WO2020208979A1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet and a method for producing the same.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2019-075691 filed in Japan on April 11, 2019, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • Patent Document 1 discloses a high-strength steel sheet having a tensile strength of 900 MPa or more that can achieve both high strength and excellent moldability.
  • ferrite is 5% or more and 80% or less
  • autotempered martensite is 15% or more
  • bainite is 10% or less
  • retained austenite is 5% or less
  • as-quenched Martensite is 40% or less
  • the average hardness of autotempered martensite is HV ⁇ 700
  • the average number of iron-based carbides of 5 nm or more and 0.5 ⁇ m or less in autotempered martensite is 5 ⁇ per 1 mm 2. is 10 4 or more.
  • Patent Document 2 discloses a thin steel sheet having a tensile strength of 900 MPa or more, good weldability, and good elongation.
  • the thin steel plate of Patent Document 2 contains ferrite in an area ratio of 25% or more and 65% or less, martensite in which iron-based carbides are precipitated in martensite grains in an area ratio of 35% or more and 75% or less.
  • the total area ratio of non-martensite is 20% or less (including 0%), the average particle size of the ferrite and the martensite is 5 ⁇ m or less, respectively, and Si on the interface between the ferrite and the martensite and It is disclosed that it has a steel structure in which the total amount of Mn is 5% or more in atomic concentration.
  • Patent Document 3 contains a total of 60 area% or more of ferrite and bainite, and 3 area% or more and 20 area% or less of retained austenite, and the average particle size of the ferrite and bainite is 0.5 ⁇ m or more, 6 It has a steel structure of 0.0 ⁇ m or less and a C concentration in the retained austenite of 0.5 mass% or more and 1.2 mass% or less, and is Mn-enriched in the rolling direction at a depth of 50 ⁇ m from the steel sheet surface.
  • It has an element concentration distribution in which the average spacing between the part and the Si-enriched part in the direction perpendicular to rolling is 1000 ⁇ m or less, the maximum depth of cracks on the surface of the steel sheet is 4.5 ⁇ m or less, and the width is 6 ⁇ m or less and the depth is 2 ⁇ m. It has a surface texture with the number density of the above cracks being 10 pieces / 50 ⁇ m or less, and the work hardening index (n 3) in the plastic strain region where the tensile strength (TS) is 800 MPa or more and 1200 MPa or less, 3% or more, and 8% or less.
  • TS tensile strength
  • a cold-rolled steel sheet having mechanical properties in which -8 ) is 0.10 or more and the bendability satisfies the following equation (1) is disclosed.
  • the present invention relates to high-strength steel sheets (galvanized steel sheets, galvanized steel sheets, galvanized steel sheets, It is an object of the present invention to provide a steel sheet having excellent formability, strength and impact resistance (including an alloyed galvanized steel sheet and an alloyed galvanized steel sheet), and a method for producing the same.
  • the high strength means that the maximum tensile stress (TS) required to absorb sufficient energy at the time of impact deformation is 900 MPa or more as the strength of the steel sheet.
  • the present inventors have diligently studied a method for solving the above problems.
  • macrohomogeneity the homogeneity at the millimeter level (hereinafter referred to as macrohomogeneity) of the steel plate
  • the microstructure is a micrometer level as a structure including a hard structure mainly composed of a soft structure and martensite.
  • micro-homogeneity By making the inhomogeneous structure with reduced homogeneity (hereinafter referred to as micro-homogeneity), the localization of impact deformation can be suppressed, and (ii) such a hard structure has cementite and transition carbides. It was found that by including it, plastic deformation can be easily started at the time of impact and the occurrence of fracture can be suppressed.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the steel plate according to one aspect of the present invention has a chemical composition of% by mass, C: 0.050% to 0.180%, Si: 0.01% to 1.20%, Mn: 0.80. % To 3.00%, Al: 0.005% to 0.600%, Ti: 0.005% to 0.120%, P: 0.050% or less, S: 0.0080% or less, N: 0 .0125% or less, O: 0.0040% or less, Nb: 0 to 0.075%, V: 0 to 1.000%, Cr: 0 to 1.50%, Ni: 0 to 1.50%, Cu : 0 to 1.50%, Mo: 0 to 1.00%, W: 0 to 1.000%, B: 0 to 0.0060%, Sn: 0 to 1.000%, Sb: 0 to 0.
  • the microstructure in the range from the position of 1/8 of the thickness to the position of 3/8 of the plate thickness in the plate thickness direction from the surface is ferrite: 10 to 75% and martensite: 20 to 90 in terms of body integration rate.
  • the cementite contained in the martensite satisfies the following formula (1), the density of transition carbides contained in the martensite is 1.0 ⁇ 10 13 pieces / m 3 or more, and the equivalent circle diameter is 10 ⁇ m or more.
  • the ratio of Hv max to the minimum value Hv min of the Vickers hardness is 1.40 or less, and when the distribution map of the Vickers hardness is created, the average value of the minimum distances between the peaks of the Vickers hardness is 1. It is .00 mm or less.
  • d i represents the particle diameter in the unit ⁇ m in i-th circularly equivalent diameter larger cementite particles
  • a i-equivalent diameter i th circularly indicates an aspect ratio in a large cementite particles.
  • the average particle size of the former austenite grains is 5.0 ⁇ m or less, and the average aspect ratio of the former austenite grains is 2.50 or less. It may be.
  • the martensite contained in the microstructure may have a dislocation of 1.0 ⁇ 10 13 / m 2 or more.
  • the steel sheet according to any one of [1] to [4] may have a galvanized layer formed on the surface thereof.
  • the steel sheet according to any one of [1] to [4] may have a zinc alloy plating layer formed on the surface thereof.
  • the Fe content in the zinc plating layer or the zinc alloy plating layer is 7.0% or more and 13.0% or less in mass%. You may.
  • the method for producing a steel sheet according to another aspect of the present invention is the method for producing the steel sheet according to [1] to [4], wherein the molten steel having the chemical composition according to [1] is surfaced.
  • a cold rolling process in which a rolled steel sheet is cold-rolled so that the total rolling reduction is 30 to 90% and the cold rolling completion temperature is 250 ° C. or lower to obtain a cold-rolled steel sheet, and the cold-rolled steel sheet is 760 ° C. or higher
  • the hot rolling step includes an annealing step of heating to an annealing temperature of Ac3 + 20 ° C. or lower and cooling to 80 ° C. or lower, and the hot rolling step satisfies the formula (2) under rolling at 1050 ° C. or higher, and the total rolling ratio.
  • the average cooling rate from the completion temperature of the hot rolling to 630 ° C. is 20 ° C./sec.
  • the formula (4) is satisfied in the temperature range of 630 to 500 ° C., and in the rolling step, the average heating rate in the temperature range of 400 to 550 ° C. is 3.0 ° C./in the heating process to the rolling temperature.
  • the formula (5) is satisfied, and in the temperature range of Ac1 to (Ac1 + 20) ° C., the average heating rate is 1.0 ° C./sec or more, from the rolling temperature.
  • the average cooling rate in the temperature range of 720 to 550 ° C. is 10 ° C./sec or more, and in the temperature range of 550 to (Ms-80) ° C., the formula (6) is satisfied, and Ms to (Ms-). 25)
  • the average cooling rate in the temperature range of ° C. is 10 ° C./sec or more, and the formula (7) is satisfied in the temperature range of Ms to 80 ° C.
  • [Nb], [Ti], [B] represents the content of each of, A 1, A 2, and A 3 is a constant term
  • T i is subjected to i-th rolling the temperature of the unit ° C.
  • T 'i is the average temperature of the unit ° C.
  • the temperature T i which has been subjected to i-th rolling and the temperature T i + 1 subjected to the i + 1 th rolling
  • h i is i It represents the thickness of the steel sheet obtained by performing the second rolling in units of mm.
  • R m + n is the heat in the temperature range of less than 1050 ° C. when the total number of times n of hot rolling at 1050 ° C.
  • C i is the i-th time range calculation start is an index representing the degree of progress of the bainite transformation
  • D i is the i-th time range from the start of calculation, cementite caused by bainite transformation It is an index showing the ease of generation of.
  • E 6 is the value on the middle side of the formula (6)
  • a 25 , A 26 , A 27 , A 28 , A 29 , A 30 , A 31 , and A 32 are constant terms.
  • Ms is the martensite transformation start temperature
  • T i is the average temperature in the i-th time range.
  • T i min among the T i up to i-th time range after reaching the Ms, which is the minimum value.
  • [Element symbol] indicates the content of each element in mass%, and dt divides the elapsed time from reaching the martensitic transformation start temperature in unit seconds to 80 ° C. into 10 equal parts. Indicates the time.
  • the holding time at the annealing temperature may be 3.0 seconds or more and 200 seconds or less in the annealing step.
  • the method for producing a steel sheet according to [8] or [9] may include a temper rolling step of performing temper rolling having an elongation rate of 3.00% or less after the annealing step.
  • the cold-rolled steel sheet may be subjected to hot-dip galvanizing treatment in the cooling process of the annealing step.
  • the cold-rolled steel sheet may be hot-dip galvanized in the cooling process of the annealing step.
  • an alloying treatment may be performed in the cooling process of the annealing step after the hot-dip galvanizing treatment or the hot-dip galvanizing alloy plating treatment.
  • a steel sheet having excellent moldability, strength and impact resistance, and a method for producing the same.
  • Such a steel plate is effective in reducing the weight of an automobile body by increasing the strength.
  • FIG. 1 It is a figure which shows the shape of the test piece of the notch tensile test. It is a schematic diagram of the hardness distribution in a steel sheet.
  • A shows the hardness distribution in the steel of the present invention
  • B is the hardness distribution in the comparative steel (an example in which the distances between the hardness peaks are excessively separated).
  • Indicates, and C indicates the hardness distribution in the comparative steel (an example in which the difference between the maximum value and the minimum value of hardness is excessively large).
  • FIG. 4A it is a schematic view showing how the deformation progressed further and the cracks generated in the coarse cementite in the martensite propagated to the surrounding martensite.
  • FIG. 4B it is a schematic view showing how the deformation further progresses and the crack penetrating the martensite propagates to the surrounding ferrite and another martensite in the vicinity.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention (the steel sheet according to the present embodiment) and its manufacturing conditions will be sequentially described.
  • the reason for limiting the component composition (chemical composition) of the steel sheet according to the present embodiment will be described.
  • % related to the component composition means mass%.
  • C 0.050 to 0.180% C is an element that greatly enhances the strength of steel. If the C content is less than 0.050%, sufficient tensile strength (maximum tensile strength) cannot be obtained. Therefore, the C content is set to 0.050% or more. In order to increase the tensile strength, the C content is preferably 0.060% or more, more preferably 0.070% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.180%, a large amount of retained austenite is generated after the heat treatment, and the impact resistance is not sufficiently improved. Therefore, the C content is set to 0.180% or less. In order to further improve the impact resistance, the C content is preferably 0.160% or less, more preferably 0.140% or less.
  • Si 0.01 to 1.20% Si is an element that refines iron-based carbides and contributes to improving the balance of strength-formability-impact resistance, but if Si is excessively contained, the steel becomes embrittled.
  • the Si content is set to 0.01% or more. Since Si particularly enhances the strength-moldability balance, the Si content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • the Si content is set to 1.20% or less.
  • solid solution Si is an element that promotes the destruction of ferrite. Therefore, when the impact resistance is further enhanced, the Si content is preferably 1.00% or less, more preferably 0.80% or less.
  • Mn 0.80 to 3.00%
  • Mn is an element that enhances the hardenability of steel and contributes to the improvement of strength. If the Mn content is less than 0.80%, a soft structure is formed in the cooling process of annealing, and it becomes difficult to secure the required strength. Therefore, the Mn content is set to 0.80% or more. It is preferably 1.00% or more, more preferably 1.20% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 3.00%, the macrohomogeneity in the steel sheet is impaired due to the uneven distribution of Mn during casting, and the impact resistance deteriorates. Therefore, the Mn content is set to 3.00% or less. From the viewpoint of ensuring good impact resistance, the Mn content is preferably 2.80% or less, and more preferably 2.60% or less.
  • Al 0.005 to 0.600%
  • Al is an element that functions as a deoxidizing material. If the Al content is less than 0.005%, the deoxidizing effect cannot be sufficiently obtained. Therefore, the Al content is set to 0.005% or more. It is preferably 0.010% or more, more preferably 0.020% or more.
  • Al is also an element that forms a coarse oxide that is the starting point of fracture and embrittles steel. When the Al content exceeds 0.600%, a large number of coarse oxides acting as a starting point of fracture are generated, and the slab is easily cracked. Therefore, the Al content is set to 0.600% or less. In order to improve the balance between moldability and impact resistance, the Al content is preferably 0.450% or less, more preferably 0.300% or less.
  • Ti 0.005 to 0.120%
  • Ti is an element that has the effect of reducing S, N, and O that form coarse inclusions that act as the starting point of fracture.
  • Ti is an element having the effect of refining the structure and enhancing the balance of strength-moldability-impact resistance.
  • the Ti content is set to 0.005% or more.
  • the Ti content is preferably 0.010% or more.
  • the Ti content is 0.120% or less.
  • the inclusion of Ti may suppress recrystallization during heating after cold rolling, and unrecrystallized ferrite may remain to deteriorate the moldability. From this point of view, the Ti content is preferably 0.075% or less, and more preferably 0.060% or less.
  • P 0.050% or less
  • P is an element that embrittles steel and embrittles the molten part generated by spot welding. If the P content exceeds 0.050%, the steel sheet becomes brittle and easily cracks in the production process. Therefore, the P content is set to 0.050% or less. From the viewpoint of productivity, P is preferably 0.035% or less, more preferably 0.020% or less.
  • the lower limit of the P content includes 0%, but if the P content is reduced to less than 0.001%, the manufacturing cost increases significantly. Therefore, 0.001% is a practical lower limit on the practical steel sheet.
  • S 0.0080% or less
  • S is an element that forms Mn sulfide and impairs moldability such as ductility, hole expandability, stretch flangeability, and bendability and impact resistance. If the S content exceeds 0.0080%, the moldability is significantly lowered, so the S content is set to 0.0080% or less. In order to improve the balance between moldability and impact resistance, the S content is preferably 0.0060% or less, more preferably 0.0040% or less.
  • the lower limit of the S content includes 0%, but if the S content is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost increases significantly. Therefore, 0.0001% is a practical lower limit on the practical steel sheet.
  • N 0.0125% or less
  • N is an element that forms a nitride and inhibits moldability such as ductility, hole expansion property, stretch flange property, and bendability. If the N content exceeds 0.0125%, the moldability deteriorates. Therefore, the N content is set to 0.0125% or less. Further, N is an element that causes welding defects during welding and hinders productivity. Therefore, the N content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0060% or less.
  • the lower limit of the N content includes 0%, but if the N content is reduced to less than 0.0005%, the manufacturing cost increases significantly, so 0.0005% is a practical lower limit on the practical steel sheet.
  • O 0.0040% or less
  • O is an element that forms an oxide and inhibits moldability such as ductility, hole expansion, stretch flangeability, and bendability.
  • the O content is set to 0.0040% or less. It is preferably 0.0030% or less, more preferably 0.0020% or less.
  • the lower limit of the O content includes 0%, but if the O content is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost increases significantly. Therefore, 0.0001% is a practical lower limit on the practical steel sheet.
  • Nb 0 to 0.075%
  • Nb is an element that contributes to the improvement of steel sheet strength by strengthening with precipitates, strengthening fine granulation by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and strengthening dislocations by suppressing recrystallization.
  • the lower limit of the Nb content includes 0%, but in order to sufficiently obtain the effect of improving the strength of Nb, the Nb content is preferably 0.005% or more, preferably 0.010%. The above is more preferable.
  • the Nb content is set to 0.075% or less. From the viewpoint of moldability, the Nb content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less.
  • V 0 to 1.000%
  • V is an element that contributes to the improvement of steel sheet strength by strengthening by precipitates, strengthening fine granulation by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and strengthening dislocations by suppressing recrystallization. Since V does not necessarily have to be contained, the lower limit of the V content includes 0%, but in order to sufficiently obtain the strength improving effect by the V content, the V content is preferably 0.010% or more, and 0. 030% or more is more preferable. On the other hand, when the V content exceeds 1.000%, a large amount of carbonitride is precipitated and the moldability is lowered. Therefore, the V content is set to 1.000% or less. It is preferably 0.200% or less.
  • Cr 0 to 1.50% Cr is an element that enhances hardenability of steel and contributes to improvement of steel sheet strength, and is an element that can replace a part of Mn. Since Cr does not necessarily have to be contained, the lower limit of the Cr content includes 0%, but in order to sufficiently obtain the strength improving effect due to the Cr content, the Cr content is preferably 0.05% or more. 20% or more is more preferable. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.50%, there is a concern that coarse Cr carbides that can serve as a starting point of fracture are formed. Therefore, the Cr content is set to 1.50% or less. It is preferably 0.80% or less.
  • Ni 0 to 1.50%
  • Ni is an element that suppresses phase transformation at high temperatures and contributes to the improvement of steel sheet strength, and is an element that can replace a part of Mn. Since Ni does not necessarily have to be contained, the lower limit of the Ni content includes 0%, but in order to sufficiently obtain the strength improving effect due to the Ni content, the Ni content is preferably 0.05% or more, and 0. 20% or more is more preferable. On the other hand, if the Ni content exceeds 1.50%, the weldability deteriorates. Therefore, the Ni content is set to 1.50% or less. It is preferably 1.00% or less.
  • Cu 0 to 1.50%
  • Cu is an element that is present in steel as fine particles and contributes to the improvement of steel sheet strength, and is an element that can replace a part of C and / or Mn. Since Cu does not necessarily have to be contained, the lower limit of the Cu content includes 0%, but in order to sufficiently obtain the strength improving effect of Cu, the Cu content is preferably 0.05% or more, preferably 0.15. % Or more is more preferable. On the other hand, if the Cu content exceeds 1.50%, the weldability deteriorates. Therefore, the Cu content is set to 1.50% or less. It is preferably 0.80% or less.
  • Mo 0 to 1.00%
  • Mo is an element that suppresses phase transformation at high temperatures and contributes to the improvement of steel sheet strength, and is an element that can replace a part of C and / or Mn. Since Mo does not necessarily have to be contained, the lower limit of the Mo content includes 0%, but in order to sufficiently obtain the strength improving effect due to the Mo content, the Mo content is preferably 0.03% or more, and is 0. .06% or more is more preferable. On the other hand, when the Mo content exceeds 1.00%, the hot workability is lowered and the productivity is lowered. Therefore, the Mo content is set to 1.00% or less. It is preferably 0.50% or less, and more preferably 0.30% or less.
  • W 0 to 1.000%
  • W is an element that suppresses phase transformation at high temperatures and contributes to the improvement of steel sheet strength, and is an element that can replace a part of C and / or Mn. Since W does not necessarily have to be contained, the lower limit of the W content includes 0%, but in order to sufficiently obtain the effect of improving the strength of W, the W content is preferably 0.030% or more, preferably 0.100. % Or more is more preferable. On the other hand, when the W content exceeds 1.000%, the hot workability is lowered and the productivity is lowered. Therefore, the W content is set to 1.000% or less. It is preferably 0.600% or less.
  • B 0 to 0.0060%
  • B is an element that suppresses phase transformation at high temperatures and contributes to the improvement of steel sheet strength, and is an element that can replace a part of Mn. Since B does not necessarily have to be contained, the lower limit of the B content includes 0%, but in order to sufficiently obtain the strength improving effect due to the B content, the B content is preferably 0.0005% or more, and 0. More preferably, it is 0010% or more. On the other hand, if the B content exceeds 0.0060%, a B precipitate is formed, and the effect of B is rather reduced. Therefore, the B content is set to 0.0060% or less. In order to suppress the formation of B precipitates and effectively obtain the effect of B, the B content is preferably 0.0035% or less.
  • Sn 0 to 1.000%
  • Sn is an element that suppresses the coarsening of crystal grains and contributes to the improvement of steel sheet strength. Since Sn does not necessarily have to be contained, the lower limit of the Sn content includes 0%, but the Sn content is more preferably 0.010% or more in order to sufficiently obtain the effect of the Sn content. On the other hand, if the Sn content exceeds 1.000%, the steel sheet becomes brittle and may break during rolling, so the Sn content is set to 1.000% or less.
  • Sb 0 to 0.200%
  • Sb is an element that suppresses the coarsening of crystal grains and contributes to the improvement of steel sheet strength. Since Sb does not necessarily have to be contained, the lower limit of the Sb content includes 0%, but the Sb content is preferably 0.005% or more in order to sufficiently obtain the effect of the Sb content. On the other hand, if the Sb content exceeds 0.200%, the steel sheet becomes brittle and may break during rolling, so the Sb content is set to 0.200% or less.
  • composition of the steel sheet according to the present embodiment may contain one or more of Ca, Ce, Mg, Zr, La, and REM, if necessary.
  • One or more of Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM: 0 to 0.0100% in total Ca, Ce, Mg, Zr, La and REM are elements that contribute to the improvement of moldability.
  • the lower limit of the total content of one or more of Ca, Ce, Mg, Zr, La, and REM includes 0%, but in order to sufficiently obtain the effect of improving moldability, the content of these elements should be set. A total of 0.0001% or more is preferable, and 0.0010% or more is more preferable.
  • the total content of one or more of Ca, Ce, Mg, Zr, La and REM exceeds 0.0100%, the ductility may decrease. Therefore, the total content of the above elements is 0.0100% or less.
  • REM Radar Earth Metal
  • the balance excluding the above elements is Fe and impurities. Impurities are elements that are inevitably mixed in from steel raw materials and / or in the steelmaking process.
  • Impurities H, Na, Cl, Sc, Co, Zn, Ga, Ge, As, Se, Y, Zr, Tc, Ru, Rh, Pd, Ag, Cd, In, Sn, Sb, Te. , Cs, Ta, Re, Os, Ir, Pt, Au, Pb, Bi, Po. Impurities may contain 0.100% or less in total.
  • the steel plate according to the present embodiment has a position ((1/8) t) of 1/8 of the plate thickness t in the plate thickness direction from the surface to a position of 3/8 of the plate thickness t in the plate thickness direction from the surface ((3). / 8) Define the microstructure in the range of t).
  • the reason is that the microstructure in the above range centered on the position ((1/4) t) of the plate thickness in the plate thickness direction from the surface is a typical structure of the steel sheet, and the steel sheet has a microstructure. This is because it has a strong correlation with mechanical properties.
  • the proportions of the following tissues in the microstructures are all volume fractions.
  • Ferrite has a structure excellent in moldability and impact resistance, and the steel sheet according to the present embodiment needs to contain 10% or more of ferrite.
  • the volume fraction of ferrite is preferably 17% or more, and more preferably 25% or more.
  • ferrite is a structure with low strength, and if the volume fraction of ferrite is excessively increased, it is necessary to excessively increase the strength of the remaining portion in order to obtain sufficient strength of the steel sheet. In this case, the moldability and / or impact resistance is rather impaired. From this point of view, the volume fraction of ferrite is limited to 75% or less.
  • the volume fraction of ferrite is preferably 65% or less, and more preferably 50% or less.
  • the unrecrystallized ferrite is a ferrite in which strain introduced by cold rolling or the like remains, and has higher strength than ordinary ferrite, but is inferior in ductility and impact resistance. Therefore, in the steel sheet according to the present embodiment, the ratio of unrecrystallized ferrite to ferrite is limited to 25% or less.
  • the ratio of unrecrystallized ferrite to ferrite is preferably 20% or less, and more preferably 15% or less. In order to improve the moldability, it is more preferable that unrecrystallized ferrite is not contained.
  • Martensite 20-90% Martensite is a structure that enhances strength, and the steel sheet according to this embodiment needs to contain 20% or more in volume fraction.
  • the volume fraction of martensite is preferably 30% or more, and more preferably 40% or more.
  • the volume fraction of martensite is limited to 90% or less.
  • the volume fraction of martensite is preferably 75% or less, and more preferably 65% or less.
  • Residual austenite 0-5%
  • Residual austenite is a structure that improves the strength-ductility balance of a steel sheet, but on the other hand, it is also a structure that acts as a starting point of fracture and lowers impact resistance. Therefore, the volume fraction of the steel sheet according to the present embodiment is limited to 5% or less.
  • the volume fraction of retained austenite is preferably 3% or less, and may not be contained in the microstructure.
  • Bainite and bainitic ferrite are structures having a strength-formability balance between ferrite and martensite, and both may or may not be contained in a total volume fraction of 50% or less. ..
  • Bainite and bainitic ferrite are structures having a strength-formability balance between ferrite and martensite, and both may or may not be contained in a total volume fraction of 50% or less. ..
  • Pearlite 0-5% Pearlite is a structure that impairs the balance between strength and moldability, and its volume fraction is limited to 5% or less. In order to enhance the strength-moldability balance, the volume fraction thereof is preferably 3% or less, and most preferably not contained.
  • a method for determining the volume fraction (volume%) of the tissue will be described. From the steel sheet according to the present embodiment, a test piece having a cross section parallel to the rolling direction of the steel sheet and perpendicular to the surface of the steel sheet as an observation surface is collected. After polishing the observation surface of the test piece, nightal etching is performed, and 1 in the region from (1/8) t (t: plate thickness) to (3/8) t (t: plate thickness) from the surface of the plate thickness. With the above field of view, a total area of 2.0 ⁇ 10-9 m 2 or more was observed with a field emission scanning electron microscope (FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microsope), and the structure morphology (crystal grains) was observed.
  • FE-SEM Field Emission Scanning Electron Microsope
  • Each structure is identified based on its shape, subgrain boundaries in crystal grains, carbon dioxide formation state, etc.), its area fraction (area%) is measured, and this area fraction is used as the volume fraction (volume%).
  • volume fraction of ferrite, unrecrystallized ferrite, bainite, bainite ferrite, martensite, and MA (a region consisting of both martensite and retained austenite, or one of them) is obtained.
  • the area to be analyzed in each field of view shall be 4.0 ⁇ 10 -10 m 2 or more.
  • the volume fraction is analyzed by the point counting method in each field of view, 15 lines are drawn parallel to the rolling direction, and 15 lines are also drawn vertically, and the structure is discriminated at 225 intersections consisting of these lines. ..
  • the volume fraction of retained austenite in the microstructure of the steel sheet according to this embodiment is analyzed by an X-ray diffraction method. In the region from (1/8) t (t: plate thickness) to (3/8) t (t: plate thickness) from the surface of the plate thickness of the test piece, the surface parallel to the steel plate surface is finished as a mirror surface, and X The surface integral of FCC iron is analyzed by the linear diffraction method. The area fraction is used as the volume fraction of retained austenite.
  • volume fraction of martensite contained in MA can be obtained by subtracting the volume fraction of the obtained retained austenite from the volume fraction of MA obtained by observation.
  • the sum of the martensite contained in MA and the volume fraction determined to be martensite by observation with FE-SEM is adopted as the volume fraction of martensite.
  • cementite and carbides precipitated alone are not included in the volume fraction.
  • Martensite satisfying the formula (1) is a structure having high strength, but it is a brittle structure, and it is necessary to control its internal structure to improve impact resistance. Brittle fracture occurs when plastic deformation is unlikely to occur. Therefore, fine charcoal is generated inside the martensite to locally generate brittle cracks, which are used as the starting point of the plastic deformation, and the plastic deformation of martensite is performed. Efficient induction can suppress the occurrence of brittle fracture in martensite. Cementite is effective as the starting point of plastic deformation.
  • martensite contains cementite satisfying the following formula (1).
  • the formula (1) is an index of the susceptibility of cracks to coarse cementite that easily causes brittle cracks inside martensite.
  • Equation (1) is an equation for calculating the cementite particles in the observed martensite, which have a large effect on impact resistance and are the fifth cementite particles counting from the one having the largest circle-equivalent diameter.
  • d i denotes the particle diameter [[mu] m] i th circularly equivalent diameter in a large cementite particles
  • a i-equivalent diameter i th circularly indicates an aspect ratio in a large cementite particles.
  • the value on the middle side of the equation (1) is set to 1.00 or more and 10.00 or less.
  • the value of the middle side of the formula (1) is preferably 2.00 or more and 9.00 or less.
  • the equivalent circle diameter and aspect ratio of cementite particles are measured by the following methods. That is, in the region of (1/8) t to (3/8) t from the surface of the plate thickness of the test piece on the same observation surface as the measurement of the area fraction of each structure described above, the magnification is 3000 times by FE-SEM.
  • the minor axis and the major axis are measured for 10 or more cementites in any martensite.
  • the value obtained by taking the square root from the product of the major axis and the minor axis of the cementite particles is defined as the equivalent circle diameter, and the value obtained by dividing the major axis of the cementite particles by the minor axis is defined as the aspect ratio.
  • the density of transition carbides contained in martensite is 1.0 ⁇ 10 13 pieces / m 3 or more
  • cementite is introduced into the martensite in order to propagate the plastic deformation while suppressing the formation of voids.
  • Other iron-based transition carbides ⁇ -carbide, ⁇ -carbide, ⁇ -carbide
  • These carbides have good consistency with the surrounding bcc iron, and voids are unlikely to occur in the surrounding area, but their physical properties are different from those of the surrounding bcc iron, and plastic deformation is likely to occur in the surrounding area.
  • the martensite in the steel sheet according to the present embodiment needs to have 1.0 ⁇ 10 13 pieces / m 3 or more of transition carbides.
  • martensite contains 1.0 ⁇ 10 13 / m 2 or more dislocations (mainly movable dislocations).
  • the dislocation density is more preferably 3.0 ⁇ 10 13 / m 2 or more.
  • Observation of cementite, transition carbides, and rearrangements in martensite is performed using a transmission electron microscope (TEM: Transmission Electron Microscope).
  • TEM Transmission Electron Microscope
  • the density of transition carbides and movable dislocations the number of carbides or the length of dislocations is measured in an area of 5.0 ⁇ 10-12 m 2 or more in each of the five or more different visual fields, and further, EELS (Electron).
  • EELS Electron
  • Average grain size of old austenite grains 5.0 ⁇ m or less
  • matrix austenite grains generated by martensite when it becomes a steel plate, it is observed as old austenite grains. It is effective to make it finer.
  • the average particle size of the matrix austenite grains (former austenite grains) is preferably 5.0 ⁇ m or less, and more preferably 3.5 ⁇ m or less.
  • the matrix austenite grains are isotropic, and the average aspect ratio of the matrix austenite grains (former austenite grains) is preferably 2.50 or less. It is more preferably 75 or less.
  • 10 or more matrix austenite grains (former austenite grains) were randomly selected from the microstructure in the field of measurement of the body integration rate by the FE-SEM described above.
  • Density of coarse inclusions with a circle-equivalent diameter of 10 ⁇ m or more (number density): 0.50 pieces / mm 2 or less
  • Coarse inclusions with a circle-equivalent diameter of 10 ⁇ m or more act strongly as a starting point for brittle fracture and improve the impact resistance of steel sheets. It will be a big loss. Therefore, the number density of the coarse inclusions as described above is limited to 0.50 pieces / mm 2 or less. The lower the number density of the coarse inclusions, the more preferable, and it is preferably 0.33 pieces / mm 2 or less.
  • the number density of the coarse inclusions is 10 ⁇ m or more in the circle equivalent diameter in the range of 50 mm 2 or more in total in the total thickness of the steel plate by observing the mirror-polished observation surface on the observation surface of the microstructure described above with an optical microscope. It is obtained by measuring the number density of inclusions in.
  • the ratio of the maximum Vickers hardness Hv max to the minimum Vickers hardness Hv min is 1.40 or less and 1.40 or less on a surface parallel to the surface at a position 1/4 of the plate thickness in the plate thickness direction from the surface. ,
  • the average value of the minimum distances between the peaks of Vickers hardness (between peaks) is 1.00 mm or less.
  • the steel plate according to this embodiment is a steel plate in order to improve impact resistance. Increases internal macro-homogeneity.
  • the ratio of the maximum value Hv max and the minimum value Hv min of the Vickers hardness measurement value (HV max / HV) on a surface parallel to the surface at a position 1/4 of the plate thickness in the plate thickness direction from the surface. min ) is 1.40 or less.
  • the average distance between the Vickers hardness peaks is set to 1. It shall be 0.00 mm or less. The smaller the average distance between the peaks is, the more preferable it is, preferably 0.85 mm or less, and more preferably 0.70 mm or less.
  • the Vickers hardness is measured by measuring the diagonal length of the indentation with respect to the mirror-polished surface in the region near 1/4 thickness ((1/4) t) in the plate thickness direction parallel to the surface of the steel plate. It is measured by a load (100 to 300 gf) having a size of 25 ⁇ m or more and 45 ⁇ m or less. Indentations are given at a pitch of 100 ⁇ m, and indentations of 20 points in the rolling direction and 30 points in the plate width direction, for a total of 600 points, are given in a grid pattern.
  • the maximum and minimum values of the hardness shall be the maximum hardness and the minimum hardness in the measurement results of 600 points.
  • the hardness peak of the 600 measurement points, 504 points excluding the 96 points on the outermost circumference are compared with the hardness measurement values of the four points adjacent to each measurement point. Then, the point where the hardness at the measurement point is maximum (the point where the hardness is larger than the adjacent four points) is determined as the peak.
  • the average distance between peaks is determined by mapping the peaks, measuring the distance from the nearest peak at each peak, and using the average value as the average distance between peaks.
  • the steel sheet according to the present embodiment may be a steel sheet having a zinc plating layer or a zinc alloy plating layer on one side or both sides of the steel sheet, or an alloyed plating layer obtained by alloying the zinc plating layer or the zinc alloy plating layer. It may be a steel plate having.
  • the plating layer formed on one side or both sides of the steel sheet according to the present embodiment is preferably a zinc plating layer or a zinc alloy plating layer containing zinc as a main component.
  • the zinc alloy plating layer preferably contains Ni as an alloy component.
  • the macroscopic hardness distribution (for example, as shown in FIG. 2A) is controlled with respect to the fracture progress behavior following FIG. 4A ⁇ FIG. 4B ⁇ FIG. 4C.
  • FIG. 4A by suppressing local strain and stress concentration on the inhomogeneous microstructure with cementite that is the origin of fracture as shown in FIG. 3A, and by controlling the size and shape of cementite. Suppress the occurrence of severe destruction.
  • FIGS. 4B and 4C is suppressed by increasing the toughness of martensite. As a result, moldability and impact resistance are improved.
  • the zinc plating layer and the zinc alloy plating layer are formed by a hot-dip plating method, an electroplating method, or a thin-film deposition plating method.
  • the Al content of the galvanized layer increases, the adhesion between the steel sheet surface and the galvanized layer decreases. Therefore, the Al content of the galvanized layer is preferably 0.5% by mass or less.
  • the Fe amount of the hot-dip galvanized layer is preferably 3.0% by mass or less in order to improve the adhesion between the steel sheet surface and the galvanized layer.
  • the galvanized layer is an electrogalvanized layer
  • the Fe amount of the plated layer is preferably 0.5% by mass or less in terms of improving corrosion resistance.
  • the zinc plating layer and the zinc alloy plating layer include Ag, B, Be, Bi, Ca, Cd, Co, Cr, Cs, Cu, Ge, Hf, Zr, I, K, La, Li, Mg, Mn, Mo, Contains one or more of Na, Nb, Ni, Pb, Rb, Sb, Si, Sn, Sr, Ta, Ti, V, W, Zr, and REM within a range that does not impair corrosion resistance and moldability. You may. In particular, Ni, Al, and Mg are effective in improving corrosion resistance.
  • the zinc plating layer or the zinc alloy plating layer on the surface of the steel sheet according to the present embodiment may be an alloyed plating layer that has been alloyed.
  • the amount of Fe in the hot-dip galvanizing layer or the hot-dip galvanizing alloy plating layer is set to 7. It is preferably 0 to 13.0% by mass.
  • the thickness of the steel sheet according to the present embodiment is not limited to a specific range, but is preferably 0.4 to 5.0 mm in consideration of versatility and manufacturability. If the plate thickness is less than 0.4 mm, it becomes difficult to maintain the steel plate shape flat, and the dimensional and shape accuracy deteriorates. Therefore, the plate thickness is preferably 0.4 mm or more. More preferably, it is 0.6 mm or more. On the other hand, if the plate thickness exceeds 5.0 mm, it becomes difficult to apply appropriate strain and control the temperature in the manufacturing process, and a homogeneous structure may not be obtained. Therefore, the plate thickness is preferably 5.0 mm or less. More preferably, it is 4.5 mm or less.
  • the steel sheet according to the present embodiment can obtain the effect if it has the above characteristics regardless of the manufacturing method, but it is preferable because it can be stably manufactured by the manufacturing method including the following steps.
  • (I) A molten steel having a predetermined chemical composition is cast so that the average cooling rate in the range of 700 to 550 ° C. at the surface temperature is 10 ° C./hour to 75 ° C./hour, and the thickness is 100 to 500 mm or less. Casting process to obtain slabs,
  • (III) A cooling step of cooling the hot-rolled steel sheet to room temperature.
  • (IV) A cold rolling step of cold-rolling the hot-rolled steel sheet at a total reduction ratio of 30 to 90% and a rolling completion temperature of 250 ° C. or lower to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • (V) An annealing step in which the cold-rolled steel sheet is heated to an annealing temperature of 760 ° C. or higher and Ac3 + 20 ° C. or lower and cooled to 80 ° C. or lower.
  • annealing temperature of 760 ° C. or higher and Ac3 + 20 ° C. or lower and cooled to 80 ° C. or lower.
  • a slab having the same composition as the chemical component (component composition) of the steel sheet according to the present embodiment described above is cast.
  • the slabs to be subjected to hot rolling are preferably produced by continuous casting from the viewpoint of manufacturing cost, but may be produced by other casting methods (for example, ingot forming method).
  • the thickness of the slab is preferably 100 mm or more and 500 mm or less, and preferably 150 mm or more and 350 mm or less in order to give an appropriate amount of strain in the hot rolling process. If the thickness of the slab is less than 100 mm, the steel sheet after applying an appropriate amount of strain becomes too thin, and it is difficult to obtain a flat shape.
  • the average cooling rate from when the surface temperature reaches 700 ° C. to when it reaches 550 ° C. is 10 ° C./hour to 75 ° C./hour.
  • the average cooling rate is less than 10 ° C./hour, segregation will proceed excessively and the maximum hardness of the finally obtained steel sheet will be increased.
  • the ratio to the minimum hardness becomes large, and the impact resistance deteriorates.
  • the average cooling rate in the temperature range is preferably 10 ° C./hour or higher, and more preferably 13 ° C./hour or higher.
  • the average cooling rate from when the surface temperature reaches 700 ° C to when it reaches 550 ° C exceeds 75 ° C / hour, segregation does not proceed sufficiently, and the concentration fluctuation with a large period causes the strength fluctuation of the steel sheet. The effect is increased, the average distance between the hardness peaks of the finally obtained steel sheet is increased, and the impact resistance is deteriorated.
  • the average cooling rate is preferably 75 ° C./hour or less, more preferably 65 ° C./hour or less, and even more preferably 30 ° C./hour or less.
  • the slab may be further cooled and once cooled to room temperature, but since the energy required for heating can be reduced, the slab may be directly subjected to hot rolling at a high temperature.
  • the slab is hot-rolled.
  • the slab is heated to a temperature of 1200 ° C. or higher.
  • the heating temperature of the slab is low, a local elemental enrichment site is generated due to the coarse carbonitride in the slab, and the ratio of the maximum hardness to the minimum hardness of the finally obtained steel sheet becomes large.
  • the heating temperature of the slab is preferably 1220 ° C. or higher.
  • the heating temperature of the slab exceeds 1350 ° C., the structure becomes coarse and the effect of homogenizing the inside of the steel sheet by the subsequent hot rolling is impaired. Therefore, the heating temperature of the slab is preferably 1350 ° C. or lower, preferably 1320 ° C. or lower.
  • hot rolling is performed.
  • the total reduction rate is preferably 70% or more.
  • the upper limit of the total reduction rate in the temperature range of 1050 ° C. or higher is not particularly set, but the total reduction rate is preferably 95% or less because excessive reduction impairs the shape of the steel sheet.
  • Equation (2) consists of an equation expressing the degree of strain accumulation due to rolling and the degree of recrystallization of austenite. The larger the value on the left side of equation (2), the more the austenite grain boundaries move inside the steel sheet, and the steel sheet Internal homogenization progresses.
  • the former (term containing the constant A 2 ) is derived from the strain accumulation degree
  • the latter (term containing the constant A 3 ) is derived from the formula expressing the degree of recrystallization of austenite.
  • the other terms are obtained by rearranging the coefficients of the two equations.
  • n is the number of times of rolling from the maximum heating temperature to the temperature of the steel sheet reaching 1050 ° C.
  • h i denotes the thickness of the steel sheet obtained by performing an i-th rolling [mm].
  • h 0 is the thickness of the heated slab.
  • t i is the elapsed time [seconds] from the i-th rolling to the i + 1th rolling.
  • t n is the elapsed time from the nth rolling to the steel sheet temperature reaching 1050 ° C.
  • Hot rolling is performed in a temperature range of 1050 ° C. or higher under the condition that the value on the left side of the formula (2) is 1.00 or higher.
  • the upper limit of the value on the left side of the formula (2) is not particularly set, but if the value on the left side of the formula (2) becomes excessively large, the structure of the steel sheet becomes coarse and the structure becomes finer by hot rolling after reaching 1050 ° C. It is preferable to limit the value on the left side of the equation (2) to 6.00 or less because it becomes difficult. Since equipment such as a heating device is required to increase the value on the left side of the formula (2), the value on the left side of the formula (2) is preferably 4.00 or less from the viewpoint of production cost.
  • the hot rolling conditions from reaching 1050 ° C to the rolling completion temperature shall satisfy the following formula (3).
  • Equation (3) is an index representing the micronization behavior of the structure by hot rolling in a temperature range of less than 1050 ° C., and includes a term related to recrystallization nucleation associated with hot rolling and a term related to grain growth after rolling. It is derived and obtained by organizing the coefficients. The symbols in the equation (3) will be described. n is the total number of hot rolling at 1050 ° C. or higher. m is the total number of hot rollings below 1050 ° C. j indicates the number of times of rolling at a temperature lower than 1050 ° C. for rolling performed at a temperature lower than 1050 ° C.
  • T'n + m is the average temperature between the rolling temperature and 800 ° C. in the m-th hot rolling at less than 1050 ° C.
  • t n + m is the elapsed time from the completion of the m-th hot rolling at less than 1050 ° C. to the temperature of the steel sheet reaching 800 ° C.
  • E 2 represents the value on the left side of the equation (2).
  • [Element symbol] ([Nb], [Ti], [N], [B], [Mo], [C]) represents the content [mass%] of each element.
  • a 4, A 5, A 6 , A 7, A 8 are constants, respectively, 5.86 ⁇ 10 0, 5.00 ⁇ 10 -1, 3.37 ⁇ 10 4, 6.44 ⁇ 10 4, It is 1.35 ⁇ 10 4 .
  • R n is first calculated based on the result of the formula (2), R n + 1 is calculated for the first rolling for hot rolling at less than 1050 ° C., then R n + 2 is calculated, and then sequentially. For R n + m (R m + n ) obtained by performing the calculation, it is determined whether the equation (3) is satisfied.
  • the value on the left side of the formula (3) is larger than 10.00, the structure after hot rolling becomes coarse, carbon is unevenly distributed along with the phase transformation after hot rolling, and coarse cementite is generated, and finally.
  • the desired structure cannot be obtained in the obtained steel sheet.
  • the reduction at less than 1050 ° C. is preferably performed under the condition that the value on the left side of the formula (3) is 7.50 or less. It is more preferable to apply under the condition of 0.00 or less.
  • the lower limit of the value on the left side of the formula (3) is not particularly set, but it is necessary to make the steel sheet excessively thin in order to make it less than 0.50, and the shape of the steel sheet after hot rolling collapses.
  • the completion temperature of hot rolling may be selected within the range satisfying the formula (3), but if it is less than 800 ° C., the rolling reaction force becomes large and there is a concern that the shape of the steel sheet deteriorates. Therefore, the temperature is preferably 800 ° C. or higher. Further, in order to satisfy the equation (3) with the rolling completion temperature exceeding 1000 ° C., the steel sheet needs to be reheated, which increases the production cost. Therefore, the rolling completion temperature is preferably 1000 ° C. or lower.
  • the average cooling rate from the completion temperature of hot rolling to 630 ° C is 20 ° C / sec or more, and in the temperature range of 630 to 500 ° C, 100 ° C or less so as to satisfy the formula (4) ( For example, cool to room temperature).
  • the average cooling rate from the completion temperature of hot rolling to 630 ° C is less than 20 ° C / sec, carbon is unevenly distributed along with the phase transformation after hot rolling to generate coarse cementite, which is finally obtained.
  • the desired structure cannot be obtained in the steel sheet to be obtained.
  • the macro-homogeneity of the steel sheet is also impaired by the phase transformation in this temperature range.
  • the average cooling rate from the completion temperature of hot rolling to 630 ° C. is preferably 30 ° C./sec or more.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly set, but since a special refrigerant is required to obtain a cooling rate exceeding 200 ° C./sec, the average cooling rate is preferably 200 ° C./sec or less from the viewpoint of production cost. ..
  • the average cooling rate and the average heating rate are values obtained by dividing the temperature difference between the start point and the end point of the set range by the elapsed time from the start point to the end point.
  • P 13 is an index representing the degree of progress of the precipitation of cementite and Nb, carbonitride Ti in the temperature range from 630 ° C. obtained by calculating using the equation below to 500 ° C..
  • the temperature range from 630 ° C to 500 ° C is divided into 13 every 10 ° C, and the 1st to 13th phase transformations and the degree of precipitation are calculated.
  • P 1 is an index for evaluating the degree of precipitation progress in the temperature range of 630 ° C. to 620 ° C.
  • item X 1 for evaluating the degree of progress of phase transformation
  • item Y i for evaluating the degree of precipitation in the region after transformation. Consists of. The larger X 1 is, the more the phase transformation proceeds, and the larger Y 1 is, the more the precipitation of Nb and Ti carbides (alloy carbides) in the post-transformation region progresses.
  • the symbols in the equation will be described.
  • a 9 , A 10 , A 11 , A 12 , A 13 , A 14 , A 15 , A 16 , and A 17 are constants, and 3.70 ⁇ 10 12 , 3.93 ⁇ 10 4 , 1.93 ⁇ , respectively. 10 0, 1.00 ⁇ 10 7, 9.09 ⁇ 10 -2, 2.80 ⁇ 10 -3, 2.54 ⁇ 10 4, 4.12 ⁇ 10 -2, which is 3.03 ⁇ 10 4.
  • [Element symbol] [C], [Mn], [Si], [Cr], [Ni], [Al], [Nb], [B], [Mo], [Ti], [N]) is The content of each element [mass%].
  • E 3 is the value on the left side of the above equation (3).
  • P 13 in the above formula (4) is less than 1.00 ⁇ 10-8 , some Ti and Nb remain in solid solution, recrystallization after cold rolling is suppressed, and unrecrystallized. Ferrite remains.
  • P 13 is set to 1.00 ⁇ 10-8 or more.
  • P 13 is preferably set to 2.00 ⁇ 10 -8 or more.
  • P 13 is limited to 1.00 ⁇ 10-7 or less.
  • P 13 is preferably set to 7.50 ⁇ 10 -8 or less, and more preferably set to 6.00 ⁇ 10 -8 or less.
  • the temperature of the steel sheet may be lowered to 500 ° C. and then reheated to 500 ° C. or higher.
  • the total rolling reduction in cold rolling shall be 30% or more and 90% or less. If the total reduction ratio in cold rolling is less than 30%, the progress of recrystallization in the subsequent heat treatment becomes insufficient, and unrecrystallized ferrite remains. Further, from the viewpoint of refining the structure and enhancing the balance of strength-moldability-impact resistance, the total reduction rate is preferably 40% or more, and more preferably 50% or more. On the other hand, when the total rolling reduction in cold rolling exceeds 90%, the anisotropy of the steel sheet increases and the formability deteriorates.
  • the total reduction ratio is preferably 80% or less, more preferably 70% or less, in order to reduce the anisotropy of the steel sheet.
  • cold rolling the temperature of the steel sheet rises due to heat generated by processing. If the temperature of the steel sheet rises excessively, the accumulation of processing strain does not proceed sufficiently, and the progress of recrystallization may be hindered. Therefore, the rolling reduction and the inter-pass time are controlled so that the temperature of the steel sheet (cold rolling completion temperature) at the time of completion of cold rolling is 250 ° C. or lower.
  • the completion temperature of cold rolling is preferably 200 ° C. or lower in order to promote recrystallization efficiently.
  • the steel sheet (cold-rolled steel sheet) after cold rolling is heat-treated (annealed).
  • the heating rate is controlled and recrystallization proceeds. If the average heating rate from 400 ° C. to 550 ° C. is less than 3.0 ° C./sec, the recovery of dislocations in the steel sheet proceeds excessively and recrystallization is suppressed, so that the average in the temperature range of 400 to 550 ° C.
  • the heating rate shall be 3.0 ° C./sec or higher.
  • the upper limit of the average heating rate is not particularly set, it is preferably 200 ° C./sec or less from the viewpoint of production cost. Subsequently, in heating from 550 ° C. to Ac1 (° C.), heating is performed so that the temperature history satisfies the formula (5).
  • the middle side of the formula (5) is a formula expressing the degree of recrystallization progress, and the temperature range from 550 ° C to Ac1 (° C) is divided into 10 equal parts, and the degree of recrystallization in the residence time in each temperature range It is the sum that evaluated whether it can progress.
  • the symbols in the equation will be described.
  • a 18, A 19, A 20 is any constants, respectively, 1.54 ⁇ 10 16, 3.81 ⁇ 10 4, a 3.68 ⁇ 10 2.
  • r represents the rolling reduction in cold rolling.
  • Ac1 is an Ac1 point (° C.) obtained for each steel by the method described later.
  • E 4 is the value of P 13 in the above equation (4).
  • [Element symbol] ([Nb], [Ti], [N]) indicates the content [mass%] of each element.
  • t i represents the residence time [s] in the i-th temperature range counting from 550 ° C.. If the value at the middle side of the formula (5) is less than 1.00, recrystallization does not proceed sufficiently and the moldability deteriorates. Therefore, the value at the middle side of the equation (5) is set to 1.00 or more. In order to sufficiently proceed with recrystallization for the purpose of improving moldability, the value at the middle side of the formula (5) is preferably 1.25 or more, and more preferably 1.50 or more. On the other hand, in the temperature range from 550 ° C. to Ac1, the declining growth of cementite progresses.
  • the upper limit of the middle side of the formula (5) is set to 10.00.
  • the value at the middle side of the formula (5) is preferably 7.00 or less, and more preferably 5.00 or less.
  • the average heating rate from Ac1 (° C.) to Ac1 + 20 (° C.) is set to 1.0 ° C./sec or more.
  • the average heating rate in the temperature range from Ac1 to Ac1 + 20 ° C. is preferably 3.0 ° C./sec or higher, and more preferably 5.0 ° C./sec or higher.
  • the average heating rate in the temperature range of Ac1 to Ac1 + 20 ° C. is high, cementite tends to remain undissolved and the impact resistance deteriorates.
  • the average heating rate is preferably 50 ° C./sec or less, preferably 30 ° C./sec or less, and more preferably 15 ° C./sec or less.
  • the heating rate from Ac1 + 20 ° C. to the maximum heating temperature is not particularly specified, but is preferably 5.0 ° C./sec or less in order to grow austenite isotropically.
  • the maximum heating temperature (annealing temperature) in the heat treatment is 760 ° C. or higher. If the annealing temperature is less than 760 ° C., coarse cementite remains undissolved and the impact resistance deteriorates.
  • the annealing temperature is preferably 770 ° C. or higher, more preferably 780 ° C. or higher so that austenite is sufficiently produced at the annealing temperature. ..
  • the annealing temperature is set to Ac3 + 20 ° C. or lower.
  • the annealing temperature is preferably Ac3 (° C.) or lower, and more preferably Ac3-20 ° C. or lower.
  • the Ac1 point and the Ac3 point are obtained by cutting out a small piece from the steel plate after cold rolling, heating it to 1200 ° C. at 3 ° C./sec, and measuring the volume expansion behavior during that period. For steel sheets after cold rolling that have been manufactured under the same conditions and evaluated at Ac1 and Ac3 points, this measurement is omitted, and there is no problem in determining the manufacturing conditions using the past measurement results.
  • the holding time is more preferably 10.0 seconds or more, and further preferably 25.0 seconds or more.
  • the upper limit of the holding time is not particularly set, it is preferably 200 seconds or less in consideration of the production cost because the macro-homogeneity of the steel sheet does not increase further even if it is held for more than 200 seconds.
  • the average cooling rate in the temperature range of 720 to 550 ° C. is 10 ° C./sec or more, and in the temperature range of 550 to (Ms-80) ° C., the formula (6) is satisfied, and Ms to (Ms-25).
  • the average cooling rate in the temperature range of ° C. is 10 ° C./sec or more, and cooling is performed in the temperature range of Ms to 80 ° C. so as to satisfy the formula (7).
  • the average cooling rate between 720 ° C and 550 ° C shall be 10 ° C / sec or more. If the cooling rate in this temperature range is insufficient, pearlite may be generated and a sufficient amount of martensite may not be obtained.
  • the upper limit of the cooling rate is not specified, but it is limited to 200 ° C / sec or less from the viewpoint of production cost because a special refrigerant and / or a cooling device is required to achieve a cooling rate exceeding 200 ° C / sec. It is preferable to do so.
  • Equation (6) starts at the time when the steel sheet temperature reaches 550 ° C, ends at the time when the martensitic transformation start temperature (Ms) -80 ° C, and sets the temperature history during that period to 10 mag with respect to the elapsed time. Divide and calculate in each time range.
  • the bainite transformation start temperature (Bs) [° C.] and the martensitic transformation start temperature (Ms) [° C.] are calculated using the following formulas.
  • [Element symbol] ([C], [Mn], [Si], [Cr], [Ni], [Al]) indicates the content [mass%] of each element.
  • Ac1 and Ac3 indicate the transformation start temperature [° C.] and the transformation completion temperature [° C.] when each steel sheet is heated to the austenite single phase, respectively.
  • TH [° C.] indicates the maximum heating temperature in the heat treatment of each steel sheet. If T H is higher than Ac3, and (Ac3-Ac1) / (T H -Ac1) section 1.00.
  • Equation (6) is an equation expressing the behavior of bainite transformation and the accompanying formation of fine cementite.
  • C i is an index showing the degree of progress of bainite transformation in the i-th time range from the start of calculation.
  • a 21, A 22 are constants, respectively 3.95 ⁇ 10 0, is 7.15 ⁇ 10 3.
  • Bs is the bainite transformation start temperature [° C.].
  • Ti is the average temperature [° C.] in the time range.
  • [Element symbol] ([C], [Si]) indicates the content [mass%] of each component.
  • t i is the elapsed time [s] in the range each time. If T i is greater than Bs, and (Bs-T i) section 0. Further, C 0 is set to 0.
  • D i is the i-th time range calculation start is an index representing the generated ease of cementite due to bainitic transformation.
  • a 23, A 24 are constants, respectively, 4.03 ⁇ 10 -12, a 3.40 ⁇ 10 -1.
  • Ti is the average temperature [° C.] in the time range.
  • [Element symbol] indicates the content [mass%] of each component.
  • t i is the elapsed time [s] in the range each time.
  • Middle part of the formula (6) is the sum of the products of C i and D i, if the value of the middle part of equation (6) is below -2.00, excessive solid solution of carbon in the untransformed austenite accumulation However, even if it is cooled to room temperature, the transformation is not completed, a structure containing a large amount of retained austenite is formed, and the impact resistance is deteriorated. On the other hand, when the value at the middle side of the formula (6) exceeds 2.00, cementite is excessively generated and bainite transformation from untransformed austenite proceeds excessively, so that a sufficient amount of martensite cannot be obtained. The strength decreases. From the above viewpoint, it is assumed that the temperature history in the temperature range satisfies the equation (6).
  • the value of the middle side of the formula (6) is preferably -1.30 or more and 1.30 or less, and more preferably ⁇ 0.80 or more and 0.80 or less.
  • the steel sheet may be subjected to hot-dip galvanizing treatment or hot-dip galvanizing treatment during the temperature history range satisfying the formula (6). At this time, the steel sheet may be reheated before being immersed in the plating bath. Further, as long as the temperature history is within the range satisfying the formula (6), the steel sheet after the plating treatment may be further heated and the plating layer may be alloyed.
  • the average cooling rate is set to 10 ° C / sec or more, especially in the section from Ms to (Ms-25) ° C. If the cooling rate during this period is insufficient, the cementite produced from martensite becomes coarse and the number becomes insufficient, and the formula (1) is not satisfied.
  • the average cooling rate in the temperature range of Ms to (Ms-25) ° C. is 10 ° C./sec or more, fine cementite is likely to occur.
  • the average cooling rate in the temperature range of Ms to (Ms-25) ° C. is preferably 20 ° C./sec or more.
  • the average cooling rate is preferably 150 ° C./sec or less, more preferably 75 ° C./sec or less, and even more preferably 50 ° C./sec or less.
  • the cooling is performed so that the temperature history in cooling from Ms ° C to 80 ° C satisfies the formula (7).
  • Equation (7) is an equation expressing the degree of formation of transition carbides, and the elapsed time from the arrival of the martensitic transformation start temperature (Ms [° C.]) to 80 ° C. is divided into 10 equal parts, and calculations are performed in each time range. , Find the sum.
  • E 6 is the value on the middle side of equation (6). If the calculation result of (1-exp [-E 6- A 25 ]) is negative, the value in () is regarded as 0 and calculated.
  • a 25 , A 26 , A 27 , A 28 , A 29 , A 30 , A 31 , and A 32 are constant terms, which are 2.31 ⁇ 10 0 , 3.70 ⁇ 10-2 , and 1.44 ⁇ , respectively.
  • Ms is the martensitic transformation start temperature obtained by the above method.
  • Ti is the average temperature in the i-th time range.
  • [Element symbol] ([Mn], [Cr], [Ni], [Si], [Al]) indicates the content [mass%] of each element.
  • dt indicates the time [seconds] obtained by dividing the elapsed time from reaching the martensitic transformation start temperature (Ms) to 80 ° C. into 10 equal parts.
  • the cooling is performed so that the value at the middle side of the equation (7) is 0.00 or more. It is preferably 0.20 or more, more preferably 0.40 or more.
  • the value of the middle side of the formula (7) exceeds 3.00, cementite is generated from a part of the transition carbide, the transition carbide decreases, and a sufficient transition carbide cannot be obtained.
  • the value at the middle side of the formula (7) is preferably 2.50 or less, and more preferably 2.20 or less.
  • temper rolling with a reduction ratio of 3.00% or less may be performed.
  • movable dislocations are introduced inside the martensite, and its plastic deformation is promoted.
  • the rolling reduction of the temper rolling is more than 3.00%, the amount of plastic deformation becomes excessive and the uniform elongation is greatly deteriorated, which is not preferable.
  • the steel sheet after the heat treatment may be electroplated to form an electroplated steel sheet having a galvanized layer on one or both sides of the steel sheet.
  • the steel sheet after the heat treatment may be subjected to a vapor deposition plating treatment to obtain a galvanized steel sheet having a galvanized layer on one side or both sides of the steel sheet.
  • the surface of the steel sheet may be modified by controlling the atmosphere during the heat treatment. For example, by heat-treating in a decarburized atmosphere, a steel sheet having an appropriately decarburized surface layer portion of the steel sheet and having excellent bendability can be obtained.
  • the conditions in the examples are one condition example adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention.
  • the present invention is not limited to this one-condition example.
  • the present invention may adopt various conditions as long as the gist of the present invention is not deviated and the object of the present invention is achieved.
  • the molten steel having the chemical composition shown in Tables 1A and 1B is cast to produce slabs.
  • the slab is cooled under the conditions shown in Tables 2A to 2D, and further hot-rolled and cold-rolled under the conditions shown in Tables 2A to 2D to obtain a steel sheet.
  • the steel sheet is heat-treated under the conditions shown in Tables 3A to 3D.
  • the rest of Tables 1A and 1B are Fe and impurities.
  • cooling rate 1 indicates the average cooling rate when the temperature of the slab surface is 700 to 550 ° C. in the slab cooling process.
  • “Cooling rate 2” in the hot rolling step indicates the average cooling rate from the completion of hot rolling to 630 ° C.
  • heating rate 1 indicates the average heating rate at 400 to 550 ° C.
  • Heating rate 2 indicates the average heating rate at Ac1 to (Ac1 + 20) ° C.
  • Cooling rate 3 indicates the average cooling rate at 720 to 550 ° C.
  • Cooling rate 4 indicates the average cooling rate at Ms to (Ms-25) ° C.
  • the "plating bath” in Tables 3A to 3D represents the plating type.
  • "EG” is an example of galvanizing a cooled steel sheet by electroplating.
  • Thin-film deposition is an example in which zinc plating is applied to a cooled steel sheet by a vapor deposition plating process.
  • “GA” is an example in which a steel sheet in the cooling process is immersed in a hot-dip zinc bath in which the effective Al amount [mass%] is controlled to 0.150% or less to apply hot-dip galvanizing.
  • GI is an example in which a steel sheet in the cooling process is immersed in a hot-dip zinc bath in which the effective Al amount is controlled to exceed 0.150% to apply hot-dip galvanizing.
  • Zn alloy is an example in which a steel sheet in the cooling process is immersed in a hot-dip Zn—Al—Mg bath to apply hot-dip zinc alloy plating.
  • the temperature reached by reheating is described as the "alloying temperature”.
  • the effective Al amount is a value obtained by subtracting the total Fe amount from the total Al amount in the bath.
  • Tables 4A to 4D show the observation results of the microstructure of the steel sheet obtained under the manufacturing conditions of Tables 1A to 3D.
  • the microstructure fractions are ferrite ( ⁇ ), unrecrystallized ferrite (unrecrystallized ⁇ ), bainite (B), bainite ferrite (BF), pearlite (P), martensite (M), retained austenite (residual ⁇ ). ), Represents the volume fraction of each tissue.
  • "unrecrystallized ferrite” indicates the ratio of unrecrystallized ferrite to ferrite.
  • the "surface” represents the state of the surface of the steel sheet, and has an unplated steel sheet (CR), a steel sheet having an electroplating layer (EG), a steel sheet having a hot dip galvanizing layer (GI), and an alloyed hot dip galvanizing layer. It is classified into a steel sheet (GA) and a steel sheet (Zn alloy) having a Zn—Al—Mg alloy plating layer.
  • Tables 5A to 5D show the characteristics of the steel sheets obtained under the manufacturing conditions of Tables 1A to 3D.
  • the tensile test is carried out in accordance with JIS Z 2241 (2011) by preparing the No. 5 test piece described in JIS Z 2241 (2011) and setting the tensile axis in the width direction of the steel sheet.
  • TS Uniform Stress
  • UEL Uniform Elongation
  • the notch tensile test is performed using the test piece shown in FIG. 1 and a strip-shaped small piece cut out with a length of 200 mm in the width direction of the steel plate, with the width direction of the steel plate as the tensile axis.
  • the maximum nominal stress in the notch tensile test is divided by the maximum nominal stress in the tensile test using the No. 5 test piece, and if the value is 0.75 or more, the test is passed.
  • the maximum bending angle is measured by a bending test based on VDA-238-100.
  • the bending test is performed so that the bending ridge line is parallel to the rolling direction of the steel sheet.
  • the bending test is performed by cutting out a test piece cut out from the steel sheets shown in Tables 1A to 4D, and further, by applying a uniaxial tensile strain of 3.0% as a prestrain to the steel sheet with the width direction of the steel sheet as the tensile axis. Perform with a test piece.
  • the limit bending angle the bending angle at which the pushing load is maximized (hereinafter referred to as the limit bending angle) satisfies the following equation (9), and the value obtained by dividing the latter limit bending angle by the former limit bending angle is 0. If it is 75 or more, it is passed.
  • the symbols in the formula (9) represent t: steel plate thickness [mm] and ⁇ : limit bending angle [degree] of the prestraining material.
  • a steel sheet that passes both the notch tensile test and the bending test is judged to have excellent impact resistance.
  • Experimental Examples 93 to 100 are comparative examples in which the chemical composition of the steel sheet deviates from the scope of the present invention.
  • Experimental Example 93 is an example in which the C content is low, and a sufficient amount of martensite cannot be obtained. As a result, sufficient tensile strength cannot be obtained.
  • Experimental Example 94 is an example in which the C content is excessive, and the retained austenite is excessively present. As a result, sufficient impact resistance cannot be obtained.
  • Experimental Example 95 is an example in which the Si content is excessive, and the density of coarse inclusions is high. As a result, sufficient impact resistance cannot be obtained.
  • Experimental Example 96 is an example in which the Mn content is low, and a sufficient amount of martensite cannot be obtained. As a result, sufficient tensile strength cannot be obtained.
  • Experimental Example 97 is an example in which the Mn content is excessive, and the macro-homogeneity of the steel sheet is insufficient. As a result, sufficient impact resistance cannot be obtained.
  • Experimental Example 98 is an example in which the Al content is excessive, and the density of coarse inclusions is high. As a result, sufficient impact resistance cannot be obtained.
  • Experimental Example 99 is an example in which the Ti content is low and the density of coarse inclusions is high. As a result, sufficient impact resistance cannot be obtained.
  • Experimental Example 100 is an example in which the Ti content is excessive, and the density of coarse inclusions is high. As a result, sufficient moldability cannot be obtained.
  • Experimental Example 7 the value at the middle side of the formula (7) representing the cooling behavior in the heat treatment step is excessive, and the transition carbide in martensite is small. As a result, sufficient impact resistance cannot be obtained.
  • Experimental Example 16 is a comparative example in which the value at the middle side of the formula (7) representing the cooling behavior in the heat treatment step is too small, and there are few transition carbides in martensite. As a result, sufficient impact resistance cannot be obtained.
  • Experimental Examples 1 to 5, 8, 9, 11, 12, 14, 15, 17, 18, 20 to 24, 26, 27, 29, 30, 32 to 35, 37, 38, 40 to excluding the above comparative examples. 44, 46-49, 51-53, 55, 56, 58, 59, 61-67, 69, 70, 72-75, 77-82, 84, 85, 87, 88, 90, 91 are according to the present invention.
  • the resulting steel sheet has an excellent strength-formability balance and impact resistance.
  • Experimental Examples 2, 5, 14, 23, 34, 41, 43, 56, 59, 65, 69, 74, 77, 84, 90 are examples in which the steel sheet of the present invention having no plating layer can be obtained. is there.
  • Experimental Examples 5 and 59 are examples in which the steel sheet after the hot rolling step is reheated to 525 ° C. before cold rolling, cooled, pickled and then cold rolled.
  • Experimental examples other than the above are examples in which the steel sheet of the present invention having a plating layer can be obtained.
  • Experimental Examples 75 and 85 are examples in which the steel sheet after the hot rolling step is reheated to 550 ° C. before cold rolling, cooled, pickled and then cold rolled.
  • the present invention it is possible to provide a high-strength steel sheet having excellent moldability and impact resistance. Since the steel sheet of the present invention is a steel sheet suitable for significantly reducing the weight of an automobile and ensuring the protection and safety of passengers, the present invention is highly applicable in the steel sheet manufacturing industry and the automobile industry.

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Abstract

この鋼板は、所定の化学組成を有し、ミクロ組織が、体積分率で、フェライト：１０～７５％、マルテンサイト：２０～９０％、残留オーステナイト：０～５％、ベイナイトおよびベイニティックフェライトの合計：０～５０％、パーライト：０～５％を含有し、前記フェライトに占める未再結晶フェライトの割合が０～２５％であり、前記マルテンサイトに含まれるセメンタイトが、所定の関係式を満たし、前記マルテンサイトに含まれる遷移炭化物の密度が１．０×１０１３個／ｍ３以上であり、円相当径１０μｍ以上の粗大介在物の密度が０．５０個／ｍｍ２以下であり、前記表面から前記板厚方向に前記板厚の１／４の位置の前記表面と平行な面において、ビッカース硬さの最大値と前記ビッカース硬さの最小値との比が１．４０以下であり、前記ビッカース硬さの分布マップを作成したとき、前記ビッカース硬さのピーク同士の最小距離の平均値が１．００ｍｍ以下である。

Description

鋼板およびその製造方法
　本発明は、鋼板及びその製造方法に関する。
　本願は、２０１９年０４月１１日に、日本に出願された特願２０１９－０７５６９１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、自動車には、車体を軽量化して燃費を高め、炭酸ガスの排出量を低減するため、また、衝突時、衝突エネルギーを吸収して、搭乗者の保護・安全を確保するため、高強度鋼板が多く使用されている。しかし、一般に、鋼板を高強度化すると、変形能（延性、曲げ性等）が低下し、衝撃変形において生じる局所的な大ひずみ領域において破断が生じやすくなる。このことは、高強度化による軽量化の障壁となることから、様々な対策が提案されている。
　例えば特許文献１には、高い強度と優れた成形性とを両立できる引張強さが９００ＭＰａ以上の高強度鋼板が開示されている。特許文献１では、鋼組織において、面積率で、フェライトを５％以上８０％以下、オートテンパードマルテンサイトを１５％以上有するとともに、ベイナイトを１０％以下、残留オーステナイトを５％以下、焼入れままのマルテンサイトを４０％以下とし、オートテンパードマルテンサイトの平均硬さをＨＶ≦７００、かつオートテンパードマルテンサイト中における５nm以上０．５μm以下の鉄系炭化物の平均析出個数を１ｍｍ２あたり５×１０４個以上としている。
　また、特許文献２には、９００ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ良好な溶接性を有し、伸びも良好である薄鋼板が開示されている。特許文献２の薄鋼板は、フェライトを面積率で２５％以上６５％以下、マルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイトを面積率で３５％以上７５％以下、残部組織として前記フェライトおよび前記マルテンサイト以外を面積率合計で２０％以下（０％を含む）含み、前記フェライトおよび前記マルテンサイトの平均粒径がそれぞれ５μｍ以下であり、前記フェライトと前記マルテンサイトとの界面上のＳｉおよびＭｎの合計が原子濃度で５％以上である鋼組織を有していると開示されている。
　また、特許文献３には、フェライト及びベイナイトを合計で６０面積％以上、並びに残留オーステナイトを３面積％以上、２０面積％以下含有し、前記フェライト及びベイナイトの平均粒径が０．５μｍ以上、６．０μｍ以下、前記残留オーステナイト中のＣ濃度が０．５質量％以上、１．２質量％以下である鋼組織を有し、鋼板表面から５０μｍ深さ位置における圧延方向に展伸したＭｎ濃化部及びＳｉ濃化部の圧延直角方向の平均間隔が１０００μｍ以下である元素濃度分布を有し、鋼板表面のクラックの最大深さが４．５μｍ以下であり、かつ、幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度が１０個／５０μｍ以下である表面性状を有し、引張強度（ＴＳ）が８００ＭＰａ以上、１２００ＭＰａ以下、３％以上、８％以下の塑性ひずみ域における加工硬化指数（ｎ３－８）が０．１０以上、曲げ性が下記（１）式を満たす機械特性を有する冷延鋼板が開示されている。
国際公開第２００９／０９６５９６号 国際公開第２０１８／０３０５０３号 日本国特許第５６５９９２９号公報
　上述の通り、高強度鋼板において、成形性－強度バランスの向上に加え、耐衝撃性の向上が求められていることに鑑み、本発明は、高強度鋼板（亜鉛めっき鋼板、亜鉛合金めっき鋼板、合金化亜鉛めっき鋼板、合金化亜鉛合金めっき鋼板を含む）であって、成形性、強度及び耐衝撃性に優れる鋼板、及び、その製造方法を提供することを目的とする。本発明において高強度とは、鋼板の強度として、衝撃変形時に十分なエネルギーを吸収するために必要とされる最大引張応力（ＴＳ）が９００ＭＰａ以上であることを指す。
　本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意研究した。その結果、（ｉ）鋼板におけるミリメートルレベルでの均質性（以下、マクロな均質性）を高め、かつ、ミクロ組織は軟質組織とマルテンサイトとを主体とする硬質組織を含む組織として、マイクロメートルレベルでの均質性（以下、ミクロな均質性）は下げた不均質組織とすることにより、衝撃変形の局在化を抑制できること、更に、（ｉｉ）このような硬質組織はセメンタイトと遷移炭化物とを含むことで、衝撃時に容易に塑性変形が開始して、破壊の発生を抑えられること、を見出した。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
［１］本発明の一態様に係る鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５０％～０．１８０％、Ｓｉ：０．０１％～１．２０％、Ｍｎ：０．８０％～３．００％、Ａｌ：０．００５％～０．６００％、Ｔｉ：０．００５％～０．１２０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００８０％以下、Ｎ：０．０１２５％以下、Ｏ：０．００４０％以下、Ｎｂ：０～０．０７５％、Ｖ：０～１．０００％、Ｃｒ：０～１．５０％、Ｎｉ：０～１．５０％、Ｃｕ：０～１．５０％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｗ：０～１．０００％、Ｂ：０～０．００６０％、Ｓｎ：０～１．０００％、Ｓｂ：０～０．２００％、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上の合計：０～０．０１００％、を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、表面から板厚方向に板厚の１／８の位置～前記表面から前記板厚方向に前記板厚の３／８の位置の範囲におけるミクロ組織が、体積分率で、フェライト：１０～７５％、マルテンサイト：２０～９０％、残留オーステナイト：０～５％、ベイナイトおよびベイニティックフェライトの合計：０～５０％、パーライト：０～５％、を含有し、前記フェライトに占める未再結晶フェライトの割合が０～２５％であり、前記マルテンサイトに含まれるセメンタイトが、下記式（１）を満たし、前記マルテンサイトに含まれる遷移炭化物の密度が１．０×１０１３個／ｍ３以上であり、円相当径１０μｍ以上の粗大介在物の密度が０．５０個／ｍｍ２以下であり、前記表面から前記板厚方向に前記板厚の１／４の位置の前記表面と平行な面において、ビッカース硬さの最大値Ｈｖｍａｘと前記ビッカース硬さの最小値Ｈｖｍｉｎとの比が１．４０以下であり、前記ビッカース硬さの分布マップを作成したとき、前記ビッカース硬さのピーク同士の最小距離の平均値が１．００ｍｍ以下である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000008
 　式（１）において、ｄｉはｉ番目に円相当径が大きなセメンタイト粒子における単位μｍでの粒子径を表し、ａｉはｉ番目に円相当径が大きなセメンタイト粒子におけるアスペクト比を示す。
［２］［１］に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．００５～０．０７５％、Ｖ：０．０１０～１．０００％、Ｃｒ：０．０５～１．５０％、Ｎｉ：０．０５～１．５０％、Ｃｕ：０．０５～１．５０％、Ｍｏ：０．０３～１．００％、Ｗ：０．０３０～１．０００％、Ｂ：０．０００５～０．００６０％、Ｓｎ：０．０１０～１．０００％、Ｓｂ：０．００５～０．２００％、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上の合計：０．０００１～０．０１００％、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］に記載の鋼板では、前記ミクロ組織において、旧オーステナイト粒の平均粒径が５．０μｍ以下であり、かつ前記旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が２．５０以下であってもよい。
［４］［１］～［３］のいずれかに記載の鋼板は、前記ミクロ組織に含まれる前記マルテンサイトが、１．０×１０１３／ｍ２以上の転位を有してもよい。
［５］［１］～［４］のいずれかに記載の鋼板は、前記表面に亜鉛めっき層が形成されていてもよい。
［６］［１］～［４］のいずれかに記載の鋼板は、前記表面に亜鉛合金めっき層が形成されていてもよい。
［７］［５］または［６］に記載の鋼板は、前記亜鉛めっき層または前記亜鉛合金めっき層中のＦｅ含有量が、質量％で、７．０％以上、１３．０％以下であってもよい。
［８］本発明の別の態様に係る鋼板の製造方法は、［１］～［４］に記載の鋼板を製造する方法であって、［１］に記載の化学組成を有する溶鋼を、表面温度で７００～５５０℃の範囲における平均冷却速度が１０℃／時～７５℃／時となるように鋳造して、厚さが１００～５００ｍｍ以下の鋳片を得る鋳造工程と、前記鋳片を、１２００～１３５０℃に加熱し、加熱後の前記鋳片を熱間圧延して熱延鋼板とする熱間圧延工程と、前記熱延鋼板を、１００℃以下まで冷却する冷却工程と、前記熱延鋼板を、合計圧下率３０～９０％、冷間圧延完了温度が２５０℃以下となるように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、７６０℃以上、Ａｃ３＋２０℃以下の焼鈍温度に加熱し、８０℃以下まで冷却する焼鈍工程と、を有し、前記熱間圧延工程では、１０５０℃以上で施す圧下において、式（２）を満たし、合計圧下率を６０％以上とし、１０５０℃未満で施す圧下において、式（３）を満たす圧延条件で施し、前記冷却工程では、前記熱間圧延の完了温度から６３０℃までの平均冷却速度を２０℃／秒以上とし、６３０～５００℃の温度範囲において、式（４）を満たし、前記焼鈍工程では、前記焼鈍温度への加熱過程において、４００～５５０℃の温度範囲における平均加熱速度が３．０℃／秒以上であり、５５０～Ａｃ１℃の温度範囲において、式（５）を満たし、Ａｃ１～（Ａｃ１＋２０）℃の温度範囲において、平均加熱速度が１．０℃／秒以上であり、前記焼鈍温度からの冷却過程において、７２０～５５０℃の温度範囲における平均冷却速度が１０℃／秒以上であり、５５０～（Ｍｓ－８０）℃の温度範囲において、式（６）を満たし、Ｍｓ～（Ｍｓ－２５）℃の温度範囲における平均冷却速度が１０℃／秒以上であり、Ｍｓ～８０℃の温度範囲において、式（７）を満たす。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000014
 　式（２）において、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｂ］はそれぞれの含有量を示し、Ａ１、Ａ２、およびＡ３は定数項であり、Ｔｉはｉ番目の圧延を施した単位℃での温度であり、Ｔ’ｉは単位℃での、ｉ番目の圧延を施した温度Ｔｉと、ｉ＋１回目の圧延を施した温度Ｔｉ＋１との平均温度であり、ｈｉはｉ番目の圧延を施して得られる鋼板の単位ｍｍでの厚さを表す。
　式（３）において、Ｒｍ＋ｎは、１０５０℃以上での熱間圧延の総回数ｎと１０５０℃未満での熱間圧延の総回数ｍとを行った際の、１０５０℃未満の温度域における熱間圧延による組織の微細化挙動を表す指数である。
　式（４）において、Ｐ１３は、６３０℃から５００℃までの温度域における析出の進行度合いを表す指標であり、
　式（５）において、Ａ１８、Ａ１９、Ａ２０はいずれも定数であり、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｎ］は各元素の質量％での含有量を示し、ｔｉは５５０℃から数えてｉ番目の温度域における単位秒での滞在時間を示し、Ｅ４は、式（４）で得られる値であり、
　式（６）において、Ｃｉは、計算開始からｉ番目の時間範囲における、ベイナイト変態の進行度合いを表す指標であり、Ｄｉは、計算開始からｉ番目の時間範囲における、ベイナイト変態に伴うセメンタイトの生成しやすさを表す指標である。
　式（７）において、Ｅ６は前記式（６）の中辺の値であり、Ａ２５、Ａ２６、Ａ２７、Ａ２８、Ａ２９、Ａ３０、Ａ３１、Ａ３２は定数項であり、Ｍｓはマルテンサイト変態開始温度であり、Ｔｉはｉ番目の時間範囲における平均温度である。Ｔｉ，ｍｉｎは前記Ｍｓに到達してからｉ番目の時間範囲までのＴｉのうち、最小の値である。また、［元素記号］は各元素の質量％での含有量を示し、ｄｔは、単位秒での前記マルテンサイト変態開始温度に到達してから８０℃に至るまでの経過時間を１０等分した時間を示す。
［９］［８］に記載の鋼板の製造方法は、前記焼鈍工程において、前記焼鈍温度での保持時間が３．０秒以上、２００秒以下であってもよい。
［１０］［８］または［９］に記載の鋼板の製造方法は、前記焼鈍工程の後に、伸び率が３．００％以下の調質圧延を行う調質圧延工程を含んでもよい。
［１１］［８］～［１０］のいずれかに記載の鋼板の製造方法は、前記焼鈍工程の冷却過程において、前記冷延鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施してもよい。
［１２］［８］～［１０］のいずれかに記載の鋼板の製造方法は、前記焼鈍工程の前記冷却過程において、前記冷延鋼板に溶融亜鉛合金めっき処理をしてもよい。
［１３］［１１］または［１２］に記載の鋼板の製造方法は、前記焼鈍工程の前記冷却過程において、前記溶融めっき処理後または前記溶融亜鉛合金めっき処理後に合金化処理を施してもよい。
　本発明の上記態様によれば、成形性、強度及び耐衝撃性に優れる鋼板及びその製造方法を提供できる。このような鋼板は、高強度化による自動車車体の軽量化に有効である。
切欠き引張試験の試験片の形状を示す図である。 鋼板における硬さ分布の模式図であり、図中のＡは、本発明鋼における硬さ分布を示し、Ｂは比較鋼（硬さピーク間の距離が過剰に離れている例）における硬さ分布を示し、Ｃは比較鋼（硬さの最大値と最小値の差が過剰に大きい例）における硬さ分布を示す。 本発明鋼におけるミクロな均質性が低い（不均質な）ミクロ組織の様態を示す模式図である。 本発明鋼における、ミクロな均質性が低い（不均質な）ミクロ組織の、構成組織の割合と、それぞれの硬さ（強度に相当）の例を示す模式図である。 ミクロな均質性が高い（均一な）ミクロ組織の様態を示す模式図である。 ミクロな均質性が高いミクロ組織における構成組織の割合と、その硬さの例を示す模式図である。 ミクロな均質性が低い（不均質な）ミクロ組織における破壊現象の模式図であり、変形に伴ってマルテンサイト中の粗大なセメンタイトに割れが発生した様子を表す図である。 図４Ａに続いて、更に変形が進行し、マルテンサイト中の粗大なセメンタイトにおいて発生した割れが、周辺のマルテンサイトに伝播した様子を表す模式図である。 図４Ｂに続いて、更に変形が進行し、マルテンサイトを貫通した割れが周辺のフェライトや近辺の別のマルテンサイトへと伝播する様子を表す模式図である。
　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）およびその製造条件について、順次説明する。
　最初に、本実施形態に係る鋼板の成分組成（化学組成）の限定理由について説明する。以下、成分組成に係る％は、質量％を意味する。
　Ｃ：０．０５０～０．１８０％
　Ｃは、鋼の強度を大きく高める元素である。Ｃ含有量が０．０５０％未満であると、十分な引張強度（最大引張強度）が得られない。そのため、Ｃ含有量は０．０５０％以上とする。引張強度を高めるため、Ｃ含有量は、好ましくは０．０６０％以上、より好ましくは０．０７０％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．１８０％を超えると、熱処理後に多量の残留オーステナイトが生成し、耐衝撃性が十分に改善されない。そのため、Ｃ含有量は０．１８０％以下とする。耐衝撃性を更に向上させるため、Ｃ含有量は、０．１６０％以下が好ましく、０．１４０％以下がより好ましい。
　Ｓｉ：０．０１～１．２０％
　Ｓｉは、鉄系炭化物を微細化し、強度－成形性－耐衝撃性バランスの向上に寄与する元素であるが、Ｓｉを過剰に含有させると鋼が脆化する。
　Ｓｉ含有量を０．０１％未満に低減すると、マルテンサイト変態の直後から粗大な鉄系炭化物が生成し、耐衝撃性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉは強度－成形性バランスを特に高めるので、Ｓｉ含有量を０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。
　一方、特に、Ｓｉ含有量が１．２０％を超えると、破壊の起点として働く粗大なＳｉ酸化物が形成される場合があり、耐衝撃性が劣化する懸念が生じる。そのため、Ｓｉ含有量は１．２０％以下とする。また、固溶Ｓｉはフェライトの破壊を促進する元素である。そのため、更に耐衝撃性を高める場合、Ｓｉ含有量は１．００％以下が好ましく、０．８０％以下がより好ましい。
　Ｍｎ：０．８０～３．００％
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めて、強度の向上に寄与する元素である。Ｍｎ含有量が０．８０％未満であると、焼鈍の冷却過程で軟質な組織が生成して、所要の強度を確保することが難しくなる。そのため、Ｍｎ含有量は０．８０％以上とする。好ましくは１．００％以上、より好ましくは１．２０％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると、鋳造時のＭｎの偏在により、鋼板内のマクロな均質性が損なわれて耐衝撃性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。良好な耐衝撃性を確保する点で、Ｍｎ含有量は、２．８０％以下が好ましく、２．６０％以下がより好ましい。
　Ａｌ：０．００５～０．６００％
　Ａｌは、脱酸材として機能する元素である。Ａｌ含有量が０．００５％未満であると、脱酸効果が十分に得られない。そのため、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。
　一方、Ａｌは破壊の起点となる粗大な酸化物を形成し、鋼を脆化させる元素でもある。Ａｌ含有量が０．６００％を超えると、破壊の起点として働く粗大な酸化物が多数生成し、鋳片が割れ易くなる。そのため、Ａｌ含有量は０．６００％以下とする。成形性と耐衝撃性とのバランスを高めるには、Ａｌ含有量は０．４５０％以下が好ましく、０．３００％以下がより好ましい。
　Ｔｉ：０．００５～０．１２０％
　Ｔｉは、破壊の起点として働く粗大な介在物を生成するＳ、Ｎ、Ｏを低減する効果を有する元素である。また、Ｔｉは組織を微細化し、強度－成形性－耐衝撃性バランスを高める効果を有する元素である。これらの効果を得るため、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とする。Ｔｉ含有量は、０．０１０％以上が好ましい。
　一方、Ｔｉ含有量が過剰になると粗大なＴｉ硫化物、Ｔｉ窒化物及び／またはＴｉ酸化物が形成され、却って成形性－耐衝撃性バランスが劣化することがある。この観点から、Ｔｉ含有量は０．１２０％以下とする。また、Ｔｉの含有によって冷間圧延後の加熱中における再結晶が抑制され、未再結晶フェライトが残存して成形性が劣化する場合がある。この観点から、Ｔｉ含有量は０．０７５％以下とすることが好ましく、０．０６０％以下とすることがより好ましい。
　Ｐ：０．０５０％以下
　Ｐは、鋼を脆化させる、また、スポット溶接で生じる溶融部を脆化させる元素である。Ｐ含有量が０．０５０％を超えると、鋼板が脆化して生産工程において割れ易くなる。そのため、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。生産性の観点から、Ｐは０．０３５％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。
　Ｐ含有量の下限は０％を含むが、Ｐ含有量を０．００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．００１％が実質的な下限である。
　Ｓ：０．００８０％以下
　Ｓは、Ｍｎ硫化物を形成し、延性、穴拡げ性、伸びフランジ性、及び、曲げ性などの成形性や耐衝撃性を損なう元素である。Ｓ含有量が０．００８０％を超えると、成形性が著しく低下するので、Ｓ含有量は０．００８０％以下とする。成形性と耐衝撃性とのバランスを高めるため、Ｓ含有量は０．００６０％以下が好ましく、０．００４０％以下がより好ましい。
　Ｓ含有量の下限は０％を含むが、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するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。
　Ｎ：０．０１２５％以下
　Ｎは、窒化物を形成し、延性、穴拡げ性、伸びフランジ性、及び、曲げ性などの成形性を阻害する元素である。Ｎ含有量が０．０１２５％を超えると、成形性が劣化する。そのため、Ｎ含有量は０．０１２５％以下とする。また、Ｎは、溶接時に溶接欠陥を発生させて生産性を阻害する元素である。そのため、Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００６０％以下である。
　Ｎ含有量の下限は０％を含むが、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するので、実用鋼板上、０．０００５％が実質的な下限である。
　Ｏ：０．００４０％以下
　Ｏは、酸化物を形成し、延性、穴拡げ性、伸びフランジ性、及び、曲げ性などの成形性を阻害する元素である。Ｏ含有量が０．００４０％を超えると、成形性が著しく低下する。そのため、Ｏ含有量は０．００４０％以下とする。好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。
　Ｏ含有量の下限は０％を含むが、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するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。
　Ｎｂ：０～０．０７５％
　Ｎｂは、析出物による強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒化強化及び再結晶の抑制による転位強化によって、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｎｂは必ずしも含有させなくてよいので、Ｎｂ含有量の下限は０％を含むが、Ｎｂの強度向上効果を十分に得るには、Ｎｂ含有量は０．００５％以上が好ましく、０．０１０％以上がより好ましい。
　一方、Ｎｂ含有量が過剰になると、再結晶の抑制によって未再結晶フェライトが残存し、成形性が劣化する。そのため、Ｎｂ含有量を０．０７５％以下とする。成形性の観点からは、Ｎｂ含有量は好ましくは０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０４０％以下である。
　Ｖ：０～１．０００％
　Ｖは、析出物による強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒化強化及び再結晶の抑制による転位強化によって、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｖは必ずしも含有させなくてよいので、Ｖ含有量の下限は０％を含むが、Ｖ含有による強度向上効果を十分に得るには、Ｖ含有量は、０．０１０％以上が好ましく、０．０３０％以上がより好ましい。
　一方、Ｖ含有量が１．０００％を超えると、炭窒化物が多量に析出して、成形性が低下する。そのため、Ｖ含有量は、１．０００％以下とする。好ましくは０．２００％以下である。
　Ｃｒ：０～１．５０％
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｍｎの一部に替わり得る元素である。Ｃｒは必ずしも含有させなくてよいので、Ｃｒ含有量の下限は０％を含むが、Ｃｒ含有による強度向上効果を十分に得るには、Ｃｒ含有量は、０．０５％以上が好ましく、０．２０％以上がより好ましい。
　一方、Ｃｒ含有量が１．５０％を超えると、破壊の起点として働きうる粗大なＣｒ炭化物が形成される懸念がある。そのため、Ｃｒ含有量は１．５０％以下とする。好ましくは０．８０％以下である。
　Ｎｉ：０～１．５０％
　Ｎｉは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｍｎの一部に替わり得る元素である。Ｎｉは必ずしも含有させなくてよいので、Ｎｉ含有量の下限は０％を含むが、Ｎｉ含有による強度向上効果を十分に得るには、Ｎｉ含有量は、０．０５％以上が好ましく、０．２０％以上がより好ましい。
　一方、Ｎｉ含有量が１．５０％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｎｉ含有量は１．５０％以下とする。好ましくは１．００％以下である。
　Ｃｕ：０～１．５０％
　Ｃｕは、微細な粒子で鋼中に存在し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に替わり得る元素である。Ｃｕは必ずしも含有させなくてよいので、Ｃｕ含有量の下限は０％を含むが、Ｃｕによる強度向上効果を十分に得るには、Ｃｕ含有量は、０．０５％以上が好ましく、０．１５％以上がより好ましい。
　一方、Ｃｕ含有量が１．５０％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｃｕ含有量は１．５０％以下とする。好ましくは０．８０％以下である。
　Ｍｏ：０～１．００％
　Ｍｏは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に替わり得る元素である。Ｍｏは必ずしも含有させなくてよいので、Ｍｏ含有量の下限は０％を含むが、Ｍｏ含有による強度向上効果を十分に得るためには、Ｍｏ含有量は、０．０３％以上が好ましく、０．０６％以上がより好ましい。
　一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、熱間加工性が低下して生産性が低下する。そのため、Ｍｏ含有量は、１．００％以下とする。好ましくは０．５０％以下であり、より好ましくは０．３０％以下である。
　Ｗ：０～１．０００％
　Ｗは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に替わり得る元素である。Ｗは必ずしも含有させなくてよいので、Ｗ含有量の下限は０％を含むが、Ｗの強度向上効果を十分に得るには、Ｗ含有量は、０．０３０％以上が好ましく、０．１００％以上がより好ましい。
　一方、Ｗ含有量が１．０００％を超えると、熱間加工性が低下して生産性が低下する。そのため、Ｗ含有量は１．０００％以下とする。好ましくは０．６００％以下である。
　Ｂ：０～０．００６０％
　Ｂは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｍｎの一部に替わり得る元素である。Ｂは必ずしも含有させなくてよいので、Ｂ含有量の下限は０％を含むが、Ｂ含有による強度向上効果を十分に得るには、Ｂ含有量は、０．０００５％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
　一方、Ｂ含有量が０．００６０％を超えると、Ｂ析出物が生成し、却ってＢの効果が低下する。そのため、Ｂ含有量は０．００６０％以下とする。Ｂ析出物の生成を抑制し、Ｂの効果を有効に得るには、Ｂ含有量を０．００３５％以下とすることが好ましい。
　Ｓｎ：０～１．０００％
　Ｓｎは、結晶粒の粗大化を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｓｎは必ずしも含有させなくてよいので、Ｓｎ含有量の下限は０％を含むが、Ｓｎ含有による効果を十分に得るには、Ｓｎ含有量は、０．０１０％以上がより好ましい。
　一方、Ｓｎ含有量が１．０００％を超えると、鋼板が脆化し、圧延時に破断することがあるので、Ｓｎ含有量は１．０００％以下とする。
　Ｓｂ：０～０．２００％
　Ｓｂは、結晶粒の粗大化を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｓｂは必ずしも含有させなくてよいので、Ｓｂ含有量の下限は０％を含むが、Ｓｂ含有による効果を十分に得るには、Ｓｂ含有量は、０．００５％以上が好ましい。
　一方、Ｓｂ含有量が０．２００％を超えると、鋼板が脆化し、圧延時に破断することがあるので、Ｓｂ含有量は０．２００％以下とする。
　本実施形態に係る鋼板の成分組成は、必要に応じて、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種又は２種以上を含んでもよい。
　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種又は２種以上：合計で０～０．０１００％
　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭは、成形性の向上に寄与する元素である。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種又は２種以上の合計含有量の下限は０％を含むが、成形性向上効果を十分に得るには、これらの元素の含有量は、合計で０．０００１％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
　一方、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種又は２種以上の含有量の合計が０．０１００％を超えると、延性が低下する恐れがある。そのため、上記元素の含有量は、合計で０．０１００％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。
　ＲＥＭ（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ）は、ランタノイド系列に属する元素群のうち、個別に特定するＬａ、Ｃｅを除く元素群を意味する。これらは、多くの場合、ミッシュメタルの形態で添加するが、Ｌａ、Ｃｅの他に、ランタノイド系列の元素を不可避的に含有していてもよい。
　本実施形態に係る鋼板の成分組成において、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／又は製鋼過程で不可避的に混入する元素である。また、不純物の例として、Ｈ、Ｎａ、Ｃｌ、Ｓｃ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｙ、Ｚｒ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｃｓ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｐｏが挙げられる。不純物は、合計で０．１００％以下含んでもよい。
　次に、本実施形態に係る鋼板のミクロ組織について説明する。
　本実施形態に係る鋼板は、表面から板厚方向に板厚ｔの１／８の位置（（１／８）ｔ）～表面から板厚方向に板厚ｔの３／８の位置（（３／８）ｔ）の範囲におけるミクロ組織を規定する。その理由として、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置（（１／４）ｔ）の位置を中心とする上記範囲のミクロ組織が、鋼板の代表的な組織であり、鋼板の機械特性との相関が強いからである。
　また、ミクロ組織における下記組織の割合は、いずれも体積分率である。
　フェライト：１０～７５％
　フェライトは、成形性と耐衝撃性とに優れた組織であり、本実施形態に係る鋼板では１０％以上のフェライトを含む必要がある。成形性を高めるため、フェライトの体積分率は１７％以上とすることが好ましく、２５％以上とすることがより好ましい。
　一方、フェライトは強度の低い組織であり、フェライトの体積分率が過度に高まると、鋼板の強度を十分に得るために残余の部位の強度を過剰に高める必要がある。この場合、却って成形性および／または耐衝撃性が損なわれる。この観点から、フェライトの体積分率は７５％以下に制限する。フェライトの体積分率は６５％以下とすることが好ましく、５０％以下とすることがより好ましい。
　フェライトに占める未再結晶フェライトの割合：０～２５％
　未再結晶フェライトは内部に冷間圧延等によって導入されたひずみが残存したフェライトであり、通常のフェライトと比べて強度は高いが、延性および耐衝撃性は劣位である。よって、本実施形態に係る鋼板において、フェライトに占める未再結晶フェライトの割合は２５％以下に制限する。フェライトに占める未再結晶フェライトの割合は２０％以下とすることが好ましく、１５％以下であることがより好ましい。成形性を高めるには、未再結晶フェライトが含まれないことが更に好ましい。
　マルテンサイト：２０～９０％
　マルテンサイトは強度を高める組織であり、本実施形態に係る鋼板において体積分率で２０％以上含まれる必要がある。強度を高めるにはマルテンサイト（焼戻しマルテンサイトを含む）の体積分率を高めることが効果的である。そのため、マルテンサイトの体積分率は、３０％以上とすることが好ましく、４０％以上とすることがより好ましい。
　一方、マルテンサイトの体積分率を過剰に高めると、成形性が劣化する。そのため、マルテンサイトの体積分率は９０％以下に制限する。成形性を高めるには、マルテンサイトの体積分率は７５％以下とすることが好ましく、６５％以下とすることがより好ましい。
　残留オーステナイト：０～５％
　残留オーステナイトは鋼板の強度－延性バランスを向上させる組織であるが、一方で、破壊の起点として働いて耐衝撃性を低下させる組織でもある。そのため、本実施形態に係る鋼板ではその体積分率を５％以下に制限する。残留オーステナイトの体積分率は３％以下とすることが好ましく、ミクロ組織に含まれなくても構わない。
　ベイナイト及びベイニティックフェライトの合計：０～５０％
　ベイナイトおよびベイニティックフェライトは、フェライトとマルテンサイトとの間の強度－成形性バランスを有する組織であり、両者を体積分率の合計で５０％以下含んでも構わない（含まなくても構わない）。特に、強度－成形性バランスの観点から、ミクロ組織中の組織間強度差を低減する場合、一方または両方を、体積分率の合計で、５～４０％含むことが好ましく、１０～３０％含むことがより好ましい。
　パーライト：０～５％
　パーライトは強度と成形性とのバランスを損なう組織であり、その体積分率は５％以下に制限する。強度－成形性バランスを高めるため、その体積分率は３％以下とすることが好ましく、含まないことが最も好ましい。
　ここで、組織の体積分率（体積％）の決定方法について説明する。
　本実施形態に係る鋼板から、鋼板の圧延方向に平行、かつ、鋼板表面に垂直な断面を観察面とする試験片を採取する。試験片の観察面を研磨した後、ナイタールエッチングし、板厚の表面から（１／８）ｔ（ｔ：板厚）～（３／８）ｔ（ｔ：板厚）の領域において、１以上の視野にて、合計で２．０×１０－９ｍ２以上の面積を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｏｐｅ）で観察し、組織の形態（結晶粒の形状、結晶粒内の亜粒界、炭化物の生成状態など）に基づいて各組織を同定し、その面積分率（面積％）を測定し、この面積分率を以て体積分率（体積％）とみなす。これにより、フェライト、未再結晶フェライト、ベイナイト、ベイニティックフェライト、マルテンサイト、そしてＭＡ（マルテンサイトと残留オーステナイトの両方、ないし、いずれか一方よりなる領域）の体積分率を得る。複数の視野を観察する場合、各視野で解析する面積はそれぞれ４．０×１０－１０ｍ２以上とする。また、体積分率の解析は、各視野においてポイントカウンティング法によって行い、圧延方向に平行に１５本、同じく垂直に１５本の線を引き、それらの線からなる２２５個の交点において組織を判別する。
　本実施形態に係る鋼板のミクロ組織中の残留オーステナイトの体積分率は、Ｘ線回折法によって解析する。上記試験片の板厚の表面から（１／８）ｔ（ｔ：板厚）～（３／８）ｔ（ｔ：板厚）の領域において、鋼板表面に平行な面を鏡面に仕上げ、Ｘ線回折法によってＦＣＣ鉄の面積分率を解析する。その面積分率を以て残留オーステナイトの体積分率とする。また、得られた残留オーステナイトの体積分率を、観察によって求めたＭＡの体積分率から引くことでＭＡに含まれるマルテンサイトの体積分率が得られる。ＭＡに含まれるマルテンサイトと、ＦＥ－ＳＥＭでの観察によってマルテンサイトと判別された体積分率との合計を、マルテンサイトの体積分率として採用する。ただし、上記の測定方法において、単独で析出したセメンタイト、炭化物は体積分率に含めない。
マルテンサイトに含まれるセメンタイト：式（１）を満たす
　マルテンサイトは高い強度を有する組織であるが、脆い組織であり、その内部構造を制御して耐衝撃性を高める必要がある。脆性破壊は、塑性変形が起こりづらい場合に発生するので、マルテンサイトの内部に微細な炭化物を生成させて局所的に脆性クラックを発生させ、それを塑性変形の起点とし、マルテンサイトの塑性変形を効率的に誘発することで、マルテンサイトにおける脆性破壊の発生を抑制することができる。塑性変形の起点として、セメンタイトが有効である。一方、局所的な脆性クラックを発生させるセメンタイトが粗大である場合、脆性クラックの先端における応力集中度合が大きく、マルテンサイトにおける脆性破壊を却って助長する。以上の観点から、本実施形態に係る鋼板において、マルテンサイトは下記式（１）を満たすセメンタイトを含むものとする。式（１）は、マルテンサイトの内部において、脆性クラックを発生させやすい粗大なセメンタイトについて、そのクラックの発生しやすさを指標とするものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000015
　式（１）は、観察したマルテンサイト中のセメンタイト粒子のうち、耐衝撃性への影響が大きい、円相当径が大きなほうから数えて５番目までのセメンタイト粒子について計算する式である。式中の記号は、ｄｉはｉ番目に円相当径が大きなセメンタイト粒子における粒子径［μｍ］を表し、ａｉはｉ番目に円相当径が大きなセメンタイト粒子におけるアスペクト比を示す。
　式（１）の中辺の値が小さすぎると、クラックの発生頻度が不十分となり、塑性変形が効率的に惹起されず、耐衝撃性が劣化する。一方、式（１）の中辺の値が大きすぎると、クラックが過剰に発生し、塑性破壊が伝播しやすくなる。その結果、強度－成形性バランスが劣化する。このため、式（１）の中辺の値は１．００以上、１０．００以下とする。適度に塑性変形を惹起し、強度－成形性－耐衝撃性バランスを高めるには、式（１）の中辺の値は２．００以上、９．００以下とすることが好ましい。
　セメンタイト粒子の円相当径及びアスペクト比は、以下の方法で測定する。
　すなわち、前述の各組織の面積分率の測定と同じ観察面の、試験片の板厚の表面から（１／８）ｔ～（３／８）ｔの領域において、ＦＥ－ＳＥＭによって倍率３０００倍での観察を行い、任意のマルテンサイト中の１０個以上のセメンタイトについて、短径および長径を測定する。セメンタイト粒子の長径と短径の積から平方根を取った値を円相当径とし、セメンタイト粒子の長径を短径で除した値をアスペクト比とする。
マルテンサイトに含まれる遷移炭化物の密度が１．０×１０１３個／ｍ３以上
　マルテンサイトの塑性変形が開始した後、ボイドの形成を抑制しつつ塑性変形を伝播させるため、マルテンサイト内にセメンタイト以外の鉄系遷移炭化物（ε炭化物、η炭化物、χ炭化物）を生成させる。これらの炭化物は周囲のｂｃｃ鉄と整合性が良く、その周辺ではボイドが発生しづらいが、周囲のｂｃｃ鉄とは物性が異なり、その周辺では塑性変形が惹起されやすい。以上の観点から、本実施形態に係る鋼板におけるマルテンサイトは１．０×１０１３個／ｍ３以上の遷移炭化物を有する必要がある。遷移炭化物の密度が高いほど塑性変形を伝播させることが容易となり、脆性破壊の発生および伝播が抑制されることから、遷移炭化物の密度は３．０×１０１３個／ｍ３以上とすることが好ましく、５．０×１０１３個／ｍ３以上とすることがより好ましい。遷移炭化物の密度の上限は特に規定しないが、１．０×１０２２個／ｍ３超とするには、多量の炭素をマルテンサイトになる前の母相オーステナイトに溶け込ませる必要がある。この場合、マルテンサイト変態時にそのオーステナイトの一部が変態せずに残留オーステナイトとなる懸念があることから、遷移炭化物の密度は１．０×１０２２個／ｍ３以下とすることが好ましい。
　マルテンサイトの塑性変形を進めやすくするため、マルテンサイトは１．０×１０１３／ｍ２以上の転位（主として可動転位）を含むことが好ましい。転位の密度は３．０×１０１３／ｍ２以上であることが更に好ましい。
　マルテンサイトにおけるセメンタイト、遷移炭化物、および転位の観察は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ：Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて行う。遷移炭化物および可動転位の密度は、５つ以上の異なる視野において、それぞれの視野において５．０×１０－１２ｍ２以上の面積で炭化物の個数あるいは転位の長さを測定し、さらにＥＥＬＳ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｅｎｅｒｇｙ・　Ｌｏｓｓ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）法によって観察視野における試料厚さを測定することで、各観察視野において観察した体積を求め、それによってセメンタイト、遷移炭化物及び転位の密度を求めることが出来る。
旧オーステナイト粒の平均粒径：５．０μｍ以下
　マルテンサイトにおける破壊クラックの発生および伝播を抑制するには、マルテンサイトが生成する母相オーステナイト粒（鋼板となった場合には旧オーステナイト粒として観察される）を微細にすることが効果的である。母相オーステナイト粒（旧オーステナイト粒）の平均粒径は５．０μｍ以下であることが好ましく、３．５μｍ以下であることがより好ましい。また、破壊の伝播を抑制するには、母相オーステナイト粒が等方的であるほうが好ましく、母相オーステナイト粒（旧オーステナイト粒）の平均アスペクト比は２．５０以下であることが好ましく、１．７５以下であることがより好ましい。
　旧オーステナイトの粒径およびアスペクト比は、前記のＦＥ－ＳＥＭによる体積分率の測定を行った視野において、ミクロ組織から無作為に１０個以上の母相オーステナイト粒（旧オーステナイト粒）を選定し、その観察面における長径および短径を測定し、個々の粒における粒径（＝√（長径×短径））およびアスペクト比（＝長径／短径）を求め、選定したすべての粒における粒径およびアスペクト比の単純平均をもって決定する。
円相当径１０μｍ以上の粗大介在物の密度（個数密度）：０．５０個／ｍｍ２以下
　円相当径が１０μｍ以上の粗大介在物は、脆性破壊の起点として強く働き、鋼板の耐衝撃性を大きく損なう。そのため、上記のような粗大介在物の個数密度を０．５０個／ｍｍ２以下に制限する。粗大介在物の個数密度は低いほど好ましく、０．３３個／ｍｍ２以下とすることが好ましい。ここでの介在物とは、硫化物（ＭｎＳ、ＴｉＳなど）および酸化物（Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯなど）、並びに窒化物の単独あるいは複合してなる物である。
　粗大介在物の個数密度は、上述したミクロ組織の観察面において、鏡面研磨した観察面を光学顕微鏡によって観察し、鋼板の全厚において、合計で５０ｍｍ２以上の範囲において、円相当径で１０μｍ以上の介在物の個数密度を測定することで得られる。
　表面から板厚方向に板厚の１／４の位置の表面と平行な面において、ビッカース硬さの最大値Ｈｖｍａｘと前記ビッカース硬さの最小値Ｈｖｍｉｎとの比が１．４０以下、及び、ビッカース硬さの分布マップを作成したとき、前記ビッカース硬さのピーク同士（ピーク間）の最小距離の平均値が１．００ｍｍ以下
　本実施形態に係る鋼板は、耐衝撃性を高めるため、鋼板内部のマクロな均質性を高めている。具体的には、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置の表面と平行な面において、ビッカース硬さ測定値の最大値Ｈｖｍａｘと最小値Ｈｖｍｉｎとの比（ＨＶｍａｘ／ＨＶｍｉｎ）を１．４０以下とする。この比は小さいほど好ましく、耐衝撃性の観点から、１．３２以下とすることが好ましく、１．２５以下とすることがより好ましい。
　また、硬さの偏差が小さくとも、その偏差が鋼板の内部で長周期に生じている場合、広範囲に付与されたひずみが鋼板の低強度の部位に集中するため、偏差の生じる周期を短くする必要がある。具体的には、同測定面において、ビッカース硬さの分布マップを作成したとき、ビッカース硬さのピーク（周囲の全ての測定点と比べて硬さが高い測定点）の同士の平均間隔を１．００ｍｍ以下とする。ピーク同士の間の平均距離は小さいほど好ましく、０．８５ｍｍ以下とすることが好ましく、０．７０ｍｍ以下とすることがより好ましい。
　ここで、ビッカース硬さの測定は、鋼板の表面に平行な、板厚方向に１／４厚（（１／４）ｔ）付近の領域において、鏡面研磨した面に対して、圧痕の対角線長さが２５μｍ以上、４５μｍ以下となる荷重（１００～３００ｇｆ）によって測定する。圧痕は１００μｍピッチで付与し、圧延方向に２０点、板幅方向に３０点の合計６００点の圧痕を格子状に付与する。前記硬さの最大値および最小値は、６００点の測定結果における最大の硬さおよび最小の硬さとする。
　また、硬さのピークは、上記６００点の測定点のうち、最外周部に有る９６点を除いた５０４点について、各測定点に隣接する４点との硬さ測定値との大小を比較し、その測定点における硬さが最大となる点（隣接する４点よりも硬さが大きい点）をピークとして判断する。ピーク間の平均距離は、ピークをマッピングして各ピークにおける最近接ピークとの距離を測定し、その平均値を以てピーク間の平均距離と判断する。
　本実施形態に係る鋼板は、鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を有する鋼板でもよく、また、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層に合金化処理を施した合金化めっき層を有する鋼板でもよい。
　本実施形態に係る鋼板の片面又は両面に形成するめっき層は、亜鉛めっき層、又は、亜鉛を主成分とする亜鉛合金めっき層が好ましい。亜鉛合金めっき層は、合金成分として、Ｎｉを含むものが好ましい。
　本実施形態に係る鋼板では、図４Ａ→図４Ｂ→図４Ｃと続く破壊の進展挙動に対して、上述の通りマクロな硬さ分布を（例えば図２のＡのように）制御することで、図３Ａに示すような破壊の起点となるセメンタイトを有する不均質なミクロ組織に対する局所的なひずみおよび応力の集中を抑制し、更に、セメンタイトのサイズおよび形状を制御することによって、図４Ａに示すような破壊の発生を抑制する。さらに、本実施形態に係る鋼板では、マルテンサイトの靭性を高めることにより、図４Ｂ、図４Ｃのような破壊の伝播を抑制する。これにより、成形性と耐衝撃性とを向上させている。
　亜鉛めっき層及び亜鉛合金めっき層は、溶融めっき法、電気めっき法、又は蒸着めっき法で形成する。亜鉛めっき層のＡｌ含有量が増加すると、鋼板表面と亜鉛めっき層の密着性が低下するので、亜鉛めっき層のＡｌ含有量は０．５質量％以下が好ましい。亜鉛めっき層が、溶融亜鉛めっき層の場合、鋼板表面と亜鉛めっき層の密着性を高めるため、溶融亜鉛めっき層のＦｅ量は３．０質量％以下が好ましい。
　亜鉛めっき層が、電気亜鉛めっき層の場合、めっき層のＦｅ量は、耐食性の向上の点で、０．５質量％以下が好ましい。
　亜鉛めっき層及び亜鉛合金めっき層は、Ａｇ、Ｂ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｃｄ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｃｓ、Ｃｕ、Ｇｅ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｉ、Ｋ、Ｌａ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎａ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｒｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｓｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種又は２種以上を、耐食性や成形性を阻害しない範囲で、含有してもよい。特に、Ｎｉ、Ａｌ、Ｍｇは、耐食性の向上に有効である。
　本実施形態に係る鋼板の表面の亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層は、合金化処理が施された、合金化めっき層であってもよい。溶融亜鉛めっき層又は溶融亜鉛合金めっき層に合金化処理を施す場合、鋼板表面と合金化めっき層の密着性の向上の点で、溶融亜鉛めっき層又は溶融亜鉛合金めっき層のＦｅ量を７．０～１３．０質量％とすることが好ましい。
　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、汎用性や製造性を考慮すると、０．４～５．０ｍｍが好ましい。板厚が０．４ｍｍ未満であると、鋼板形状を平坦に維持することが難しくなり、寸法・形状精度が低下する。そのため、板厚は０．４ｍｍ以上が好ましい。より好ましくは０．６ｍｍ以上である。 
　一方、板厚が５．０ｍｍを超えると、製造過程で、適正なひずみ付与および温度制御を行うことが困難となり、均質な組織が得られない場合がある。そのため、板厚は５．０ｍｍ以下が好ましい。より好ましくは４．５ｍｍ以下である。
　次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。
　本実施形態に係る鋼板は、製造方法に依らず、上記の特徴を有していればその効果が得られるが、以下の工程を含む製造方法によれば安定して製造できるので好ましい。
（Ｉ）所定の化学組成を有する溶鋼を、表面温度で７００～５５０℃の範囲における平均冷却速度が１０℃／時～７５℃／時となるように鋳造して、厚さが１００～５００ｍｍ以下の鋳片を得る鋳造工程、
（ＩＩ）前記鋳片を、１２００～１３５０℃に加熱し、加熱後の前記鋳片を熱間圧延して熱延鋼板とする熱間圧延工程、
（ＩＩＩ）前記熱延鋼板を、室温まで冷却する冷却工程、
（ＩＶ）前記熱延鋼板を、合計圧下率３０～９０％、圧延完了温度が２５０℃以下で冷間圧延して冷延鋼板とする冷間圧延工程、
（Ｖ）前記冷延鋼板を、７６０℃以上、Ａｃ３＋２０℃以下の焼鈍温度に加熱し、８０℃以下まで冷却する焼鈍工程。
　以下、各工程について好ましい条件を説明する。
＜鋳造工程＞
　本実施形態に係る鋼板を製造するには、まず、上述した本実施形態に係る鋼板が有する化学成分（成分組成）と同じ組成を有する鋳片を鋳造する。熱間圧延に供する鋳片は、製造コストの観点から連続鋳造によって生産することが好ましいが、その他の鋳造方法（例えば造塊法）で生産しても構わない。鋳片の厚さは、熱間圧延工程において適正なひずみ量を与えるため、１００ｍｍ以上５００ｍｍ以下とし、１５０ｍｍ以上３５０ｍｍ以下とすることが好ましい。鋳片の厚さが１００ｍｍ未満であると、適正なひずみ量を付与した後の鋼板が薄くなりすぎ、平坦な形状を得ることが難しい。一方、鋳片の厚さが５００ｍｍを超えると、鋳片の冷却中に鋳片が割れるリスクがある。
　鋳造工程では、鋳片の冷却過程において、その表面温度が７００℃に達してから５５０℃に到達するまでの平均冷却速度を１０℃／時～７５℃／時とする。当該温度範囲では、鋳片内部において相変態に伴う元素の偏在が進むので、平均冷却速度が１０℃／時未満であると、偏析が過度に進行して最終的に得られる鋼板における最大硬さと最小硬さとの比が大きくなり、耐衝撃性が劣化する。この観点から、当該温度域における平均冷却速度を１０℃／時以上とすることが好ましく、１３℃／時以上とすることが更に好ましい。
　一方、表面温度が７００℃に達してから５５０℃に到達するまでの平均冷却速度が７５℃／時超であると、偏析が十分に進行せず、周期の大きな濃度変動が鋼板の強度変動に与える影響が大きくなり、最終的に得られる鋼板における硬さピーク間の平均距離が大きくなり、耐衝撃性が劣化する。この観点から、平均冷却速度を７５℃／時以下とすることが好ましく、６５℃／時以下とすることがより好ましく、３０℃／時以下とすることがさらに好ましい。
　鋳片は、更に冷却を進めて一旦常温まで冷却しても構わないが、加熱に必要なエネルギーを削減できるため、高温のまま直接熱間圧延に供しても構わない。
＜熱間圧延工程＞
　続いて、鋳片に熱間圧延を施す。まず、鋳片を１２００℃以上の温度まで加熱する。鋳片の加熱温度が低いと、鋳片中の粗大な炭窒化物に起因する局所的な元素濃化部位が生じ、最終的に得られる鋼板における最大硬さと最小硬さとの比が大きくなる。また、以降の熱間圧延をより高温で行い、鋼板のマクロな均質性を高めるため、鋳片の加熱温度は１２２０℃以上とすることが好ましい。一方、鋳片の加熱温度が１３５０℃を超えると、組織が粗大となり、以降の熱間圧延による鋼板内部の均質化の効果が損なわれる。そのため、鋳片の加熱温度は１３５０℃以下とし、１３２０℃以下とすることが好ましい。
　鋳片を加熱後に熱間圧延を施す。熱間圧延は、まず最高加熱温度から１０５０℃までの間（１０５０℃以上の温度域）で、合計圧下率（累積圧下率）が６０％以上となる圧延を施す。この温度域における合計圧下率が６０％未満では、熱間圧延による鋼板内部の均質化の効果が十分に発揮されない。合計圧下率は７０％以上とすることが好ましい。１０５０℃以上の温度域における合計圧下率の上限は特に設定しないが、過剰な圧下は鋼板の形状を損なうので、合計圧下率は９５％以下とすることが好ましい。
　また、最高加熱温度から１０５０℃までの間の熱間圧延は、鋼板内部の均質化を十分に進めるため、下記の式（２）を満たす必要がある。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000016
　式（２）は、圧延によるひずみの蓄積度合と、オーステナイトの再結晶の度合とを表す式からなり、式（２）の左辺の値が大きいほど、オーステナイト粒界が鋼板内部を移動し、鋼板内部の均質化が進行する。指数関数項にある二つの項のうち、前者（定数Ａ２を含む項）はひずみの蓄積度合を、後者（定数Ａ３を含む項）はオーステナイトの再結晶の度合いを表す式に由来し、その他の項は二つの式の係数を整理して得られる。
　式（２）における記号について説明する。ｎは最高加熱温度から鋼板の温度が１０５０℃に達するまでの圧延回数である。１回目からｎ回目の圧延それぞれについて、Ａ１項以降の式を計算し、その総和が式（２）の左辺の値となる。Ａ１、Ａ２、およびＡ３は定数項であり、それぞれ、１．５３×１０２、１．６０×１０４、２．３１×１０４、である。［元素記号］（［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｂ］）は各元素の含有量［質量％］を表す。Ｔｉはｉ番目の圧延を施した温度［℃］である。Ｔ’ｉはｉ番目の圧延を施した温度Ｔｉと、ｉ＋１回目の圧延を施した温度Ｔｉ＋１との平均温度［℃］である。但し、Ｔ’ｎはｎ番目の圧延を施した温度Ｔｎと１０５０℃との平均温度とする。ｈｉはｉ番目の圧延を施して得られる鋼板の厚さ［ｍｍ］を表す。ｈ０は加熱した鋳片の厚さとする。ｔｉはｉ番目の圧延を施してからｉ＋１番目の圧延を施すまでの経過時間［秒］とする。ｔｎはｎ番目の圧延を施してから鋼板温度が１０５０℃になるまでの経過時間とする。
　式（２）の左辺の値が大きいほど、熱間圧延による均質化が進行する。熱間圧延は、１０５０℃以上の温度域において、式（２）の左辺の値が１．００以上となる条件で施す。鋼板内部の均質度合を高め、耐衝撃性を改善するには、式（２）の左辺の値が１．２０以上となる条件で熱間圧延を施すことが好ましく、１．４０以上となる条件で施すことが更に好ましい。式（２）を満たすよう、熱間圧延の途中で適宜加熱、冷却を施しても構わない。式（２）の左辺の値の上限は特に設定しないが、式（２）の左辺の値が過剰に大きくなると、鋼板の組織が粗大化し、１０５０℃到達以降の熱間圧延による組織の微細化が困難となるので、式（２）の左辺の値は６．００以下に制限することが好ましい。式（２）の左辺の値を大きくするには、加熱装置などの設備が必要となるので、生産コストの観点からは式（２）の左辺の値は４．００以下とすることが好ましい。
　１０５０℃に到達してから圧延完了温度まで（１０５０℃未満の温度域）の熱間圧延条件は、下記の式（３）を満たすものとする。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000017
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000018
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000019
　式（３）は１０５０℃未満の温度域における熱間圧延による組織の微細化挙動を表す指数であり、熱間圧延に伴う再結晶核生成に関わる項と、圧延後の粒成長に関わる項に由来し、係数を整理して得られる。
　式（３）における記号について説明する。ｎは１０５０℃以上での熱間圧延の総回数である。ｍは１０５０℃未満での熱間圧延の総回数である。ｊは１０５０℃未満で施す圧延について、１０５０℃未満で何回目の圧延に当たるかを示す。ｈｎ＋ｊ［ｍｍ］、Ｔｎ＋ｊ［℃］、Ｔ’ｎ＋ｊ［℃］、ｔｎ＋ｊ［秒］は、それぞれ式（２）における記号と同じ意味を有する。Ｔ’ｎ＋ｍは、１０５０℃未満でのｍ番目の熱間圧延における圧延温度と８００℃との平均温度とする。また、ｔｎ＋ｍは１０５０℃未満でのｍ番目の熱間圧延が完了してから鋼板温度が８００℃に至るまでの経過時間とする。Ｅ２は、式（２）の左辺の値を表す。［元素記号］（［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｂ］、［Ｍｏ］、［Ｃ］）は各元素の含有量［質量％］を表す。Ａ４、Ａ５、Ａ６、Ａ７、Ａ８は定数であり、それぞれ、５．８６×１００、５．００×１０－１、３．３７×１０４、６．４４×１０４、１．３５×１０４、である。
　上記式では、まず式（２）の結果を基にＲｎを計算し、１０５０℃未満での熱間圧延について、１回目の圧延についてＲｎ＋１を計算し、続いてＲｎ＋２を計算し、順次計算を行って得られるＲｎ＋ｍ（Ｒｍ＋ｎ）について、式（３）を満たすかを求める。
　式（３）の左辺の値が１０．００より大きいと、熱間圧延後の組織が粗大となり、熱間圧延後の相変態に伴って炭素が偏在して粗大なセメンタイトが生成し、最終的に得られる鋼板において所望の組織が得られない。Ｔｉ炭化物を微細化して冷間圧延後の再結晶を効果的に進める場合、１０５０℃未満での圧下は式（３）の左辺の値が７．５０以下となる条件で施すことが好ましく、５．００以下となる条件で施すことがより好ましい。式（３）の左辺の値の下限は特に設定しないが、０．５０未満とするには鋼板を過剰に薄くする必要があり、熱間圧延後の鋼板の形状が崩れる。そのため、０．５０以上とすることが好ましい。生産コストの観点からは、式（３）の左辺の値の下限は１．５０以上とすることが更に好ましい。
　熱間圧延の完了温度は、式（３）を満たす範囲で選定すればよいが、８００℃未満では圧延反力が大きくなり、鋼板の形状が劣化する懸念がある。そのため、８００℃以上とすることが好ましい。また、圧延完了温度を１０００℃超として式（３）を満たすには鋼板の再加熱が必要となり、生産コストが増大する。そのため、圧延完了温度は１０００℃以下とすることが好ましい。
＜冷却工程＞
　熱間圧延完了後は熱間圧延の完了温度～６３０℃までの平均冷却速度が２０℃／秒以上、かつ、６３０～５００℃の温度範囲において、式（４）を満たすように１００℃以下（例えば室温）まで冷却する。
　熱間圧延の完了温度～６３０℃までの平均冷却速度が２０℃／秒未満であると、熱間圧延後の相変態に伴って炭素が偏在して粗大なセメンタイトが生成し、最終的に得られる鋼板において所望の組織が得られない。また、鋼板のマクロな均質性もこの温度域での相変態によって損なわれる。そのため、耐衝撃性をより高める場合、熱間圧延の完了温度～６３０℃までの平均冷却速度は３０℃／秒以上であることが好ましい。平均冷却速度の上限は特に設定しないが、２００℃／秒を超える冷却速度を得るには特殊な冷媒を要するので、生産コストの観点から、平均冷却速度は２００℃／秒以下とすることが好ましい。
　本実施形態における、平均冷却速度および平均加熱速度とは、設定する範囲の始点と終点との温度差を、始点から終点までの経過時間で除した値とする。
　その後、６３０℃から５００℃における温度履歴は以下の式（４）を満たすようにする。Ｐ１３は、後述の式を用いて計算することによって求められる６３０℃から５００℃までの温度域におけるセメンタイトとＮｂ、Ｔｉの炭窒化物の析出の進行度合いを表す指標である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000020
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000021
　本実施形態では、６３０℃から５００℃までの温度域を１０℃ごとに１３分割し、１～１３番目の相変態及び析出度合いを計算する。Ｐ１は、６３０℃から６２０℃の温度域における析出の進行度合いを評価する指標であり、相変態の進行度合いを評価する項Ｘ１と、変態後の領域における析出度合を評価する項Ｙｉからなる。Ｘ１が大きいほど相変態は進行し、Ｙ１が大きいほど変態後の領域におけるＮｂ、Ｔｉの炭化物（合金炭化物）の析出が進行する。
　式中の符号について説明する。Ａ９、Ａ１０、Ａ１１、Ａ１２、Ａ１３、Ａ１４、Ａ１５、Ａ１６、Ａ１７は定数であり、それぞれ３．７０×１０１２、３．９３×１０４、１．９３×１００、１．００×１０７、９．０９×１０－２、２．８０×１０－３、２．５４×１０４、４．１２×１０－２、３．０３×１０４である。［元素記号］（［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ａｌ］、［Ｎｂ］、［Ｂ］、［Ｍｏ］、［Ｔｉ］、［Ｎ］）はそれぞれの元素の含有量［質量％］である。Ｅ３は、前述の式（３）の左辺の値である。
　（２５－２００［Ｃ］－２７［Ｍｎ］－１４［Ｃｒ］－１２［Ｎｉ］＋１８［Ａｌ］）の項が負となる場合は、同項は０として計算する。
　続いて、６３０℃から（６３０－１０×ｉ）℃までの温度域における領域における析出の進行度合いの評価指標Ｐｉを計算する。上述のｉ＝１における計算を行った後、その結果を用いて、ｉ＝２の場合、ｉ＝３の場合と順に計算を行う。ｉが２以上の場合の指標Ｐｉは下記のように定義する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000022
　但し、（１５＋１０ｉ－２００［Ｃ］－２７［Ｍｎ］－１４［Ｃｒ］－１２［Ｎｉ］＋１８［Ａｌ］）の項が負となる場合は、同項は０とする。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000023
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000024
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000025
　上述の式（４）におけるＰ１３が１．００×１０－８未満であると、一部のＴｉおよびＮｂが固溶のまま残存し、冷間圧延後の再結晶が抑制されて未再結晶フェライトが残存する。再結晶を進め、成形性を改善する場合、Ｐ１３は１．００×１０－８以上とする。成形性を高めるには、Ｐ１３は２．００×１０－８以上とすることが好ましい。
　一方、Ｐ１３を過度に高めると、セメンタイトが粗大化し、冷間圧延後の熱処理を経ても、溶解せずに残存する懸念がある。このことから、Ｐ１３を１．００×１０－７以下に制限する。セメンタイトの不要な粗大化を避けるため、Ｐ１３は７．５０×１０－8以下とすることが好ましく、６．００×１０－８以下とすることがより好ましい。冷間圧延を施す前であれば、鋼板の温度が５００℃を下回ってから、再度５００℃以上まで再加熱しても構わない。
＜冷間圧延工程＞
　続いて、室温まで冷却した鋼板に酸洗処理を施し、続けて冷間圧延を施す。冷間圧延における合計圧下率は３０％以上、９０％以下とする。冷間圧延における合計圧下率が３０％未満では、その後の熱処理における再結晶の進行が不十分となり、未再結晶フェライトが残存する。また、組織を微細化して強度－成形性－耐衝撃性バランスを高める観点から、合計圧下率は４０％以上であることが好ましく、５０％以上であることがより好ましい。
　一方、冷間圧延における合計圧下率が９０％を超えると、鋼板の異方性が高まり、成形性が劣化する。成形性を高める観点からは、鋼板の異方性を低減するために、合計圧下率は８０％以下であることが好ましく、７０％以下であることがより好ましい。
　冷間圧延において、鋼板の温度は加工発熱により上昇する。鋼板の温度が過剰に高まると、加工ひずみの蓄積が十分に進まず、再結晶の進行が阻害される場合がある。このため、冷間圧延の完了時点における鋼板の温度（冷間圧延完了温度）が２５０℃以下となるよう、圧下率およびパス間時間を制御する。成形性の観点から、再結晶を効率的に進めるには、冷間圧延の完了温度は２００℃以下であることが好ましい。
＜焼鈍工程＞
［加熱過程］
　続いて、冷間圧延後の鋼板（冷延鋼板）に熱処理（焼鈍）を行う。最初に最高加熱温度（焼鈍温度）まで加熱するが、その過程では加熱速度を制御し、再結晶を進める。４００℃から５５０℃における平均加熱速度が３．０℃／秒未満であると、鋼板中の転位の回復が過剰に進行し、再結晶が抑制されるので、４００～５５０℃の温度域における平均加熱速度は３．０℃／秒以上とする。平均加熱速度の上限は特に設定しないが、生産コストの観点から、２００℃／秒以下とすることが好ましい。
　続いて、５５０℃からＡｃ１（℃）までの加熱において、温度履歴が式（５）を満たすように加熱する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000026
　式（５）の中辺は再結晶の進行度合いを表す式であり、５５０℃からＡｃ１（℃）までの温度域を１０等分し、各温度域での滞留時間において、どの程度再結晶が進行しうるかを評価した総和である。式中の符号について、説明する。Ａ１８、Ａ１９、Ａ２０はいずれも定数であり、それぞれ、１．５４×１０１６、３．８１×１０４、３．６８×１０２である。ｒは冷間圧延での圧下率を表す。Ａｃ１は後述する方法で各鋼にて求めたＡｃ１点（℃）である。Ｅ４は先述の式（４）のＰ１３の値である。［元素記号］（［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｎ］）は各元素の含有量［質量％］を示す。ｔｉは５５０℃から数えてｉ番目の温度域における滞在時間［秒］を示す。
　式（５）の中辺の値が１．００未満では、十分に再結晶が進行せず、成形性が劣化する。そのため、式（５）の中辺の値を１．００以上とする。成形性を高めることを目的として再結晶を十分に進めるには、式（５）の中辺の値は１．２５以上とすることが好ましく、１．５０以上とすることがより好ましい。一方、５５０℃からＡｃ１までの温度域ではセメンタイトの減数成長が進む。式（５）の中辺の値が１０．００を超えると、最終的に得られる鋼板に粗大なセメンタイトが残存するので、式（５）の中辺の上限を１０．００とする。セメンタイトの粗大化を防ぐには、式（５）の中辺の値は７．００以下とすることが好ましく、５．００以下とすることがより好ましい。
　更に、Ａｃ１（℃）からＡｃ１＋２０（℃）までの平均加熱速度を１．０℃／秒以上とする。これによってオーステナイトの核生成が鋼板内部で均質に進行し、硬さの変動が小さくなるので鋼板のマクロな均質性が高まる。Ａｃ１からＡｃ１＋２０℃の温度域の平均加熱速度は３．０℃／秒以上とすることが好ましく、５．０℃／秒以上とすることがより好ましい。
　一方、Ａｃ１からＡｃ１＋２０℃の温度域の平均加熱速度が速いと、セメンタイトが溶け残りやすくなり、耐衝撃性が劣化する。そのため、平均加熱速度は５０℃／秒以下とし、３０℃／秒以下とすることが好ましく、１５℃／秒以下とすることがより好ましい。
　Ａｃ１＋２０℃から最高加熱温度までの加熱速度は特に規定しないが、オーステナイトを等方的に成長させるため、５．０℃／秒以下であることが好ましい。
　熱処理における最高加熱温度（焼鈍温度）は７６０℃以上とする。焼鈍温度が７６０℃未満では、粗大なセメンタイトが溶け残り、耐衝撃性が劣化する。強度を高めることを目的としてマルテンサイトの体積分率を増やすには、焼鈍温度において十分にオーステナイトが生成するよう、焼鈍温度は７７０℃以上であることが好ましく、７８０℃以上であることがより好ましい。
　一方、焼鈍温度がＡｃ３＋２０℃を超えると、その後の冷却過程においてフェライトが生成するものの、フェライトの生成サイトがＭｎ等の偏析によって偏るので、鋼板のマクロな均質性が損なわれる。よって、焼鈍温度はＡｃ３＋２０℃以下とする。フェライト分率を高めて成形性を高める場合、焼鈍温度はＡｃ３（℃）以下であることが好ましく、Ａｃ３－２０℃以下であることがより好ましい。
　ここで、Ａｃ１点およびＡｃ３点は、冷間圧延後の鋼板から小片を切出し、３℃／秒で１２００℃まで加熱し、その間の体積膨張挙動を測定して得る。同一条件で製造してＡｃ１点およびＡｃ３点を評価したことのある冷間圧延後の鋼板については、この測定を省略し、過去の測定結果を用いて製造条件を定めて問題ない。
［保持過程］
　焼鈍温度における保持時間、すなわち、冷延した鋼板の加熱過程で最高加熱温度－１０℃に到達してから、最高加熱温度（焼鈍温度）を経て再び最高加熱温度－１０℃に到達するまでの時間は３．０秒以上とすることが好ましい。保持時間が過度に短いと、鋼板の内部における温度が十分に均質とならず、硬さの変動が大きくなって耐衝撃性が劣化する。この観点から、保持時間は１０．０秒以上とすることがより好ましく、２５．０秒以上とすることがさらに好ましい。保持時間の上限は特に設定しないが、２００秒を超えて保持しても、鋼板のマクロな均質性はそれ以上高まらないことから、生産コストを鑑みて２００秒以下とすることが好ましい。
［冷却過程］
　最高加熱温度まで加熱し、保持時間を確保した後、冷却を施す。
　冷却過程では、７２０～５５０℃の温度範囲における平均冷却速度が１０℃／秒以上であり、５５０～（Ｍｓ－８０）℃の温度範囲において、式（６）を満たし、Ｍｓ～（Ｍｓ－２５）℃の温度範囲における平均冷却速度が１０℃／秒以上であり、Ｍｓ～８０℃の温度範囲において、式（７）を満たすように冷却を行う。
　７２０℃から５５０℃の間における平均冷却速度は１０℃／秒以上とする。この温度域における冷却速度が不十分であると、パーライトが生成し、十分な量のマルテンサイトが得られない場合がある。冷却速度の上限は特に規定しないが、２００℃／秒を超える冷却速度を実現するには特殊な冷媒および／または冷却装置が必要となるので、生産コストの観点からは２００℃／秒以下に限定することが好ましい。
　５５０℃からＭｓ－８０℃における温度履歴は、下記の式（６）を満たすものとする。
　式（６）は、鋼板温度が５５０℃に到達した時点を起点とし、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）－８０℃に到達した時点を終点として、その間の温度履歴を経過時間に対して１０等分し、それぞれの時間範囲において計算を行う。
　ベイナイト変態開始温度（Ｂｓ）［℃］、および、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）［℃］は、下記の式を用いて求める。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000027
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000028
　［元素記号］（［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ａｌ］）は各元素の含有量［質量％］を示す。Ａｃ１およびＡｃ３は、それぞれ、各鋼板をオーステナイト単相まで加熱する際の変態開始温度［℃］、および変態完了温度［℃］を示す。ＴＨ［℃］は、各鋼板の熱処理における最高加熱温度を示す。ＴＨがＡｃ３を超える場合、（Ａｃ３－Ａｃ１）／（ＴＨ－Ａｃ１）項は１．００とする。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000029
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000030
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000031
　式（６）はベイナイト変態およびそれに伴う微細セメンタイトの生成挙動を表す式である。
　Ｃｉは、計算開始からｉ番目の時間範囲における、ベイナイト変態の進行度合いを表す指標である。Ａ２１、Ａ２２は定数であり、それぞれ３．９５×１００、７．１５×１０３である。Ｂｓはベイナイト変態開始温度［℃］である。Ｔｉは当該時間範囲における平均温度［℃］である。［元素記号］（［Ｃ］、［Ｓｉ］）は各成分の含有量［質量％］を示す。ｔｉは各時間範囲における経過時間［秒］である。ＴｉがＢｓを上回る場合、（Ｂｓ－Ｔｉ）項は０とする。また、Ｃ０は０とする。
　Ｄｉは、計算開始からｉ番目の時間範囲における、ベイナイト変態に伴うセメンタイトの生成しやすさを表す指標である。Ａ２３、Ａ２４は定数であり、それぞれ、４．０３×１０－１２、３．４０×１０－１である。Ｔｉは当該時間範囲における平均温度［℃］である。［元素記号］（［Ｓｉ］、［Ａｌ］、［Ｍｏ］、［Ｃｒ］）は各成分の含有量［質量％］を示す。ｔｉは各時間範囲における経過時間［秒］である。
　式（６）の中辺はＣｉとＤｉの積の総和であり、式（６）の中辺の値が－２．００を下回る場合、未変態のオーステナイトに過剰に固溶炭素が蓄積し、室温まで冷却しても変態が完了せず、多量の残留オーステナイトを含む組織が形成され、耐衝撃性が劣化する。一方、式（６）の中辺の値が２．００を超えると、セメンタイトが過剰に生成して未変態オーステナイトからのベイナイト変態が過剰に進むため、十分な量のマルテンサイトが得られず、強度が低下する。以上の観点から、該温度域における温度履歴は式（６）を満たすものとする。式（６）の中辺の値は－１．３０以上、１．３０以下であることが好ましく、－０．８０以上、０．８０以下であることがより好ましい。
　５５０℃からＭｓ－８０℃までの冷却過程において、式（６）を満たす温度履歴の範囲において、この間に鋼板に溶融亜鉛めっき処理あるいは溶融亜鉛合金めっき処理を施しても構わない。この際、めっき浴への浸漬前に鋼板を再加熱しても構わない。更に、式（６）を満たす温度履歴の範囲であれば、めっき処理後の鋼板を更に加熱し、めっき層の合金化処理を施しても構わない。
　５５０℃からＭｓ－８０℃までの冷却過程において、特にＭｓ～（Ｍｓ－２５）℃の区間における平均冷却速度を１０℃／秒以上とする。この間の冷却速度が不十分であると、マルテンサイトから生成するセメンタイトが粗大化して個数が不十分となり、式（１）を満たさなくなる。Ｍｓ～（Ｍｓ－２５）℃の温度域における平均冷却速度が１０℃／秒以上であると、微細なセメンタイトが生じやすくなる。微細なセメンタイトを十分に生成させ、マルテンサイトの塑性変形を惹起するには、Ｍｓ～（Ｍｓ－２５）℃の温度域における平均冷却速度は２０℃／秒以上であることが好ましい。一方、Ｍｓ～（Ｍｓ－２５）℃の温度域における冷却速度が過剰であると、セメンタイトが生成せず、マルテンサイトの塑性変形を適度に起こすことが困難となる。この観点から、平均冷却速度は１５０℃／秒以下であることが好ましく、７５℃／秒以下であることがより好ましく、５０℃／秒以下であることが更に好ましい。
　更に、Ｍｓ℃から８０℃までの冷却における温度履歴が、式（７）を満たすように冷却する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000032
　式（７）は遷移炭化物の生成度合を表す式であり、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ［℃］）到達から８０℃に至るまでの経過時間を１０等分し、各時間範囲において計算を行い、その総和を求める。Ｅ６は式（６）の中辺の値である。（１－ｅｘｐ［－Ｅ６－Ａ２５］）の計算結果が負となる場合、同（　）内の値は０と見做して計算する。Ａ２５、Ａ２６、Ａ２７、Ａ２８、Ａ２９、Ａ３０、Ａ３１、Ａ３２は定数項であり、それぞれ、２．３１×１００、３．７０×１０－２、１．４４×１０２、３．２３×１０３、３．９６×１０３、２．１０×１０－２、９．６３×１０１、１．３２×１０１である。Ｍｓは前述の方法で求めるマルテンサイト変態開始温度である。Ｔｉはｉ番目の時間範囲における平均温度である。Ｔｉ，ｍｉｎはＭｓ到達からｉ番目の時間範囲までのＴｉのうち、最小のものである。［元素記号］（［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｓｉ］、［Ａｌ］）は各元素の含有量［質量％］を示す。ｄｔはマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）到達から８０℃に至るまでの経過時間を１０等分した時間［秒］を示す。
　式（７）の中辺の値が０．００未満では、遷移炭化物の生成に十分な時間が得られないか、あるいは、セメンタイトの生成が優先される温度条件であるので、遷移炭化物の生成が過度に抑制され、十分な遷移炭化物が得られない。そのため、式（７）の中辺の値が０．００以上となるように冷却する。好ましくは０．２０以上、より好ましくは０．４０以上である。
　一方、式（７）の中辺の値が３．００超では、遷移炭化物の一部からセメンタイトが生成し、遷移炭化物が減少して、十分な遷移炭化物が得られない。式（７）の中辺の値は２．５０以下であることが好ましく、２．２０以下であることが更に好ましい。
＜調質圧延工程＞
　冷却終了後に、圧下率が３．００％以下の調質圧延を施しても良い。調質圧延を施すことで、マルテンサイトの内部に可動転位が導入され、その塑性変形は促進される。ただし、調質圧延の圧下率が３．００％超であると、塑性変形量が過大となり、均一伸びが大きく劣化するので、好ましくない。
　熱処理後の鋼板に電気めっき処理を施し、鋼板の片面または両面に亜鉛めっき層を有する電気めっき鋼板としても構わない。熱処理後の鋼板に蒸着めっき処理を施し、鋼板の片面または両面に亜鉛めっき層を有する亜鉛めっき鋼板としても構わない。
　熱処理中の雰囲気を制御し、鋼板の表面を改質しても構わない。例えば、脱炭雰囲気で加熱処理することで、鋼板表層部が適度に脱炭された曲げ性に優れた鋼板が得られる。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用する一条件例である。本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。
　表１Ａ、表１Ｂに示す化学組成の溶鋼を鋳造して鋳片を製造する。次に、鋳片を表２Ａ～表２Ｄに示す条件で冷却し、更に、表２Ａ～表２Ｄに示す条件で、熱間圧延および冷間圧延を施して鋼板を得る。その後、鋼板に表３Ａ～表３Ｄに示す条件で、熱処理を施す。
　表１Ａ、表１Ｂの残部はＦｅ及び不純物である。
　表２Ａ～表２Ｄにおいて、「冷却速度１」は鋳片の冷却過程において、鋳片表面の温度が７００～５５０℃における平均冷却速度を示す。熱間圧延工程における「冷却速度２」は熱間圧延完了から６３０℃までの間における平均冷却速度を示す。
　表３Ａ～表３Ｄにおいて、「加熱速度１」は、４００～５５０℃における平均加熱速度を示す。「加熱速度２」は、Ａｃ１～（Ａｃ１＋２０）℃における平均加熱速度を示す。「冷却速度３」は７２０～５５０℃における平均冷却速度を示す。「冷却速度４」はＭｓ～（Ｍｓ－２５）℃における平均冷却速度を示す。
　一部の鋼板には、冷却過程あるいは冷却後にめっき処理を施す。表３Ａ～表３Ｄの「めっき浴」はめっき種を表す。表３Ａ～表３Ｄにおいて、「ＥＧ」は、冷却後の鋼板に、電気めっき処理によって亜鉛めっきを付与する例である。「蒸着」は、冷却後の鋼板に、蒸着めっき処理によって亜鉛めっきを付与する例である。「ＧＡ」は、冷却過程の鋼板を、有効Ａｌ量［質量％］を０．１５０％以下に制御した溶融亜鉛浴に浸漬し、溶融亜鉛めっきを付与する例である。「ＧＩ」は、冷却過程の鋼板を、有効Ａｌ量を０．１５０％超に制御した溶融亜鉛浴に浸漬し、溶融亜鉛めっきを付与する例である。「Ｚｎ合金」は、冷却過程の鋼板を、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ浴に浸漬し、溶融亜鉛合金めっきを付与する例である。溶融亜鉛浴ないし溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ浴に浸漬した鋼板を加熱し、めっき層と地鉄の界面を合金化する合金化処理を行う場合、再加熱による到達温度を「合金化温度」として記載する。有効Ａｌ量とは浴中の全Ａｌ量から全Ｆｅ量を引いた値とする。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000033
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000034
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000035
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000036
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000037
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000038
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000039
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000040
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000041
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000042
　表４Ａ～表４Ｄに、表１Ａ～表３Ｄの製造条件によって得られる鋼板のミクロ組織の観察結果を示す。組織分率は、フェライト（α）、未再結晶フェライト（未再結晶α）、ベイナイト（Ｂ）、ベイニティックフェライト（ＢＦ）、パーライト（Ｐ）、マルテンサイト（Ｍ）、残留オーステナイト（残留γ）の、各組織の体積分率を表す。ただし、「未再結晶フェライト」はフェライトに占める未再結晶フェライトの割合を示す。「表面」は鋼板表面の状態を表し、めっき処理していない鋼板（ＣＲ）、電気めっき層を有する鋼板（ＥＧ）、溶融亜鉛めっき層を有する鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板（ＧＡ）、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき層を有する鋼板（Ｚｎ合金）に分類する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000043
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000044
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000045
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000046
　表５Ａ～表５Ｄに、表１Ａ～表３Ｄの製造条件によって得られた鋼板の特性を示す。
　引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に記載の５号試験片を作製し、引張軸を鋼板の幅方向として、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に従って行う。引張試験における引張強度が９００ＭＰａ以上であることを前提として、引張強度（最大公称応力（ＴＳ：Ｔｅｎｓｉｌｅ　Ｓｔｒｅｎｇｔｈ））と均一伸び（ＵＥＬ：Ｕｎｉｆｏｒｍ　Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）との値が下記の式（８）を満たす場合に、強度－成形性バランスに優れると判断する。
　０．２％耐力を引張最大強度で除した降伏比が０．９０以下の場合には、プレス成形時のスプリングバックが小さくなるため、より好ましいと判断する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000047
　ここで、式（８）中の記号は、ＴＳ：引張強度、ＵＥＬ：均一伸びである。
　成形後の耐衝撃性を評価するため、切欠き引張試験及び曲げ試験を行う。
　切欠き引張試験は、図１に示す試験片、鋼板の幅方向に２００ｍｍの長さとして切出した短冊状の小片、を用い、鋼板の幅方向を引張軸として行う。切欠き引張試験における最大公称応力を、５号試験片による引張試験の最大公称応力で除し、その値が０．７５以上であれば合格とする。
　曲げ試験は、最大曲げ角をＶＤＡ－２３８－１００に準拠した曲げ試験により測定する。曲げ試験は、曲げ稜線が鋼板の圧延方向と平行になるよう行う。曲げ試験は、表１Ａ～表４Ｄに記載の鋼板から切出した試験片と、更にその鋼板に鋼板の幅方向を引張軸として３．０％の単軸引張ひずみを予ひずみとして付与した鋼板から切出した試験片とで行う。後者の試験において、押込荷重が最大となる曲げ角（以下、限界曲げ角）が下記の式（９）を満たし、かつ、後者の限界曲げ角を前者の限界曲げ角で除した値が０．７５以上であれば合格とする。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000048
　ここで、式（９）中の記号は、ｔ：鋼板板厚［ｍｍ］、φ：予ひずみ付与材の限界曲げ角［度］をそれぞれ表す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000049
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000050
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000051
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000052
　切欠き引張試験および曲げ試験の両方に合格する鋼板を、耐衝撃性に優れると判断する。
　実験例９３～１００は、鋼板の化学組成が本発明の範囲を逸脱する比較例である。
　実験例９３は、Ｃ含有量が少ない例であり、十分な量のマルテンサイトが得られない。その結果、十分な引張強度が得られない。
　実験例９４は、Ｃ含有量が過剰な例であり、残留オーステナイトが過剰に存在する。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
　実験例９５は、Ｓｉ含有量が過剰な例であり、粗大介在物の密度が大きい。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
　実験例９６は、Ｍｎ含有量が少ない例であり、十分な量のマルテンサイトが得られない。その結果、十分な引張強度が得られない。
　実験例９７は、Ｍｎ含有量が過剰な例であり、鋼板のマクロな均質性が不足する。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
　実験例９８は、Ａｌ含有量が過剰な例であり、粗大介在物の密度が大きい。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
　実験例９９は、Ｔｉ含有量が少ない例であり、粗大介在物の密度が大きい。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
　実験例１００は、Ｔｉ含有量が過剰な例であり、粗大介在物の密度が大きい。その結果、十分な成形性が得られない。
　また、実験例２８は、鋳造工程における鋳片の冷却速度が遅く、鋼板のマクロな均質性が不足する。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
　実験例５７は、鋳造工程における鋳片の冷却速度が速く、鋼板のマクロな均質性が不足する。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
　実験例８３は、熱間圧延工程における鋳片の加熱温度が低く、鋼板のマクロな均質性が不足する。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
　実験例６０は、熱間圧延工程における１０５０℃以上での合計圧下率が小さく、鋼板のマクロな均質性が不足する。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
　実験例８９は、熱間圧延工程における圧延条件からなる式（２）の左辺の値が小さく、鋼板のマクロな均質性が不足する。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
　実験例９２は、熱間圧延工程における圧延条件からなる式（３）の左辺の値が過大であり、粗大な炭化物の生成により式（１）の中辺の値が過大となる。その結果、十分な強度－成形性バランスが得られない。
　実験例１０は、熱間圧延工程における圧延後の冷却速度が小さく、粗大な炭化物の生成により式（１）の中辺の値が過大となる。その結果、十分な強度－成形性バランスが得られない。
　実験例１９は、熱間圧延工程における圧延後の冷却挙動を表す値、Ｐ１３が過大となり式（４）を満たさず、粗大な炭化物の生成により式（１）の中辺の値が過大となる。その結果、十分な強度－成形性バランスが得られない。
　実験例３９は、熱間圧延工程における圧延後の冷却挙動を表す値、Ｐ１３が過小となり式（４）を満たさず、冷間圧延後の熱処理における再結晶が十分に進行しない。その結果、十分な強度－成形性バランスおよび耐衝撃性が得られない。
　実験例６８は、冷間圧延工程における合計圧下率が小さく、冷間圧延後の熱処理における再結晶が十分に進行しない。その結果、十分な強度－成形性バランスおよび耐衝撃性が得られない。
　実験例６は、冷間圧延工程における圧延完了温度が高く、冷間圧延後の熱処理における再結晶が十分に進行しない。その結果、十分な強度－成形性バランスおよび耐衝撃性が得られない。
　実験例３１は、熱処理工程における４００℃から５５０℃における平均加熱速度が小さく、加熱中の再結晶が十分に進行しない。その結果、十分な強度－成形性バランスおよび耐衝撃性が得られない。
　実験例７６は、熱処理工程における加熱挙動を表す式（５）の中辺の値が過大であり、粗大な炭化物によって式（１）の中辺の値が過大となる。その結果、十分な強度－成形性バランスが得られない。
　実験例２５は、熱処理工程における加熱挙動を表す式（５）の中辺の値が過小であり、加熱中の再結晶が十分に進行しない。その結果、十分な強度－成形性バランスおよび耐衝撃性が得られない。
　実験例５０は、熱処理工程におけるＡｃ１からＡｃ１＋２０℃における平均加熱速度が小さく、鋼板のマクロな均質性が損なわれる。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
　実験例５４は、熱処理工程における加熱温度が高く、鋼板のマクロな均質性が損なわれる。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
　実験例８６は、熱処理工程における加熱温度が低く、粗大な炭化物の生成により式（１）の中辺の値が過大となる。その結果、十分な強度－成形性バランスが得られない。
　実験例７１は、熱処理工程における７２０℃から５５０℃における平均冷却速度が小さく、冷却中にパーライトが生成して、十分な量のマルテンサイトが得られない。その結果、引張強度が不足する。
　実験例３６は、熱処理工程における冷却挙動を表す式（６）の中辺の値が過大であり、ベイナイト変態が過剰に進行して、十分な量のマルテンサイトが得られない。その結果、十分な強度－成形性バランスが得られない。
　実験例４５は、熱処理工程における冷却挙動を表す式（６）の中辺の値が過小であり、ベイナイト変態に伴うオーステナイトへの炭素濃化が過剰に進行して、多量の残留オーステナイトが存在する。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
　実験例１３は、熱処理工程におけるＭｓからＭｓ－２５℃における冷却速度が小さく、粗大な炭化物の生成により式（１）の中辺の値が過大となる。その結果、十分な強度－成形性バランスが得られない。
　実験例７は、熱処理工程における冷却挙動を表す式（７）の中辺の値が過大であり、マルテンサイト中の遷移炭化物が少ない。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
　実験例１６は、熱処理工程における冷却挙動を表す式（７）の中辺の値が過小である比較例であり、マルテンサイト中の遷移炭化物が少ない。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
　以上の比較例を除く実験例１～５、８、９、１１、１２、１４、１５、１７、１８、２０～２４、２６、２７、２９、３０、３２～３５、３７、３８、４０～４４、４６～４９、５１～５３、５５、５６、５８、５９、６１～６７、６９、７０、７２～７５、７７～８２、８４、８５、８７、８８、９０、９１が、本発明により得られる鋼板であり、優れた強度－成形性バランスおよび耐衝撃性を有する。
　実験例２、５、１４、２３、３４、４１、４３、５６、５９、６５、６９、７４、７７、８４、９０は、めっき層を有さない、本発明の鋼板が得られる実施例である。実験例５および５９は、熱間圧延工程後の鋼板を、冷間圧延前に、５２５℃まで再加熱してから冷却し、酸洗後に冷間圧延を施す実施例である。
　上記以外の実験例は、めっき層を有する本発明の鋼板が得られる実施例である。実験例７５および８５は、熱間圧延工程後の鋼板を、冷間圧延前に、５５０℃まで再加熱してから冷却し、酸洗後に冷間圧延を施す実施例である。
　前述したように、本発明によれば、成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板を提供することができる。本発明の鋼板は、自動車の大幅な軽量化と、搭乗者の保護・安全の確保に好適な鋼板であるので、本発明は、鋼板製造産業及び自動車産業において利用可能性が高い。

Claims (13)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０５０％～０．１８０％、
    　Ｓｉ：０．０１％～１．２０％、
    　Ｍｎ：０．８０％～３．００％、
    　Ａｌ：０．００５％～０．６００％、
    　Ｔｉ：０．００５％～０．１２０％、
    　Ｐ：０．０５０％以下、
    　Ｓ：０．００８０％以下、
    　Ｎ：０．０１２５％以下、
    　Ｏ：０．００４０％以下、
    　Ｎｂ：０～０．０７５％、
    　Ｖ：０～１．０００％、
    　Ｃｒ：０～１．５０％、
    　Ｎｉ：０～１．５０％、
    　Ｃｕ：０～１．５０％、
    　Ｍｏ：０～１．００％、
    　Ｗ：０～１．０００％、
    　Ｂ：０～０．００６０％、
    　Ｓｎ：０～１．０００％、
    　Ｓｂ：０～０．２００％、
    　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上の合計：０～０．０１００％、
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    　表面から板厚方向に板厚の１／８の位置～前記表面から前記板厚方向に前記板厚の３／８の位置の範囲におけるミクロ組織が、体積分率で、
    　　フェライト：１０～７５％、
    　　マルテンサイト：２０～９０％、
    　　残留オーステナイト：０～５％、
    　　ベイナイトおよびベイニティックフェライトの合計：０～５０％、
    　　パーライト：０～５％、を含有し、
    　前記フェライトに占める未再結晶フェライトの割合が０～２５％であり、
    　前記マルテンサイトに含まれるセメンタイトが、下記式（１）を満たし、
    　前記マルテンサイトに含まれる遷移炭化物の密度が１．０×１０１３個／ｍ３以上であり、
    　円相当径１０μｍ以上の粗大介在物の密度が０．５０個／ｍｍ２以下であり、
    　前記表面から前記板厚方向に前記板厚の１／４の位置の前記表面と平行な面において、
    　　ビッカース硬さの最大値Ｈｖｍａｘと前記ビッカース硬さの最小値Ｈｖｍｉｎとの比が１．４０以下であり、
    　　前記ビッカース硬さの分布マップを作成したとき、前記ビッカース硬さのピーク同士の最小距離の平均値が１．００ｍｍ以下である
    ことを特徴とする、鋼板。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
     　式（１）において、ｄｉはｉ番目に円相当径が大きなセメンタイト粒子における単位μｍでの粒子径を表し、ａｉはｉ番目に円相当径が大きなセメンタイト粒子におけるアスペクト比を示す。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｎｂ：０．００５～０．０７５％、
    　Ｖ：０．０１０～１．０００％、
    　Ｃｒ：０．０５～１．５０％、
    　Ｎｉ：０．０５～１．５０％、
    　Ｃｕ：０．０５～１．５０％、
    　Ｍｏ：０．０３～１．００％、
    　Ｗ：０．０３０～１．０００％、
    　Ｂ：０．０００５～０．００６０％、
    　Ｓｎ：０．０１０～１．０００％、
    　Ｓｂ：０．００５～０．２００％、
    　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上の合計：０．０００１～０．０１００％、
    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
    ことを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記ミクロ組織において、旧オーステナイト粒の平均粒径が５．０μｍ以下であり、かつ前記旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が２．５０以下である
    ことを特徴とする、請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　前記ミクロ組織に含まれる前記マルテンサイトが、１．０×１０１３／ｍ２以上の転位を有する
    ことを特徴とする、請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼板。
  5. 　前記表面に亜鉛めっき層が形成されていることを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼板。
  6. 　前記表面に亜鉛合金めっき層が形成されていることを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼板。
  7. 　前記亜鉛めっき層または前記亜鉛合金めっき層中のＦｅ含有量が、質量％で、７．０％以上、１３．０％以下であることを特徴とする、請求項５または６に記載の鋼板。
  8. 　請求項１～４に記載の鋼板を製造する方法であって、
    　請求項１に記載の化学組成を有する溶鋼を、表面温度で７００～５５０℃の範囲における平均冷却速度が１０℃／時～７５℃／時となるように鋳造して、厚さが１００～５００ｍｍ以下の鋳片を得る鋳造工程と、
    　前記鋳片を、１２００～１３５０℃に加熱し、加熱後の前記鋳片を熱間圧延して熱延鋼板とする熱間圧延工程と、
    　前記熱延鋼板を、１００℃以下まで冷却する冷却工程と、
    　前記熱延鋼板を、合計圧下率３０～９０％、冷間圧延完了温度が２５０℃以下となるように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、７６０℃以上、Ａｃ３＋２０℃以下の焼鈍温度に加熱し、８０℃以下まで冷却する焼鈍工程と、
    を有し、
    　前記熱間圧延工程では、
    　　１０５０℃以上で施す圧下において、式（２）を満たし、合計圧下率を６０％以上とし、
    　　１０５０℃未満で施す圧下において、式（３）を満たす圧延条件で施し、
    　前記冷却工程では、
    　　前記熱間圧延の完了温度から６３０℃までの平均冷却速度を２０℃／秒以上とし、
    　　６３０～５００℃の温度範囲において、式（４）を満たし、
    　前記焼鈍工程では、
    　前記焼鈍温度への加熱過程において、
    　　４００～５５０℃の温度範囲における平均加熱速度が３．０℃／秒以上であり、
    　　５５０～Ａｃ１℃の温度範囲において、式（５）を満たし、
    　　Ａｃ１～（Ａｃ１＋２０）℃の温度範囲において、平均加熱速度が１．０℃／秒以上であり、
    　前記焼鈍温度からの冷却過程において、
    　　７２０～５５０℃の温度範囲における平均冷却速度が１０℃／秒以上であり、
    　　５５０～（Ｍｓ－８０）℃の温度範囲において、式（６）を満たし、
    　　Ｍｓ～（Ｍｓ－２５）℃の温度範囲における平均冷却速度が１０℃／秒以上であり、
    　　Ｍｓ～８０℃の温度範囲において、式（７）を満たす
    ことを特徴とする、鋼板の製造方法。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000006
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000007
     　式（２）において、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｂ］はそれぞれの含有量を示し、Ａ１、Ａ２、およびＡ３は定数項であり、Ｔｉはｉ番目の圧延を施した単位℃での温度であり、Ｔ’ｉは単位℃での、ｉ番目の圧延を施した温度Ｔｉと、ｉ＋１回目の圧延を施した温度Ｔｉ＋１との平均温度であり、ｈｉはｉ番目の圧延を施して得られる鋼板の単位ｍｍでの厚さを表す。
    　式（３）において、Ｒｍ＋ｎは、１０５０℃以上での熱間圧延の総回数ｎと１０５０℃未満での熱間圧延の総回数ｍとを行った際の、１０５０℃未満の温度域における熱間圧延による組織の微細化挙動を表す指数である。
    　式（４）において、Ｐ１３は、６３０℃から５００℃までの温度域における析出の進行度合いを表す指標であり、
    　式（５）において、Ａ１８、Ａ１９、Ａ２０はいずれも定数であり、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｎ］は各元素の質量％での含有量を示し、ｔｉは５５０℃から数えてｉ番目の温度域における単位秒での滞在時間を示し、Ｅ４は、式（４）で得られる値であり、
    　式（６）において、Ｃｉは、計算開始からｉ番目の時間範囲における、ベイナイト変態の進行度合いを表す指標であり、Ｄｉは、計算開始からｉ番目の時間範囲における、ベイナイト変態に伴うセメンタイトの生成しやすさを表す指標である。
    　式（７）において、Ｅ６は前記式（６）の中辺の値であり、Ａ２５、Ａ２６、Ａ２７、Ａ２８、Ａ２９、Ａ３０、Ａ３１、Ａ３２は定数項であり、Ｍｓはマルテンサイト変態開始温度であり、Ｔｉはｉ番目の時間範囲における平均温度である。Ｔｉ，ｍｉｎは前記Ｍｓに到達してからｉ番目の時間範囲までのＴｉのうち、最小の値である。また、［元素記号］は各元素の質量％での含有量を示し、ｄｔは、単位秒での前記マルテンサイト変態開始温度に到達してから８０℃に至るまでの経過時間を１０等分した時間を示す。
  9. 　前記焼鈍工程において、前記焼鈍温度での保持時間が３．０秒以上、２００秒以下であることを特徴とする、請求項８に記載の鋼板の製造方法。
  10. 　前記焼鈍工程の後に、伸び率が３．００％以下の調質圧延を行う調質圧延工程を含むことを特徴とする、請求項８または９に記載の鋼板の製造方法。
  11. 　前記焼鈍工程の冷却過程において、前記冷延鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする、
    請求項８～１０のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
  12. 　前記焼鈍工程の前記冷却過程において、前記冷延鋼板に溶融亜鉛合金めっき処理を施すことを特徴とする、
    請求項８～１０のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
  13. 　前記焼鈍工程の前記冷却過程において、前記溶融めっき処理後または前記溶融亜鉛合金めっき処理後に合金化処理を施すことを特徴とする、
    請求項１１または１２に記載の鋼板の製造方法。
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