具体实施方式

以下，对本发明的一实施方式涉及的钢板(本实施方式涉及的钢板)及其制造条件依次进行说明。

首先，对本实施方式涉及的钢板的成分组成(化学组成)的限定理由进行说明。以下，与成分组成相关的％意指质量％。

C：0.050～0.180％

C是大幅提高钢的强度的元素。当C含量低于0.050％时，不能够得到充分的抗拉强度(最大拉伸强度)。因此，C含量设为0.050％以上。为了提高抗拉强度，C含量优选为0.060％以上，更优选为0.070％以上。

另一方面，当C含量超过0.180％时，在热处理后生成大量的残余奥氏体，不能够充分改善耐冲击性。因此，C含量设为0.180％以下。为了进一步提高耐冲击性，C含量优选为0.160％以下，更优选为0.140％以下。

Si：0.01～1.20％

Si是使铁系碳化物微细化，有助于强度-成形性-耐冲击性平衡的提高的元素，但若过量地含有Si，则钢脆化。

若将Si含量降低至低于0.01％，则刚马氏体相变后就生成粗大的铁系碳化物，耐冲击性劣化。因此，Si含量设为0.01％以上。由于Si特别提高强度-成形性平衡，因此优选将Si含量设为0.05％以上，更优选设为0.10％以上。

另一方面，特别是当Si含量超过1.20％时，存在形成作为破坏的起点起作用的粗大的Si氧化物的情况，产生耐冲击性劣化的担忧。因此，将S i含量设为1.20％以下。另外，固溶Si是促进铁素体的破坏的元素。因此，在要进一步提高耐冲击性的情况下，Si含量优选为1.00％以下，更优选为0.80％以下。

Mn：0.80～3.00％

Mn是提高钢的淬火性、有助于强度的提高的元素。若Mn含量低于0.80％，则在退火的冷却过程中生成软质的组织，难以确保所需要的强度。因此，Mn含量设为0.80％以上。优选为1.00％以上，更优选为1.20％以上。

另一方面，当Mn含量超过3.00％时，由于铸造时的Mn的偏在(不均匀存在)，钢板内的宏观的均质性受损，耐冲击性劣化。因此，Mn含量设为3.00％以下。从确保良好的耐冲击性的观点出发，Mn含量优选为2.80％以下，更优选为2.60％以下。

Al：0.005～0.600％

Al是作为脱氧材料发挥功能的元素。若Al含量低于0.005％，则不能够充分得到脱氧效果。因此，Al含量设为0.005％以上。优选为0.010％以上，更优选为0.020％以上。

另一方面，Al也是形成成为破坏的起点的粗大的氧化物、使钢脆化的元素。若Al含量超过0.600％，则大量生成作为破坏的起点起作用的粗大的氧化物，铸坯容易开裂。因此，Al含量设为0.600％以下。为了提高成形性与耐冲击性的平衡，Al含量优选为0.450％以下，更优选为0.300％以下。

Ti：0.005～0.120％

Ti是具有降低生成作为破坏的起点起作用的粗大的夹杂物的S、N、O的效果的元素。另外，Ti是具有使组织微细化、提高强度-成形性-耐冲击性平衡的效果的元素。为了得到这些效果，将Ti含量设为0.005％以上。T i含量优选为0.010％以上。

另一方面，若Ti含量变得过量，则形成粗大的Ti硫化物、Ti氮化物和/或Ti氧化物，反而有时成形性-耐冲击性平衡劣化。从该观点出发，Ti含量设为0.120％以下。另外，通过含有Ti，冷轧后的加热中的再结晶被抑制，存在未再结晶铁素体残留从而成形性劣化的情况。从该观点出发，Ti含量优选设为0.075％以下，更优选设为0.060％以下。

P：0.050％以下

P是使钢脆化、另外使由点焊产生的熔融部脆化的元素。若P含量超过0.050％，则钢板脆化，在生产工序中容易开裂。因此，P含量设为0.050％以下。从生产率的观点出发，P优选为0.035％以下，更优选为0.020％以下。

P含量的下限包括0％，但若将P含量降低至低于0.001％，则制造成本大幅上升，因此在实用钢板上，0.001％为实质的下限。

S：0.0080％以下

S是形成Mn硫化物，损害延展性、扩孔性、放边性和弯曲性等成形性、耐冲击性的元素。当S含量超过0.0080％时，成形性显著降低，因此S含量设为0.0080％以下。为了提高成形性与耐冲击性的平衡，S含量优选为0.0060％以下，更优选为0.0040％以下。

S含量的下限包括0％，但若将S含量降低至低于0.0001％，则制造成本大幅上升，因此在实用钢板上，0.0001％为实质的下限。

N：0.0125％以下

N是形成氮化物，损害延展性、扩孔性、放边性和弯曲性等成形性的元素。当N含量超过0.0125％时，成形性劣化。因此，N含量设为0.0125％以下。另外，N是在焊接时产生焊接缺陷从而损害生产率的元素。因此，N含量优选为0.0080％以下，更优选为0.0060％以下。

N含量的下限包括0％，但若将N含量降低至低于0.0005％，则制造成本大幅上升，因此在实用钢板上，0.0005％为实质的下限。

O：0.0040％以下

O是形成氧化物，损害延展性、扩孔性、放边性和弯曲性等成形性的元素。当O含量超过0.0040％时，成形性显著降低。因此，O含量设为0.0040％以下。优选为0.0030％以下，更优选为0.0020％以下。

O含量的下限包括0％，但若将O含量降低至低于0.0001％，则制造成本大幅上升，因此在实用钢板上，0.0001％为实质的下限。

Nb：0～0.075％

Nb是通过由析出物带来的强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒化强化及由再结晶的抑制带来的位错强化而有助于钢板强度的提高的元素。Nb可以不一定含有，因此Nb含量的下限包含0％，但为了充分得到Nb的提高强度的效果，Nb含量优选为0.005％以上，更优选为0.010％以上。

另一方面，若Nb含量变得过量，则由于再结晶的抑制而残留未再结晶铁素体，成形性劣化。因此，将Nb含量设为0.075％以下。从成形性的观点出发，Nb含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。

V：0～1.000％

V是通过由析出物带来的强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒化强化及由再结晶的抑制带来的位错强化而有助于钢板强度的提高的元素。V可以不一定含有，因此V含量的下限包含0％，但为了充分得到由含有V带来的强度提高效果，V含量优选为0.010％以上，更优选为0.030％以上。

另一方面，若V含量超过1.000％，则碳氮化物大量析出，成形性降低。因此，V含量设为1.000％以下。优选为0.200％以下。

Cr：0～1.50％

Cr是提高钢的淬火性，有助于提高钢板强度的元素，是能够代替一部分Mn的元素。Cr可以不一定含有，因此Cr含量的下限包含0％，但为了充分得到由含有Cr带来的强度提高效果，Cr含量优选为0.05％以上，更优选为0.20％以上。

另一方面，若Cr含量超过1.50％，则存在会形成可作为破坏的起点起作用的粗大的Cr碳化物的担忧。因此，Cr含量设为1.50％以下。优选为0.80％以下。

Ni：0～1.50％

Ni是抑制高温下的相变，有助于钢板强度的提高的元素，是能够代替一部分Mn的元素。Ni可以不一定含有，因此Ni含量的下限包含0％，但为了充分得到由含有Ni带来的强度提高效果，Ni含量优选为0.05％以上，更优选为0.20％以上。

另一方面，若Ni含量超过1.50％，则焊接性降低。因此，Ni含量设为1.50％以下。优选为1.00％以下。

Cu：0～1.50％

Cu是以微细的粒子的形式存在于钢中、有助于提高钢板强度的元素，是能够代替一部分的C和/或Mn的元素。Cu可以不一定含有，因此Cu含量的下限包含0％，但为了充分得到由Cu带来的强度提高效果，Cu含量优选为0.05％以上，更优选为0.15％以上。

另一方面，若Cu含量超过1.50％，则焊接性降低。因此，Cu含量设为1.50％以下。优选为0.80％以下。

Mo：0～1.00％

Mo是抑制高温下的相变，有助于提高钢板强度的元素，是能够代替一部分的C和/或Mn的元素。Mo可以不一定含有，因此Mo含量的下限包含0％，但为了充分得到由含有Mo带来的强度提高效果，Mo含量优选为0.03％以上，更优选为0.06％以上。

另一方面，当Mo含量超过1.00％时，热加工性降低，生产率降低。因此，Mo含量设为1.00％以下。优选为0.50％以下，更优选为0.30％以下。

W：0～1.000％

W是抑制高温下的相变，有助于提高钢板强度的元素，是能够代替一部分的C和/或Mn的元素。W可以不一定含有，因此W含量的下限包含0％，但为了充分得到W的提高强度的效果，W含量优选为0.030％以上，更优选为0.100％以上。

另一方面，当W含量超过1.000％时，热加工性降低，生产率降低。因此，W含量设为1.000％以下。优选为0.600％以下。

B：0～0.0060％

B是抑制高温下的相变，有助于提高钢板强度的元素，是能够代替一部分Mn的元素。B可以不一定含有，因此B含量的下限包含0％，但为了充分得到由含有B带来的强度提高效果，B含量优选为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上。

另一方面，若B含量超过0.0060％，则生成B析出物，反而B的效果降低。因此，B含量设为0.0060％以下。为了抑制B析出物的生成、有效地得到B的效果，优选将B含量设为0.0035％以下。

Sn：0～1.000％

Sn是抑制晶粒的粗大化，有助于提高钢板强度的元素。Sn可以不一定含有，因此Sn含量的下限包含0％，但为了充分得到由含有Sn带来的效果，Sn含量更优选为0.010％以上。

另一方面，若Sn含量超过1.000％，则钢板脆化，有时在轧制时发生断裂，因此Sn含量设为1.000％以下。

Sb：0～0.200％

Sb是抑制晶粒的粗大化，有助于提高钢板强度的元素。由于可以不一定含有Sb，因此Sb含量的下限包含0％，但为了充分得到由含有Sb带来的效果，Sb含量优选为0.005％以上。

另一方面，若Sb含量超过0.200％，则钢板脆化，有时在轧制时发生断裂，因此Sb含量设为0.200％以下。

本实施方式涉及的钢板的成分组成，也可以根据需要而含有Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之中的1种或2种以上。

Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之中的1种或2种以上：合计0～0.0100％

Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM是有助于提高成形性的元素。Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之中的1种或2种以上的合计含量的下限包含0％，但为了充分得到成形性提高效果，这些元素的含量按合计量计优选为0.0001％以上，更优选为0.0010％以上。

另一方面，若Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM之中的1种或2种以上的含量的合计超过0.0100％，则有延展性降低之恐。因此，上述元素的含量按合计量计设为0.0100％以下。优选为0.0050％以下。

REM(Rare Earth Metal)意指属于镧系的元素群之中的、将个别地特定的La、Ce除外的元素群。这些元素，在很多的情况下以混合稀土金属(misch metal)的形态添加，但是，除了La、Ce以外，也可以不可避免地含有镧系的元素。

在本实施方式涉及的钢板的成分组成中，将上述元素除外的余量为Fe和杂质。杂质是从钢原料和/或在炼钢过程中不可避免地混入的元素。另外，作为杂质的例子，可举出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、O s、Ir、Pt、Au、Pb、Bi、Po。杂质按合计量计可以含有0.100％以下。

接着，对本实施方式涉及的钢板的显微组织进行说明。

本实施方式涉及的钢板，规定在沿板厚方向距表面为板厚t的1/8的位置((1/8)t)～沿板厚方向距表面为板厚t的3/8的位置((3/8)t)的范围中的显微组织。作为其理由是因为，以沿板厚方向距表面为板厚的1/4((1/4)t)的位置为中心的上述范围的显微组织是钢板的代表性的组织，与钢板的机械特性的相关性强。

另外，显微组织中的下述组织的比例均为体积分率。

铁素体：10～75％

铁素体是成形性和耐冲击性优异的组织，在本实施方式涉及的钢板中，需要含有10％以上的铁素体。为了提高成形性，铁素体的体积分率优选设为17％以上，更优选设为25％以上。

另一方面，铁素体是强度低的组织，当铁素体的体积分率过度提高时，为了充分得到钢板的强度，需要过度地提高剩余的部位的强度。在该情况下，反而损害成形性和/或耐冲击性。从该观点出发，铁素体的体积分率限制在75％以下。铁素体的体积分率优选设为65％以下，更优选设为50％以下。

未再结晶铁素体在铁素体中所占的比例：0～25％

未再结晶铁素体是在内部残留有因冷轧等而导入的应变的铁素体，与通常的铁素体相比强度高，但延展性和耐冲击性处于劣势。因此，在本实施方式涉及的钢板中，未再结晶铁素体在铁素体中所占的比例限制在25％以下。未再结晶铁素体在铁素体中所占的比例优选为20％以下，更优选为15％以下。为了提高成形性，进一步优选不含有未再结晶铁素体。

马氏体：20～90％

马氏体是提高强度的组织，在本实施方式涉及的钢板中，需要以体积分率计含有20％以上。为了提高强度，提高马氏体(包括回火马氏体)的体积分率是有效果的。因此，马氏体的体积分率优选设为30％以上，更优选设为40％以上。

另一方面，若过量地提高马氏体的体积分率，则成形性劣化。因此，马氏体的体积分率限制在90％以下。为了提高成形性，马氏体的体积分率优选设为75％以下，更优选设为65％以下。

残余奥氏体：0～5％

残余奥氏体是使钢板的强度-延展性平衡提高的组织，但是，另一方面，也是作为破坏的起点起作用而使耐冲击性降低的组织。因此，在本实施方式涉及的钢板中，将其体积分率限制在5％以下。残余奥氏体的体积分率优选设为3％以下，也可以在显微组织中不含有残余奥氏体。

贝氏体和/或贝氏体铁素体：合计0～50％

贝氏体以及贝氏体铁素体是具有铁素体与马氏体之间的强度-成形性平衡性的组织，两者以体积分率的合计计可以含有50％以下(也可以不含有)。特别是从强度-成形性平衡的观点出发，在要降低显微组织中的组织间强度差的情况下，优选含有体积分率的合计为5～40％的一者或两者，更优选含有10～30％。

珠光体：0～5％

珠光体是损害强度与成形性的平衡的组织，其体积分率限制在5％以下。为了提高强度-成形性平衡，其体积分率优选为3％以下，最优选不含有珠光体。

在此，对组织的体积分率(体积％)的确定方法进行说明。

从本实施方式涉及的钢板制取将与钢板的轧制方向平行且与钢板表面垂直的截面作为观察面的试样。对试样的观察面进行研磨后，用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，在板厚的距表面为(1/8)t(t：板厚)～(3/8)t(t：板厚)的区域中，在1个以上的视场中利用场发射扫描型电子显微镜(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microsope)观察合计为2.0×10^-9m²以上的面积，基于组织的形态(晶粒的形状、晶粒内的亚晶界、碳化物的生成状态等)来鉴定各组织，测定其面积分率(面积％)，将该面积分率视为体积分率(体积％)。由此，得到铁素体、未再结晶铁素体、贝氏体、贝氏体铁素体、马氏体、MA(由马氏体和残余奥氏体这两者或任一者构成的区域)的体积分率。在观察多个视场的情况下，在各视场中进行解析的面积分别设为4.0×10^-10m²以上。另外，体积分率的解析，在各视场中通过点计数法来进行，与轧制方向平行地划出15条线，同样地，与轧制方向垂直地划出15条线，在由这些线构成的225个交点处判别组织。

本实施方式涉及的钢板的显微组织中的残余奥氏体的体积分率，通过X射线衍射法进行解析。在上述试样的板厚的距表面为(1/8)t(t：板厚)～(3/8)t(t：板厚)的区域中，将与钢板表面平行的面精加工成镜面，通过X射线衍射法来解析FCC铁的面积分率。将该面积分率作为残余奥氏体的体积分率。另外，通过从通过观察而求出的MA的体积分率减去所得到的残余奥氏体的体积分率，从而得到MA中所含的马氏体的体积分率。采用MA中所含的马氏体与通过利用FE-SEM进行的观察而被判别为马氏体的体积分率的合计作为马氏体的体积分率。但是，在上述的测定方法中，单独析出的渗碳体、碳化物不包含在体积分率中。

马氏体中所含的渗碳体：满足式(1)

马氏体是具有高强度的组织，但是是脆的组织，需要控制其内部结构来提高耐冲击性。由于脆性破坏在难以发生塑性变形的情况下发生，因此通过在马氏体的内部生成微细的碳化物而使脆性裂纹局部地产生，并将其作为塑性变形的起点，来高效地诱发马氏体的塑性变形，从而能够抑制马氏体中的脆性破坏的发生。作为塑性变形的起点，渗碳体是有效的。另一方面，在使局部的脆性裂纹产生的渗碳体粗大的情况下，脆性裂纹的尖端的应力集中程度大，反而助长马氏体中的脆性破坏。从以上的观点出发，在本实施方式涉及的钢板中，马氏体设为包含满足下述式(1)的渗碳体的马氏体。式(1)是关于在马氏体的内部、容易使脆性裂纹产生的粗大的渗碳体，将其裂纹的产生容易度作为指标的式子。

式(1)是关于所观察的马氏体中的渗碳体粒子之中的、对耐冲击性的影响大的、从等效圆直径大的一方开始数起直到第5个为止的渗碳体粒子进行计算的式子。式中的符号，d_i表示等效圆直径第i大的渗碳体粒子的粒径[μm]，a_i表示等效圆直径第i大的渗碳体粒子的纵横比。

当式(1)的中边的值过小时，裂纹的产生频率变得不充分，不能高效地引起塑性变形，耐冲击性劣化。另一方面，若式(1)的中边的值过大，则裂纹过量地产生，塑性破坏容易传播。其结果，强度-成形性平衡劣化。因此，式(1)的中边的值设为1.00以上且10.00以下。为了适度地引起塑性变形，提高强度-成形性-耐冲击性平衡，式(1)的中边的值优选设为2.00以上且9.00以下。

渗碳体粒子的等效圆直径及纵横比通过以下的方法进行测定。

即，在与前述的各组织的面积分率的测定相同的观察面的、试样的板厚的距表面为(1/8)t～(3/8)t的区域中，利用FE-SEM以倍率3000倍进行观察，对于任意的马氏体中的10个以上的渗碳体，测定短径和长径。将从渗碳体粒子的长径与短径的积取平方根而得到的值作为等效圆直径，将渗碳体粒子的长径除以短径而得到的值作为纵横比。

马氏体中所含的过渡碳化物的密度为1.0×10¹³个/m³以上

马氏体的塑性变形开始后，为了抑制空隙(void)的形成并使塑性变形传播，使马氏体内生成渗碳体以外的铁系过渡碳化物(ε碳化物、η碳化物、χ碳化物)。这些碳化物，与周围的bcc铁的匹配性良好，在其周边难以产生空隙，但与周围的bcc铁的物性不同，在其周边容易引起塑性变形。从以上的观点出发，本实施方式涉及的钢板中的马氏体需要具有1.0×10¹³个/m³以上的过渡碳化物。过渡碳化物的密度越高，越容易使塑性变形传播，脆性破坏的发生和传播越被抑制，因此过渡碳化物的密度优选设为3.0×10¹³个/m³以上，更优选设为5.0×10¹³个/m³以上。过渡碳化物的密度的上限没有特别规定，但要使其超过1.0×10²²个/m³的话，需要使大量的碳溶入到成为马氏体之前的母相奥氏体中。在该情况下，担忧在马氏体相变时该奥氏体的一部分不相变而成为残余奥氏体，因此过渡碳化物的密度优选设为1.0×10²²个/m³以下。

为了使马氏体的塑性变形容易进行，优选马氏体包含1.0×10¹³/m²以上的位错(主要是可动位错)。位错的密度更优选为3.0×10¹³/m²以上。

马氏体中的渗碳体、过渡碳化物和位错的观察，使用透射型电子显微镜(TEM：Transmission Electron Microscope)进行。关于过渡碳化物和可动位错的密度，在5个以上的不同的视场中，以每个视场中的5.0×10^-12m²以上的面积测定碳化物的个数或位错的长度，进而通过EELS(电子能量损失谱分析：Electron Energy·Loss Spectroscopy)法测定观察视场中的试样厚度，由此求出在各观察视场中观察到的体积，由此能够求出渗碳体、过渡碳化物和位错的密度。

原始奥氏体粒的平均粒径：5.0μm以下

为了抑制马氏体中的破坏裂纹的产生和传播，使生成马氏体的母相奥氏体粒(在成为了钢板的情况下作为原始奥氏体粒被观察到)微细是有效果的。母相奥氏体粒(原始奥氏体粒)的平均粒径优选为5.0μm以下，更优选为3.5μm以下。另外，为了抑制破坏的传播，优选母相奥氏体粒为等轴性的，母相奥氏体粒(原始奥氏体粒)的平均纵横比优选为2.50以下，更优选为1.75以下。

关于原始奥氏体的粒径和纵横比，在利用上述FE-SEM进行体积分率的测定的视场中，从显微组织中随机地选定10个以上的母相奥氏体粒(原始奥氏体粒)，测定其观察面中的长径和短径，求出各个粒的粒径(＝(长径×短径)^1/2)和纵横比(＝长径/短径)，用选定的全部晶粒的粒径以及纵横比的简单平均来确定。

等效圆直径为10μm以上的粗大夹杂物的密度(个数密度)：0.50个/mm²以下

等效圆直径为10μm以上的粗大夹杂物作为脆性破坏的起点强烈地起作用，大大损害钢板的耐冲击性。因此，将如上所述的粗大夹杂物的个数密度限制在0.50个/mm²以下。粗大夹杂物的个数密度越低越优选，优选设为0.33个/mm²以下。在此，夹杂物是指硫化物(MnS、TiS等)和氧化物(Al₂O₃、SiO等)以及氮化物的单独或复合了的物质。

粗大夹杂物的个数密度通过以下方法得到：在上述的显微组织的观察面中，将进行过镜面研磨的观察面利用光学显微镜进行观察，在钢板的全厚度中，在合计为50mm²以上的范围中，测定等效圆直径为10μm以上的夹杂物的个数密度。

在沿板厚方向距表面为板厚的1/4的位置的与表面平行的面中，维氏硬度的最大值Hv_max与所述维氏硬度的最小值Hv_min之比为1.40以下，并且，在制作出维氏硬度的分布图时，所述维氏硬度的峰彼此(峰间)的最小距离的平均值为1.00mm以下

本实施方式涉及的钢板，为了提高耐冲击性，提高了钢板内部的宏观的均质性。具体而言，在沿板厚方向距表面为板厚的1/4的位置的与表面平行的面中，将维氏硬度测定值的最大值Hv_max与最小值Hv_min之比(Hv _max/Hv_min)设为1.40以下。该比值越小越优选，从耐冲击性的观点出发，优选设为1.32以下，更优选设为1.25以下。

另外，在即使硬度的偏差小，该偏差也在钢板的内部以长周期产生的情况下，大范围地被赋予的应变集中于钢板的低强度的部位，因此需要缩短产生偏差的周期。具体而言，在该测定面中，制作出维氏硬度的分布图时，将维氏硬度的峰(与周围的全部的测定点相比硬度高的测定点)的彼此的平均间隔设为1.00mm以下。峰彼此之间的平均距离越小越优选，优选设为0.85mm以下，更优选设为0.70mm以下。

在此，维氏硬度的测定，通过对于在与钢板的表面平行的、在板厚方向上1/4厚((1/4)t)附近的区域中的镜面研磨了的面，利用使得压痕的对角线长度成为25μm以上且45μm以下的载荷(100～300gf)进行测定。以100μm间距赋予压痕，且以格子状赋予在轧制方向上20点、在板宽度方向上30点的合计600点的压痕。上述硬度的最大值和最小值作为600点的测定结果中的最大硬度和最小硬度。

另外，关于硬度的峰，对于上述600点的测定点之中的除了在最外周部具有的96点以外的504点，比较各测定点和与其相邻的4点的硬度测定值的大小，将该测定点的硬度成为最大的点(硬度比相邻的4点大的点)判断为峰。关于峰间的平均距离，将峰进行绘图(mapping)来测定各峰与最接近峰的距离，将其平均值判断为峰间的平均距离。

本实施方式涉及的钢板，也可以是在钢板的一面或两面具有镀锌层或镀锌合金层的钢板，另外，也可以是具有对镀锌层或镀锌合金层实施合金化处理而得到的合金化镀层的钢板。

在本实施方式涉及的钢板的一面或两面形成的镀层优选是镀锌层或以锌为主成分的镀锌合金层。镀锌合金层，优选是作为合金成分含有Ni的镀锌合金层。

在本实施方式涉及的钢板中，对于图4A→图4B→图4C这样连续的破坏的进展行为，通过如上述那样控制宏观的硬度分布(例如如图2的A那样)，来抑制对于图3A所示那样的具有成为破坏的起点的渗碳体的不均质的显微组织的局部的应变和应力的集中，进而，通过控制渗碳体的尺寸和形状，来抑制图4A所示那样的破坏的发生。再者，在本实施方式涉及的钢板中，通过提高马氏体的韧性，来抑制图4B、图4C那样的破坏的传播。由此，使成形性和耐冲击性提高。

镀锌层及镀锌合金层通过热浸镀法、电镀法或蒸镀镀覆法形成。若镀锌层的Al含量增加，则钢板表面与镀锌层的密合性降低，因此镀锌层的A l含量优选为0.5质量％以下。在镀锌层为热浸镀锌层的情况下，为了提高钢板表面与镀锌层的密合性，热浸镀锌层的Fe量优选为3.0质量％以下。

在镀锌层为电镀锌层的情况下，从提高耐蚀性的观点出发，镀层的Fe量优选为0.5质量％以下。

镀锌层及镀锌合金层也可以在不损害耐蚀性、成形性的范围内含有A g、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之中的1种或2种以上。特别是Ni、Al、Mg对于耐蚀性的提高是有效的。

本实施方式涉及的钢板的表面的镀锌层或镀锌合金层也可以是实施合金化处理而成的合金化镀层。在对热浸镀锌层或热浸镀锌合金层实施合金化处理的情况下，从提高钢板表面与合金化镀层的密合性的观点出发，优选将热浸镀锌层或热浸镀锌合金层的Fe量设为7.0～13.0质量％。

本实施方式涉及的钢板的板厚不限定于特定的范围，但若考虑通用性、制造性，则优选为0.4～5.0mm。若板厚小于0.4mm，则难以将钢板形状维持为平坦，尺寸和形状精度降低。因此，板厚优选为0.4mm以上。更优选为0.6mm以上。

另一方面，当板厚超过5.0mm时，在制造过程中，难以进行适当的应变赋予和温度控制，有不能够得到均质的组织的情况。因此，板厚优选为5.0mm以下。更优选为4.5mm以下。

接着，对本实施方式涉及的钢板的制造方法进行说明。

本实施方式涉及的钢板，不论制造方法，如果具有上述的特征就能够得到其效果，但如果采用包括以下工序的制造方法，则能够稳定地制造，因此优选。

(I)铸造工序，将具有规定的化学组成的钢液以在表面温度为700～550℃的范围中的平均冷却速度成为10℃/小时～75℃/小时的方式进行铸造，从而得到厚度为100～500mm的铸坯；

(II)热轧工序，将所述铸坯加热至1200～1350℃，将加热后的所述铸坯进行热轧而制成热轧钢板；

(III)冷却工序，将所述热轧钢板冷却至室温；

(IV)冷轧工序，将所述热轧钢板以合计压下率为30～90％、冷轧结束温度为250℃以下的条件进行冷轧而制成冷轧钢板；

(V)退火工序，将所述冷轧钢板加热至760℃以上且Ac3+20℃以下的退火温度，冷却至80℃以下，

以下，对于各工序，说明优选的条件。

＜铸造工序＞

为了制造本实施方式涉及的钢板，首先，铸造具有与上述的本实施方式涉及的钢板具有的化学成分(成分组成)相同的组成的铸坯。供于热轧的铸坯，从制造成本的观点出发，优选通过连续铸造来生产，但也可以通过其他的铸造方法(例如铸锭法)来生产。为了在热轧工序中赋予适当的应变量，铸坯的厚度设为100mm以上且500mm以下，优选设为150mm以上且350mm以下。若铸坯的厚度小于100mm，则赋予适当的应变量后的钢板变得过薄，难以得到平坦的形状。另一方面，若铸坯的厚度超过500mm，则在铸坯的冷却中存在铸坯开裂的风险。

在铸造工序中，在铸坯的冷却过程中，将从其表面温度到达700℃起直到到达550℃为止的平均冷却速度设为10℃/小时～75℃/小时。在该温度范围中，在铸坯内部，伴随着相变的元素的偏在进展，因此若平均冷却速度低于10℃/小时，则偏析过度地进行，最终得到的钢板中的最大硬度与最小硬度之比变大，耐冲击性劣化。从该观点出发，优选将该温度区域中的平均冷却速度设为10℃/小时以上，进一步优选设为13℃/小时以上。

另一方面，若从表面温度到达700℃起直到到达550℃为止的平均冷却速度超过75℃/小时，则偏析未充分进行，周期大的浓度变动对钢板的强度变动给予的影响变大，最终得到的钢板中的硬度峰间的平均距离变大，耐冲击性劣化。从该观点出发，优选将平均冷却速度设为75℃/小时以下，更优选设为65℃/小时以下，进一步优选设为30℃/小时以下。

铸坯也可以进一步进行冷却而暂时冷却至常温，但为了能够削减加热所需的能量，也可以以高温的状态直接供于热轧。

＜热轧工序＞

接着，对铸坯实施热轧。首先，将铸坯加热至1200℃以上的温度。若铸坯的加热温度低，则产生由铸坯中的粗大的碳氮化物引起的局部的元素浓化部位，最终得到的钢板中的最大硬度与最小硬度之比变大。另外，为了在更高的温度下进行以后的热轧，提高钢板的宏观的均质性，铸坯的加热温度优选设为1220℃以上。另一方面，若铸坯的加热温度超过1350℃，则组织变得粗大，由以后的热轧带来的钢板内部的均质化的效果受损。因此，铸坯的加热温度设为1350℃以下，优选设为1320℃以下。

将铸坯加热后实施热轧。热轧，首先在从最高加热温度至1050℃的区间(1050℃以上的温度区域)实施合计压下率(累积压下率)成为60％以上的轧制。当该温度区域中的合计压下率低于60％时，不能充分发挥由热轧带来的钢板内部的均质化的效果。合计压下率优选设为70％以上。1050℃以上的温度区域中的合计压下率的上限没有特别设定，但过度的压下会损害钢板的形状，因此合计压下率优选设为95％以下。

另外，从最高加热温度至1050℃的区间的热轧，为了充分进行钢板内部的均质化，需要满足下述式(2)。

式(2)由表示由轧制引起的应变的蓄积程度和奥氏体的再结晶的程度的式子构成，式(2)的左边的值越大，奥氏体晶界越在钢板内部移动，钢板内部的均质化越进行。处于指数函数项中的两个项之中，前者(包含常数A₂的项)来自表示应变的蓄积程度的式子，后者(包含常数A₃的项)来自表示奥氏体的再结晶的程度的式子，其他项通过整理两个式子的系数而得到。

对式(2)中的记号进行说明。n是从最高加热温度到钢板的温度到达1050℃为止的轧制次数。对于从第1次至第n次的轧制分别计算A₁项以后的式子，其总和成为式(2)的左边的值。A₁、A₂及A₃为常数项，分别为1.53×10²、1.60×10⁴、2.31×10⁴。[元素符号]([Nb]、[Ti]、[N]、[B])表示各元素的含量[质量％]。T_i是实施了第i次轧制的温度[℃]。T’_i是实施了第i次轧制的温度T_i与实施了第i+1次轧制的温度T_i+1的平均温度[℃]。其中，T’_n为实施了第n次轧制的温度T_n与1050℃的平均温度。h_i表示实施第i次轧制而得到的钢板的厚度[mm]。h₀为加热了的铸坯的厚度。t_i为从实施第i次轧制起直到实施第i+1次轧制为止的经过时间[秒]。t_n为从实施第n次轧制起直到钢板温度到达1050℃为止的经过时间。

式(2)的左边的值越大，基于热轧的均质化越进行。关于热轧，在1050℃以上的温度区域中，在式(2)的左边的值成为1.00以上的条件下实施。为了提高钢板内部的均质程度、改善耐冲击性，优选在式(2)的左边的值成为1.20以上的条件下实施热轧，更优选在成为1.40以上的条件下实施。也可以在热轧的途中适当实施加热、冷却，以使得满足式(2)。式(2)的左边的值的上限没有特别设定，但当式(2)的左边的值过量地大时，钢板的组织粗大化，到达1050℃以后的热轧所带来的组织的微细化变得困难，因此式(2)的左边的值优选限制为6.00以下。为了增大式(2)的左边的值，需要加热装置等设备，因此从生产成本的观点出发，式(2)的左边的值优选设为4.00以下。

从到达1050℃起直到轧制结束温度(低于1050℃的温度区域)的热轧条件设为满足下述式(3)的条件。

R_m+n≤10.00···式(3)

式(3)是表示在小于1050℃的温度区域中的热轧所引起的组织的微细化行为的指数，来自与伴随热轧的再结晶核生成相关的项和与轧制后的粒生长相关的项，整理系数而得到。

对式(3)中的记号进行说明。n为在1050℃以上的温度下的热轧的总次数。m为在低于1050℃的温度下的热轧的总次数。j表示关于在低于1050℃的温度下实施的轧制，相当于在低于1050℃的温度下的第几次轧制。h_n+j[mm]、T_n+j[℃]、T’_n+j[℃]、t_n+j[秒]分别具有与式(2)中的记号相同的含义。T’_n+m为在低于1050℃的温度下的第m次热轧中的轧制温度与800℃的平均温度。另外，t_n+m为从在低于1050℃的温度下的第m个热轧结束起直到钢板温度到达800℃为止的经过时间。E₂表示式(2)的左边的值。[元素符号]([Nb]、[Ti]、[N]、[B]、[Mo]、[C])表示各元素的含量[质量％]。A₄、A₅、A₆、A₇、A₈为常数，分别为5.86×10⁰、5.00×10^-1、3.37×10⁴、6.44×10⁴、1.35×10⁴。

在上述式中，首先，以式(2)的结果为基础来计算R_n，关于在低于1050℃的温度下的热轧，对于第1次轧制计算R_n+1，接着，计算R_n+2，对于依次进行计算而得到的R_n+m(Rm+n)，求出是否满足式(3)。

如果式(3)的左边的值大于10.00，则热轧后的组织变得粗大，伴随热轧后的相变，碳偏在而生成粗大的渗碳体，在最终得到的钢板中得不到期望的组织。在使Ti碳化物微细化而有效地进行冷轧后的再结晶的情况下，在低于1050℃的温度下的压下优选在式(3)的左边的值成为7.50以下的条件下实施，更优选在成为5.00以下的条件下实施。式(3)的左边的值的下限没有特别设定，但要使其小于0.50的话，需要使钢板过度地薄，热轧后的钢板的形状走样。因此，优选设为0.50以上。从生产成本的观点出发，式(3)的左边的值的下限更优选设为1.50以上。

热轧的结束温度，只要在满足式(3)的范围中选定即可，但若低于800℃，则轧制反作用力变大，钢板的形状有可能劣化。因此，优选设为800℃以上。另外，要使轧制结束温度超过1000℃而满足式(3)的话，需要钢板的再加热，生产成本增大。因此，轧制结束温度优选设为1000℃以下。

＜冷却工序＞

热轧结束后，以热轧结束温度～630℃的平均冷却速度为20℃/秒以上、且在630～500℃的温度范围中满足式(4)的方式冷却至100℃以下(例如室温)。

若热轧结束温度～630℃的平均冷却速度低于20℃/秒，则伴随热轧后的相变，碳偏在而生成粗大的渗碳体，在最终得到的钢板中得不到期望的组织。另外，钢板的宏观的均质性也由于该温度范围中的相变而受损。因此，在要进一步提高耐冲击性的情况下，热轧结束温度～630℃的平均冷却速度优选为30℃/秒以上。平均冷却速度的上限没有特别设定，但要得到超过200℃/秒的冷却速度的话，需要特殊的冷却介质，因此从生产成本的观点出发，平均冷却速度优选设为200℃/秒以下。

本实施方式中的平均冷却速度和平均加热速度是将设定的范围的起点和终点的温度差除以从起点到终点的经过时间而得到的值。

然后，使从630℃至500℃的温度过程满足以下的式(4)。P₁₃是表示通过使用后述的式子进行计算而求出的从630℃至500℃的温度区域中的渗碳体和Nb、Ti的碳氮化物的析出的进行程度的指标。

1.00×10^-7≥P₁₃≥1.00×10^-8···式(4)

在本实施方式中，将从630℃至500℃的温度区域每隔10℃地进行13分割，计算第1个～第13个的相变和析出程度。P₁是评价630℃～620℃的温度区域中的析出的进行程度的指标，由评价相变的进行程度的项X₁和评价相变后的区域中的析出程度的项Y_i构成。X₁越大，相变越进行，Y₁越大，相变后的区域中的Nb、Ti的碳化物(合金碳化物)的析出越进行。

对式中的符号进行说明。A₉、A₁₀、A₁₁、A₁₂、A₁₃、A₁₄、A₁₅、A₁₆、A₁₇为常数，分别为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。[元素符号]([C]、[Mn]、[Si]、[C r]、[Ni]、[Al]、[Nb]、[B]、[Mo]、[Ti]、[N]是各元素的含量[质量％]。E₃是上述式(3)的左边的值。

在(25-200[C]-27[Mn]-14[Cr]-12[Ni]+18[Al])这项为负的情况下，将该项视为0来计算。

接着，计算从630℃至(630-10×i)℃的温度区域中的区域中的析出的进行程度的评价指标P_i。在进行了上述的i＝1的计算之后，使用其结果，按照i＝2的情况、i＝3的情况等来顺序地进行计算。i为2以上的情况下的指标P_i如下定义。

其中，在(15+10i-200[C]-27[Mn]-14[Cr]-12[Ni]+18[Al])这项为负的情况下，将该项视为0。

P_i＝[X_i]·[Y_i]

若上述式(4)中的P₁₃小于1.00×10^-8，则一部分的Ti和Nb以固溶的状态残留，冷轧后的再结晶被抑制从而残留未再结晶铁素体。在要进行再结晶、改善成形性的情况下，P₁₃设为1.00×10^-8以上。为了提高成形性，P₁₃优选设为2.00×10^-8以上。

另一方面，若过度提高P₁₃，则渗碳体粗大化，即使经过冷轧后的热处理，也有可能不溶解而残留。因此，将P₁₃限制在1.00×10^-7以下。为了避免渗碳体的不需要的粗大化，P₁₃优选设为7.50×10^-8以下，更优选设为6.00×10^-8以下。如果是实施冷轧之前，则也可以在钢板的温度低于500℃后再次再加热至500℃以上。

＜冷轧工序＞

接着，对冷却至室温的钢板实施酸洗处理，接着实施冷轧。冷轧中的合计压下率设为30％以上且90％以下。当冷轧中的合计压下率低于30％时，其后的热处理中的再结晶的进行变得不充分，未再结晶铁素体残留。另外，从使组织微细化而提高强度-成形性-耐冲击性平衡的观点出发，合计压下率优选为40％以上，更优选为50％以上。

另一方面，当冷轧中的合计压下率超过90％时，钢板的各向异性提高，成形性劣化。从提高成形性的观点出发，为了降低钢板的各向异性，合计压下率优选为80％以下，更优选为70％以下。

在冷轧中，钢板的温度因加工发热而上升。若钢板的温度过量地提高，则加工应变的蓄积未充分进行，存在损害再结晶的进行的情况。因此，控制压下率和道次间时间，以使得在冷轧的结束时间点下的钢板的温度(冷轧结束温度)成为250℃以下。从成形性的观点出发，为了高效地进行再结晶，冷轧的结束温度优选为200℃以下。

＜退火工序＞

[加热过程]

接着，对冷轧后的钢板(冷轧钢板)进行热处理(退火)。最初，加热至最高加热温度(退火温度)，但在该过程中控制加热速度来进行再结晶。若400℃～550℃中的平均加热速度低于3.0℃/秒，则钢板中的位错的回复过度地进行，再结晶被抑制，因此400～550℃的温度区域中的平均加热速度设为3.0℃/秒以上。平均加热速度的上限没有特别设定，但从生产成本的观点出发，优选设为200℃/秒以下。

接着，在从550℃到Ac1(℃)的加热中，以温度过程满足式(5)的方式进行加热。

式(5)的中边是表示再结晶的进行程度的式子，是将从550℃至Ac1(℃)的温度区域进行10等分，评价在各温度区域中的滞留时间中再结晶能怎样程度进行的总和。对式中的符号进行说明。A₁₈、A₁₉、A₂₀均为常数，分别为1.54×10¹⁶、3.81×10⁴、3.68×10²。r表示冷轧中的压下率。Ac1是通过后述的方法由各钢求出的Ac1点(℃)。E₄是前述的式(4)中的P₁₃的值。[元素符号]([Nb]、[Ti]、[N])表示各元素的含量[质量％]。t_i表示从550℃数起在第i个温度区域中的滞留时间[秒]。

当式(5)的中边的值小于1.00时，未充分进行再结晶，成形性劣化。因此，将式(5)的中边的值设为1.00以上。为了以提高成形性为目的而充分进行再结晶，式(5)的中边的值优选设为1.25以上，更优选设为1.50以上。另一方面，在从550℃至Ac1的温度区域中渗碳体的减数生长进展。当式(5)的中边的值超过10.00时，在最终得到的钢板中残留粗大的渗碳体，因此将式(5)的中边的上限设为10.00。为了防止渗碳体的粗大化，式(5)的中边的值优选设为7.00以下，更优选设为5.00以下。

进而，将从Ac1(℃)至Ac1+20(℃)的平均加热速度设为1.0℃/秒以上。由此，奥氏体的核生成在钢板内部均质地进行，硬度的变动变小，因此钢板的宏观的均质性提高。从Ac1至Ac1+20℃的温度区域的平均加热速度优选设为3.0℃/秒以上，更优选设为5.0℃/秒以上。

另一方面，若从Ac1至Ac1+20℃的温度区域的平均加热速度快，则渗碳体容易溶解残留，耐冲击性劣化。因此，平均加热速度设为50℃/秒以下，优选设为30℃/秒以下，更优选设为15℃/秒以下。

从Ac1+20℃至最高加热温度的加热速度没有特别规定，但为了使奥氏体等轴性地生长，优选为5.0℃/秒以下。

热处理中的最高加热温度(退火温度)设为760℃以上。当退火温度低于760℃时，粗大的渗碳体溶解残留，耐冲击性劣化。为了以提高强度为目的而增加马氏体的体积分率，退火温度优选为770℃以上，更优选为780℃以上，以使得在退火温度下充分地生成奥氏体。

另一方面，当退火温度超过Ac3+20℃时，虽然在其后的冷却过程中生成铁素体，但是铁素体的生成位点因Mn等的偏析而不均匀，因此钢板的宏观的均质性受损。因此，退火温度设为Ac3+20℃以下。在要提高铁素体分率来提高成形性的情况下，退火温度优选为Ac3(℃)以下，更优选为Ac3-20℃以下。

在此，Ac1点和Ac3点，通过从冷轧后的钢板切出小片，以3℃/秒加热至1200℃，测定其间的体积膨胀行为而得到。对于在相同条件下制造且曾评价过Ac1点和Ac3点的冷轧后的钢板，省略该测定，使用过去的测定结果来确定制造条件，没有问题。

[保持过程]

退火温度下的保持时间，即，从在冷轧了的钢板的加热过程中到达最高加热温度-10℃起直到经过最高加热温度(退火温度)而再次到达最高加热温度-10℃为止的时间，优选设为3.0秒以上。若保持时间过度短，则钢板内部的温度未变得充分均匀，硬度的变动变大，耐冲击性劣化。从该观点出发，保持时间更优选设为10.0秒以上，进一步优选设为25.0秒以上。保持时间的上限没有特别设定，但即使超过200秒地保持，钢板的宏观的均质性也不会进一步提高，因此鉴于生产成本，优选设为200秒以下。

[冷却过程]

加热至最高加热温度，确保保持时间后，实施冷却。

在冷却过程中，以在720～550℃的温度范围中的平均冷却速度为10℃/秒以上、在550～(Ms-80)℃的温度范围中满足式(6)、在Ms～(M s-25)℃的温度范围中的平均冷却速度为10℃/秒以上、在Ms～80℃的温度范围中满足式(7)的方式进行冷却。

在从720℃至550℃的区间的平均冷却速度设为10℃/秒以上。当该温度区域中的冷却速度不充分时，存在生成珠光体、不能够得到充分量的马氏体的情况。冷却速度的上限没有特别规定，但要实现超过200℃/秒的冷却速度的话，需要特殊的冷却介质和/或冷却装置，因此从生产成本的观点出发，优选限定为200℃/秒以下。

从550℃到Ms-80℃的温度过程设为满足下式(6)。

式(6)，以钢板温度到达550℃的时间点为起点，以到达马氏体相变开始温度(Ms)-80℃的时间点为终点，将其间的温度过程相对于经过时间进行10等分，在各个时间范围中进行计算。

贝氏体相变开始温度(Bs)[℃]和马氏体相变开始温度(Ms)[℃]使用下式求出。

[元素符号]([C]、[Mn]、[Si]、[Cr]、[Ni]、[Al])表示各元素的含量[质量％]。Ac1和Ac3分别表示将各钢板加热至奥氏体单相区时的相变开始温度[℃]和相变结束温度[℃]。T_H[℃]表示各钢板的热处理中的最高加热温度。在T_H超过Ac3的情况下，(Ac3-Ac1)/(T_H-Ac1)项设为1.00。

D_i＝(A₂₃·T_i ^4.23+A₂₄-[Si]-0.7[Al]-0.3[Mo]-0.1[Cr])·|A₂₃·T_i ^4.23+_A24-[Si]-0.7[Al]-0.3[Mo]-0.1[Cr]|

式(6)是表示贝氏体相变和与之相伴的微细渗碳体的生成行为的式子。

C_i是表示从计算开始起在第i个时间范围中的贝氏体相变的进行程度的指标。A₂₁、A₂₂为常数，分别为3.95×10⁰、7.15×10³。Bs为贝氏体相变开始温度[℃]。T_i是在该时间范围中的平均温度[℃]。[元素符号]([C]、[S i])表示各成分的含量[质量％]。t_i是各时间范围中的经过时间[秒]。在T_i超过Bs的情况下，(Bs-T_i)项设为0。另外，C₀设为0。

D_i是表示从计算开始起在第i个时间范围中的伴随贝氏体相变的渗碳体的生成容易度的指标。A₂₃、A₂₄为常数，分别为4.03×10^-12、3.40×10^-1。T_i是在该时间范围中的平均温度[℃]。[元素符号]([Si]、[Al]、[Mo]、[Cr])表示各成分的含量[质量％]。t_i是各时间范围中的经过时间[秒]。

式(6)的中边为C_i与D_i之积的总和，在式(6)的中边的值低于-2.00的情况下，在未相变的奥氏体中过量地蓄积固溶碳，即使冷却至室温，相变也未完成，形成包含大量的残余奥氏体的组织，耐冲击性劣化。另一方面，当式(6)的中边的值超过2.00时，渗碳体过量地生成，来自未相变奥氏体的贝氏体相变过度地进行，因此得不到充分量的马氏体，强度降低。从以上的观点出发，该温度区域中的温度过程设为满足式(6)。式(6)的中边的值优选为-1.30以上且1.30以下，更优选为-0.80以上且0.80以下。

在从550℃至Ms-80℃的冷却过程中，在满足式(6)的温度过程的范围中，可以在该期间对钢板实施热浸镀锌处理或热浸镀锌合金处理。此时，也可以在浸渍于镀浴之前对钢板进行再加热。进而，如果是满足式(6)的温度过程的范围，则也可以进一步加热镀覆处理后的钢板，来实施镀层的合金化处理。

在从550℃至Ms-80℃的冷却过程中，特别是将Ms～(Ms-25)℃的区间的平均冷却速度设为10℃/秒以上。若该区间的冷却速度不充分，则由马氏体生成的渗碳体粗大化，个数变得不充分，不满足式(1)。若在Ms～(Ms-25)℃的温度区域中的平均冷却速度为10℃/秒以上，则容易产生微细的渗碳体。为了充分生成微细的渗碳体，引起马氏体的塑性变形，在Ms～(Ms-25)℃的温度区域中的平均冷却速度优选为20℃/秒以上。另一方面，若在Ms～(Ms-25)℃的温度区域中的冷却速度过量，则不生成渗碳体，难以适度地引起马氏体的塑性变形。从该观点出发，平均冷却速度优选为150℃/秒以下，更优选为75℃/秒以下，进一步优选为50℃/秒以下。

进而，以从Ms℃至80℃的冷却中的温度过程满足式(7)的方式进行冷却。

式(7)是表示过渡碳化物的生成程度的式子，将从到达马氏体相变开始温度(Ms[℃])起直到到达80℃为止的经过时间进行10等分，在各时间范围中进行计算，求出其总和。E₆是式(6)的中边的值。在(1-exp[-E₆-A₂₅])的计算结果为负的情况下，该括号内的值视为0来进行计算。A₂₅、A₂₆、A₂₇、A₂₈、A₂₉、A₃₀、A₃₁、A₃₂为常数项，分别为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。Ms是通过前述的方法求出的马氏体相变开始温度。T_i是在第i个时间范围中的平均温度。T_i，min是从到达Ms起直到第i个时间范围为止的T_i之中的最小的值。[元素符号]([Mn]、[Cr]、[Ni]、[Si]、[Al])表示各元素的含量[质量％]。dt表示将从到达马氏体相变开始温度(Ms)起直到到达80℃为止的经过时间进行10等分而得到的时间[秒]。

当式(7)的中边的值低于0.00时，不能得到对于过渡碳化物的生成而言充分的时间，或者是渗碳体的生成优先的温度条件，因此过度地抑制了过渡碳化物的生成，不能得到充分的过渡碳化物。因此，以式(7)的中边的值成为0.00以上的方式进行冷却。优选为0.20以上，更优选为0.40以上。

另一方面，当式(7)的中边的值超过3.00时，由一部分过渡碳化物生成渗碳体，过渡碳化物减少，得不到充分的过渡碳化物。式(7)的中边的值优选为2.50以下，更优选为2.20以下。

＜调质轧制工序＞

在冷却结束后，也可以实施压下率为3.00％以下的调质轧制。通过实施调质轧制，向马氏体的内部导入可动位错，促进了其塑性变形。但是，若调质轧制的压下率超过3.00％，则塑性变形量过大，均匀伸长率大幅劣化，因此不优选。

也可以对热处理后的钢板实施电镀处理，来制成在钢板的一面或两面具有镀锌层的电镀钢板。也可以对热处理后的钢板实施蒸镀镀覆处理，来制成在钢板的一面或两面具有镀锌层的镀锌钢板。

也可以控制热处理中的气氛，来对钢板的表面进行改性。例如，通过在脱碳气氛中进行加热处理，能得到钢板表层部被适度地脱碳了的弯曲性优异的钢板。

实施例

接着，对本发明的实施例进行说明，实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性和效果而采用的一条件例。本发明并不被该一条件例限定。本发明能够在不脱离本发明的要旨、达到本发明的目的的限度下采用各种条件。

将表1A、表1B中所示的化学组成的钢液进行铸造而制造出铸坯。接着，在表2A～表2D中所示的条件下对铸坯进行冷却，进而，在表2A～表2D中所示的条件下实施热轧和冷轧而得到钢板。然后，在表3A～表3D中所示的条件下对钢板实施热处理。

表1A、表1B中的余量为Fe和杂质。

在表2A～表2D中，“冷却速度1”表示在铸坯的冷却过程中，铸坯表面的温度为700～550℃的范围中的平均冷却速度。热轧工序中的“冷却速度2”表示从热轧结束到630℃为止的区间中的平均冷却速度。

在表3A～表3D中，“加热速度1”表示400～550℃中的平均加热速度。“加热速度2”表示Ac1～(Ac1+20)℃中的平均加热速度。“冷却速度3”表示720～550℃中的平均冷却速度。“冷却速度4”表示Ms～(Ms-25)℃中的平均冷却速度。

对一部分钢板在冷却过程或冷却后实施镀覆处理。表3A～表3D中的“镀浴”表示镀覆种类。在表3A～表3D中，“EG”是通过电镀处理对冷却后的钢板赋予镀锌层的例子。“蒸镀”是通过蒸镀镀覆处理对冷却后的钢板赋予镀锌层的例子。“GA”是将冷却过程的钢板浸渍于将有效Al量[质量％]控制为0.150％以下的热浸镀锌浴中，来赋予热浸镀锌层的例子。“GI”是将冷却过程的钢板浸渍于将有效Al量控制为超过0.150％的热浸镀锌浴中，来赋予热浸镀锌层的例子。“Zn合金”是将冷却过程的钢板浸渍于热浸镀Zn-Al-Mg浴中，来赋予热浸镀锌合金层的例子。在将在热浸镀锌浴或热浸镀Zn-Al-Mg浴中浸渍过的钢板加热，来进行将镀层与基体钢的界面合金化的合金化处理的情况下，将再加热的到达温度记载为“合金化温度。”有效Al量是指从浴中的总Al量减去总Fe量而得到的值。

表1A

表1B

在表4A～表4D中示出采用表1A～表3D的制造条件得到的钢板的显微组织的观察结果。组织分率表示铁素体(α)、未再结晶铁素体(未再结晶α)、贝氏体(B)、贝氏体铁素体(BF)、珠光体(P)、马氏体(M)、残余奥氏体(残余γ)的各组织的体积分率。其中，“未再结晶铁素体”表示未再结晶铁素体在铁素体中所占的比例。“表面”表示钢板表面的状态，分类为未进行镀覆处理的钢板(CR)、具有电镀层的钢板(EG)、具有热浸镀锌层的钢板(GI)、具有合金化热浸镀锌层的钢板(GA)、具有镀Zn-Al-Mg合金层的钢板(Zn合金)。

表5A～表5D示出采用表1A～表3D的制造条件得到的钢板的特性。

拉伸试验，制作JIS Z 2241(2011)中所记载的5号试样，将拉伸轴设为钢板的宽度方向，按照JIS Z 2241(2011)进行。在以拉伸试验中的抗拉强度为900MPa以上为前提，抗拉强度(最大标称应力(TS：Tensile Strength))和均匀伸长率(UEL：Uniform Elongation)的值满足下述式(8)的情况下，判断为强度-成形性平衡优异。

在0.2％屈服强度(条件屈服强度σ_0.2)除以最大拉伸强度(抗拉强度)而得到的屈服比为0.90以下的情况下，冲压成形时的回弹变小，因此判断为更优选。

TS·UEL^0.667≥3.83×10³···式(8)

在此，式(8)中的记号，TS为抗拉强度，UEL为均匀伸长率。

为了评价成形后的耐冲击性，进行缺口拉伸试验和弯曲试验。

缺口拉伸试验使用图1所示的试样、即在钢板的宽度方向上设为200mm的长度来切出的长方形形状的小片，将钢板的宽度方向设为拉伸轴来进行。缺口拉伸试验中的最大标称应力除以5号试样的拉伸试验的最大标称应力，所得到的值如果为0.75以上，则判为合格。

弯曲试验，通过基于VDA-238-100的弯曲试验来测定最大弯曲角。弯曲试验以弯曲棱线与钢板的轧制方向平行的方式进行。弯曲试验，利用从表1A～表4D中记载的钢板切出的试样、以及进一步从对该钢板以钢板的宽度方向为拉伸轴赋予了3.0％的单轴拉伸应变作为预应变的钢板切出的试样来进行。如果在后者的试验中，压入载荷成为最大的弯曲角(以下称为极限弯曲角)满足下述式(9)、并且后者的极限弯曲角除以前者的极限弯曲角所得到的值为0.75以上，则判为合格。

在此，式(9)中的记号分别表示：t：钢板板厚[mm]、赋予了预应变的材料的极限弯曲角[度]。

将缺口拉伸试验和弯曲试验这两者均合格的钢板判断为耐冲击性优异。

实验例93～100是钢板的化学组成脱离本发明的范围的比较例。

实验例93是C含量少的例子，得不到充分量的马氏体。其结果，不能够得到充分的抗拉强度。

实验例94是C含量过量的例子，残余奥氏体过量地存在。其结果，得不到充分的耐冲击性。

实验例95是Si含量过量的例子，粗大夹杂物的密度大。其结果，得不到充分的耐冲击性。

实验例96是Mn含量少的例子，得不到充分量的马氏体。其结果，得不到充分的抗拉强度。

实验例97是Mn含量过量的例子，钢板的宏观的均质性不足。其结果，得不到充分的耐冲击性。

实验例98是Al含量过量的例子，粗大夹杂物的密度大。其结果，得不到充分的耐冲击性。

实验例99是Ti含量少的例子，粗大夹杂物的密度大。其结果，得不到充分的耐冲击性。

实验例100是Ti含量过量的例子，粗大夹杂物的密度大。其结果，得不到充分的成形性。

另外，实验例28，铸造工序中的铸坯的冷却速度慢，钢板的宏观的均质性不足。其结果，得不到充分的耐冲击性。

实验例57，铸造工序中的铸坯的冷却速度快，钢板的宏观的均质性不足。其结果，得不到充分的耐冲击性。

实验例83，热轧工序中的铸坯的加热温度低，钢板的宏观的均质性不足。其结果，得不到充分的耐冲击性。

实验例60，热轧工序中的在1050℃以上的温度下的合计压下率小，钢板的宏观的均质性不足。其结果，得不到充分的耐冲击性。

实验例89，由热轧工序中的轧制条件构成的式(2)的左边的值小，钢板的宏观的均质性不足。其结果，得不到充分的耐冲击性。

实验例92，由热轧工序中的轧制条件构成的式(3)的左边的值过大，由于粗大的碳化物的生成，导致式(1)的中边的值变得过大。其结果，得不到充分的强度-成形性平衡。

实验例10，热轧工序中的轧制后的冷却速度小，由于粗大的碳化物的生成，导致式(1)的中边的值变得过大。其结果，得不到充分的强度-成形性平衡。

实验例19，表示热轧工序中的轧制后的冷却行为的值P₁₃变得过大，不满足式(4)，由于粗大的碳化物的生成，导致式(1)的中边的值变得过大。其结果，得不到充分的强度-成形性平衡。

实验例39，表示热轧工序中的轧制后的冷却行为的值P₁₃变得过小，不满足式(4)，冷轧后的热处理中的再结晶未充分进行。其结果，得不到充分的强度-成形性平衡及耐冲击性。

实验例68，冷轧工序中的合计压下率小，冷轧后的热处理中的再结晶未充分进行。其结果，不能够获得充分的强度-成形性平衡及耐冲击性。

实验例6，冷轧工序中的轧制结束温度高，冷轧后的热处理中的再结晶未充分进行。其结果，不能够获得充分的强度-成形性平衡及耐冲击性。

实验例31，热处理工序中的从400℃至550℃的范围中的平均加热速度小，加热中的再结晶未充分进行。其结果，不能够获得充分的强度-成形性平衡及耐冲击性。

实验例76，表示热处理工序中的加热行为的式(5)的中边的值过大，由于粗大的碳化物而导致式(1)的中边的值变得过大。其结果，不能够得到充分的强度-成形性平衡。

实验例25，表示热处理工序中的加热行为的式(5)的中边的值过小，加热中的再结晶未充分进行。其结果，不能够获得充分的强度-成形性平衡及耐冲击性。

实验例50，热处理工序中的从Ac1至Ac1+20℃的范围中的平均加热速度小，钢板的宏观的均质性受损。其结果，不能够得到充分的耐冲击性。

实验例54，热处理工序中的加热温度高，钢板的宏观的均质性受损。其结果，得不到充分的耐冲击性。

实验例86，热处理工序中的加热温度低，由于粗大的碳化物的生成，导致式(1)的中边的值变得过大。其结果，得不到充分的强度-成形性平衡。

实验例71，热处理工序中的从720℃至550℃的范围中的平均冷却速度小，在冷却中生成珠光体，不能够得到充分量的马氏体。其结果，抗拉强度不足。

实验例36，表示热处理工序中的冷却行为的式(6)的中边的值过大，贝氏体相变过度地进行，得不到充分量的马氏体。其结果，得不到充分的强度-成形性平衡。

实验例45，表示热处理工序中的冷却行为的式(6)的中边的值过小，伴随贝氏体相变的碳向奥氏体的浓化过度地进行，存在大量的残余奥氏体。其结果，得不到充分的耐冲击性。

实验例13，热处理工序中的从Ms至Ms-25℃的范围中的冷却速度小，由于粗大的碳化物的生成，导致式(1)的中边的值变得过大。其结果，得不到充分的强度-成形性平衡。

实验例7，表示热处理工序中的冷却行为的式(7)的中边的值过大，马氏体中的过渡碳化物少。其结果，得不到充分的耐冲击性。

实验例16是表示热处理工序中的冷却行为的式(7)的中边的值过小的比较例，马氏体中的过渡碳化物少。其结果，得不到充分的耐冲击性。

除了以上比较例以外的实验例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为采用本发明得到的钢板，具有优异的强度-成形性平衡和耐冲击性。

实验例2、5、14、23、34、41、43、56、59、65、69、74、77、84、90是得到不具有镀层的本发明的钢板的实施例。实验例5和59是将热轧工序后的钢板在冷轧前再加热至525℃后进行冷却，酸洗后实施冷轧的实施例。

上述以外的实验例是得到具有镀层的本发明的钢板的实施例。实验例75和85是将热轧工序后的钢板在冷轧前再加热至550℃后进行冷却，酸洗后实施冷轧的实施例。

产业上的可利用性

如上所述，根据本发明，能够提供成形性和耐冲击性优异的高强度钢板。本发明的钢板是适合于汽车的大幅轻量化和确保对驾乘者的保护和安全的钢板，因此本发明在钢板制造产业和汽车产业中可利用性高。