその周囲の好適なエピタキシャルフェライトが得られず、所望の降伏強度の増加量が得られなかった。
　Ｎｏ．５７は、冷却工程の冷却停止温度が５００℃超であったため、針状のマルテンサイトおよびその周囲の好適なエピタキシャルフェライトが得られず、所望の降伏強度の増加量が得られなかった。
　Ｎｏ．５８は、巻取温度が５００℃超であったため、針状のマルテンサイトおよびその周囲の好適なエピタキシャルフェライトが得られず、所望の降伏強度の増加量が得られなかった。
　Ｎｏ．５９は、冷間圧延工程の圧下率が３０％超であったため、熱延鋼板で生成させた針状組織を維持することができず、所望の降伏強度の増加量が得られなかった。
　Ｎｏ．６０は、焼鈍工程における均熱温度が（Ａｃ３点－１００）℃未満であったため、所望の金属組織が得られず、引張強度が不十分であり、所望の降伏強度の増加量が得られなかった。
　Ｎｏ．６１は、焼鈍工程における均熱温度が９００℃超であったため、所望の金属組織が得られず、また熱延鋼板で生成させた針状組織を維持することができず、所望の降伏強度の増加量が得られなかった。
　Ｎｏ．６２は、焼鈍冷却工程における平均冷却速度が２．５℃／秒未満であったため、所望の金属組織が得られず、引張強度が不十分であった。
　Ｎｏ．６３は、焼鈍冷却工程における平均冷却速度が５０℃／秒超であったため、エピタキシャルフェライトが十分に得られず、所望の降伏強度の増加量が得られなかった。
　本発明によれば、引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、かつ、曲げ加工を行っても好適な部材剛性を有する鋼板及びその製造方法を提供できるため、産業上極めて有用である。

Claims (9)

  1. 　化学組成が、質量%で、
    　Ｃ：０．０５０％以上、０．５００％以下、
    　Ｓｉ：０．０１％以上、２．５０％以下、
    　Ｍｎ＋Ｃｒ：１．２０％以上、４．００％以下、
    　Ａｌ：０．１０％以上、２．００％以下、
    　Ｐ：０％以上、０．１００％以下、
    　Ｓ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ｎ：０％以上、０．０１０％以下、
    　Ｏ：０％以上、０．００６％以下、
    　Ｍｏ：０％以上、１．０００％以下、
    　Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下、
    　Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、
    　Ｂ：０％以上、０．０１０％以下、
    　Ｖ：０％以上、０．２００％以下、
    　Ｃｕ：０％以上、１．０００％以下、
    　Ｗ：０％以上、０．１００％以下、
    　Ｔａ：０％以上、０．１００％以下、
    　Ｎｉ：０％以上、１．０００％以下、
    　Ｓｎ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ｃｏ：０％以上、０．５００％以下
    　Ｓｂ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ａｓ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ｍｇ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ｃａ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ｙ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ｚｒ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ｌａ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ｃｅ：０％以上、０．０５０％以下
    を含み、残部が鉄および不純物からなり、
    　表面から板厚１／４の位置における金属組織が、体積率で、
    　　フェライト及びエピタキシャルフェライト：１０％以上、５０％未満、
    　　フェライト及びエピタキシャルフェライトの合計体積率に対するエピタキシャルフェライトの割合：５％以上、３０％以下、
    　　マルテンサイト：２０％以上、７０％以下、
    　　ベイナイト：５０％以下、
    　　残留オーステナイト：１５％以下、及び、
    　　残部組織：５％以下、
    を含有し、前記ベイナイト、前記残留オーステナイトおよび前記残部組織の合計体積率は５０％以下であり、
    　前記表面から板厚１／４の位置における、圧延方向に沿っており、かつ、前記表面に対して垂直な断面において、前記エピタキシャルフェライトと前記フェライトとの界面の長さＡと前記エピタキシャルフェライトと前記マルテンサイトとの界面の長さＢとの比であるＡ／Ｂが１．５超であり、
    　前記マルテンサイトの短径に対する長径の比が５．０以上であり、かつ
    　引張強度が９８０ＭＰａ以上である、
    鋼板。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｍｏ：０．０１０～１．０００％、
    　Ｂ：０．０００１～０．０１０％、
    　Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、
    　Ｎｂ：０．０１０～０．２００％、
    　Ｖ：０．０１０～０．２００％、
    　Ｃｕ：０．００１～１．０００％、及び、
    　Ｎｉ：０．００１～１．０００％
    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に記載の鋼板。
  3. 　前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する、請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　前記鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する、請求項１または２に記載の鋼板。
  5. 　前記鋼板の表面に電気亜鉛めっき層を有する、請求項１または２に記載の鋼板。
  6. 　質量%で、
    　Ｃ：０．０５０％以上、０．５００％以下、
    　Ｓｉ：０．０１％以上、２．５０％以下、
    　Ｍｎ＋Ｃｒ：１．２０％以上、４．００％以下、
    　Ａｌ：０．１０％以上、２．００％以下、
    　Ｐ：０％以上、０．１００％以下、
    　Ｓ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ｎ：０％以上、０．０１０％以下、
    　Ｏ：０％以上、０．００６％以下、
    　Ｍｏ：０％以上、１．０００％以下、
    　Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下、
    　Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、
    　Ｂ：０％以上、０．０１０％以下、
    　Ｖ：０％以上、０．２００％以下、
    　Ｃｕ：０％以上、１．０００％以下、
    　Ｗ：０％以上、０．１００％以下、
    　Ｔａ：０％以上、０．１００％以下、
    　Ｎｉ：０％以上、１．０００％以下、
    　Ｓｎ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ｃｏ：０％以上、０．５００％以下
    　Ｓｂ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ａｓ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ｍｇ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ｃａ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ｙ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ｚｒ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ｌａ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ｃｅ：０％以上、０．０５０％以下
    を含み、残部が鉄および不純物からなる化学組成を有するスラブを熱間圧延して、旧オーステナイト粒径が３０μｍ未満である熱延鋼板とする熱間圧延工程と、
    　前記熱延鋼板に対して平均冷却速度２０℃／秒以上で５００℃以下ま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、５００℃以下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酸洗し、３０％以下の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板とする冷間圧延工程と、
    　前記冷延鋼板を（Ａｃ３点－１００）℃～９００℃の第１の温度域に加熱し、前記第１の温度域にて５秒以上均熱する焼鈍工程と、
    　前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、７５０℃～５５０℃の第２の温度域を２．５℃／秒～５０℃／秒の平均冷却速度で冷却する焼鈍冷却工程と、
    を有する、鋼板の製造方法。
  7. 　前記熱間圧延工程は、複数の圧延スタンドに連続して前記スラブを通過させて圧延を行う仕上げ圧延工程を有し、
    　前記仕上げ圧延工程は：
    　　最終の前記圧延スタンドから３段目の前記圧延スタンドにおける圧延開始温度が８００℃～１０００℃であり；
    　　前記仕上げ圧延工程の後段３段の前記圧延スタンドにおいて、それぞれ圧下率１０％超で圧延し；
    　　前記仕上げ圧延工程の前記後段３段の圧延スタンドにおける各圧延スタンド間のパス間時間が３．０秒以内であり；
    　　前記仕上げ圧延工程の前記後段３段の圧延スタンドにおけるｎ段目の前記圧延スタンドの出側の温度Ｔｎと、（ｎ＋１）段目の前記圧延スタンドの入側の温度Ｔｎ＋１と、の差分である（Ｔｎ－Ｔｎ＋１）が１０℃超である、
    請求項６に記載の鋼板の製造方法。
  8. 　前記焼鈍冷却工程後の前記冷延鋼板を、溶融亜鉛めっき浴に浸漬することにより溶融亜鉛めっきを形成する、請求項６又は７に記載の鋼板の製造方法。
  9. 　前記溶融亜鉛めっきを、３００℃～６００℃の温度域で合金化する、請求項８に記載の鋼板の製造方法。
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