JP2018109222A - 高強度鋼板および高強度電気亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

Abstract

【課題】曲げ性とともに、耐遅れ破壊性にも優れた高強度鋼板を提供する。【解決手段】本発明の高強度鋼板は、Ｃ：０．１０質量％以上０．３５質量％以下、Ｓｉ：０質量％以上０．６質量％以下、Ｍｎ：０質量％超１．５質量％以下、Ａｌ：０質量％超０．１５質量％以下、Ｎ：０質量％超０．０１質量％以下、Ｐ：０質量％超０．０２％以下、およびＳ：０質量％超０．０１質量％以下を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、全組織中に占めるマルテンサイトの面積率が９５％以上であり、且つ前記マルテンサイト中の固溶Ｃ量が０．０５質量％以下であるとともに、長径が２００ｎｍ以上の炭化物の個数密度が５０個／μｍ３以下であり、引張強度が１２７０ＭＰａ以上である。【選択図】なし

Description

本発明は、高強度鋼板および高強度電気亜鉛めっき鋼板に関する。

近年、自動車の軽量化と衝突安全性を両立させるため、自動車用鋼板の高強度化が進んでいる。自動車用鋼板は、形状の複雑な骨格部品に加工するために、優れたプレス成形性が要求される。例えばバンパーに代表される自動車用部品は、主に曲げ加工によって成形されるため、プレス成形性の中でも特に曲げ加工性（以下、「曲げ性」と呼ぶことがある）に優れていることが求められる。また高強度化による課題の一つとして、使用中の鋼板の腐食に起因して発生する水素が、鋼中に侵入することで生じる水素脆化に基づく遅れ破壊の発生の懸念が高まるという問題がある。

また、自動車用鋼部品には、耐食性の観点から、表面に電気亜鉛めっき（以下、「ＥＧ」と表記することがある）、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっきを施した鋼板（以下、これらの鋼板を「亜鉛めっき鋼板」と総称することがある）が用いられることがある。これら亜鉛めっき鋼板においても、上記高強度鋼板と同様、高強度化により水素脆化に基づく遅れ破壊の発生の懸念が高まるという問題がある。

この遅れ破壊は、ボルトでの発生事例が報告されており、耐遅れ破壊性を改善する技術が様々検討されているものの、薄鋼板はプレス成形によって大きな塑性歪みが導入されるという点でボルトとは異なっている。一般に、塑性歪みは遅れ破壊を助長すると言われており、塑性歪みの影響を考慮した耐遅れ破壊性改善技術が必要とされている。

遅れ破壊に影響を与える鋼材因子として、鋼材組織、強度もしくは硬さ、結晶粒径、各種合金元素等が挙げられるが、遅れ破壊の抑制策はいまだ十分に確立されているとは言いがたい状況である。こうしたことから、様々な観点から耐遅れ破壊性を向上させる技術の試みがなされている。

耐水素脆化を改善して耐遅れ破壊性を向上させる技術として、例えば特許文献１には、「ベイナイト又はマルテンサイトを最大の相として、粒内のＮｂ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｍｏの酸化物、硫化物、窒化物、複合晶出物および複合析出物のいずれか１種以上を、平均粒子径、密度、分布等の形態制御を行い、これらを水素トラップサイトとしての機能を発揮させることによって、耐水素脆化に優れた高強度鋼板とする。」技術が提案されている。しかしながら、上記の形態制御による水素トラップだけでは、優れた耐遅れ破壊性を発揮させる上で不十分である。

また特許文献２には、全組織に占めるマルテンサイトが９５面積％以上である鋼板であって、旧オーステナイト粒径、転移密度、マルテンサイト中の固溶Ｃ濃度を規定するとともに、旧オーステナイト長さに対する旧オーステナイト粒界に析出した炭化物の長さの割合を所定の関係式で規定することによって、耐遅れ破壊性を優れたものとする技術が提案されている。

特許文献２の技術においては、耐遅れ破壊性の評価が、低歪み速度引張試験であるＳＳＲＴ試験で行われている。すなわち、この技術においては、導入される塑性歪みが比較的小さい部位での耐遅れ破壊性を向上させる技術であり、大きな塑性歪みが導入された鋼板の耐遅れ破壊を向上させるには不十分である。

一方、特許文献３には、高強度鋼板の一例として、「化学成分組成を調整するとともに、Ｃｅｑ１＝Ｃ＋Ｍｎ／５＋Ｓｉ／１３で規定されるＣｅｑ１が０．５％以下であり、鋼組織がマルテンサイト単相組織であり、且つ引張強度が１１８０ＭＰａ以上であるシーム溶接性に優れた高強度鋼板。」が提案されている。しかしながら、この技術では、耐遅れ破壊性向上に関する検討はされておらす、耐遅れ破壊性改善という観点からすれば、化学成分組成を制御するだけで十分とは言えない。

特許第４１６７５８７号公報 特許第５６６２９２０号公報 特開２０１３−３６１１２号公報

本発明は上記のような事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、曲げ性に優れるとともに、耐遅れ破壊性にも優れた高強度鋼板を提供することにある。また、本発明の他の目的は、上記高強度鋼板の表面に電気亜鉛めっき層を有する高強度電気亜鉛めっき鋼板を提供することにある。

上記課題を解決し得た本発明の高強度鋼板は、
Ｃ ：０．１０質量％以上０．３５質量％以下、
Ｓｉ：０質量％以上０．６質量％以下、
Ｍｎ：０質量％超１．５質量％以下、
Ａｌ：０質量％超０．１５質量％以下、
Ｎ ：０質量％超０．０１質量％以下、
Ｐ ：０質量％超０．０２質量％以下、および
Ｓ ：０質量％超０．０１質量％以下
を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
全組織中に占めるマルテンサイトの面積率が９５％以上であり、且つ前記マルテンサイト中の固溶Ｃ量が０．０５質量％以下であるとともに、長径が２００ｎｍ以上の炭化物の個数密度が５０個／μｍ³以下であり、引張強度が１２７０ＭＰａ以上であることを特徴とする。

本発明の高強度鋼板には、必要によって更に、（ａ）Ｃｒ：０質量％超１．０質量％以下およびＢ：０質量％超０．０１質量％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種、（ｂ）Ｃｕ：０質量％超０．５質量％以下およびＮｉ：０質量％超０．５質量％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種、（ｃ）Ｖ：０質量％超０．１質量％以下、Ｎｂ：０質量％超０．１質量％以下、Ｍｏ：０質量％超０．５質量％以下およびＴｉ：０質量％超０．２質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種、（ｄ）Ｃａ：０質量％超０．００５質量％以下およびＭｇ：０質量％超０．００５質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種等を含有することも有効であり、含有させる元素の種類に応じて高強度鋼板の特性が更に改善される。

本発明には、上記高強度鋼板の表面に電気亜鉛めっき層を有する高強度電気亜鉛めっき鋼板も包含される。

本発明によれば、１２７０ＭＰａ以上の高強度を示し、且つ曲げ性および耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板および高強度電気亜鉛めっき鋼板が実現できる。こうした高強度鋼板および高強度電気亜鉛めっき鋼板は、例えばバンパー等の自動車用部品、自動車の構造材や補強材等のように高強度が要求される部品の素材として有用である。

本発明者らは、前記課題を解決するために、引張強度が１２７０ＭＰａ以上の高強度を達成することのできるマルテンサイト主体の鋼板を対象に、曲げ性と耐遅れ破壊性を改善するために鋭意研究を重ねた。

その結果、鋼板中の炭化物のサイズが大きく更にアスペクト比が大きい場合には、曲げ成形時に炭化物周囲にボイドが形成され、破壊の起点となって曲げ性が劣化するいう知見が得られた。また鋼板の強化機構として知られている、結晶粒微細化強化、粒子分散強化、転位強化および固溶強化のうち、Ｃによる固溶強化を活用して引張強度を高めた場合には、鋼板素地であるマルテンサイト中に存在する固溶Ｃが靱性を低下させ、耐遅れ破壊性を著しく劣化させることを突き止めた。

一方、粒子分散強化のうち、炭化物による析出強化は、炭化物サイズが微細であれば、曲げ性や耐遅れ破壊性を劣化させることなく、高強度化と曲げ性や耐遅れ破壊性とのバランス向上に寄与することを明らかにした。また転位強化については、耐遅れ破壊性への悪影響は小さいことが判明した。

Ｃによる固溶強化に比べ相対的に転位強化による影響が小さいのは、曲げ加工を施した鋼板表面での転位密度と、初期転位密度の相関が小さいためであると考えられる。これは曲げ加工部では転位の増殖が顕著であるが、転位密度が飽和状態まで増大できるためであると考えられる。

すなわち、耐遅れ破壊性を向上させるためには、マルテンサイト中の炭化物の分散状態、固溶Ｃ量、転位密度を適正な範囲に制御することが重要であり、鋼板の化学成分組成を適切に調整することに加え、焼入れ−焼戻し処理を適切に制御することが必要であることを見出した。

具体的には、全組織中に占めるマルテンサイトの面積率が９５％以上であるような、マルテンサイトを主体とする単相組織であり、このマルテンサイト中の固溶Ｃ量を０．０５質量％以下とし、更に長径が２００ｎｍ以上の炭化物の個数密度を５０個／μｍ³以下に制御することが重要であることを見出し、本発明を完成した。

本発明の高強度鋼板において、上記各要件を規定した理由は、下記の通りである。なお、本発明では「転位密度」は規定していないが、これはＣが固溶状態で存在するマルテンサイトの転位密度を測定することが困難であることに加え、Ｃ量が０．１０質量％以上０．３５質量％以下の範囲であり、且つマルテンサイト単相組織であるとともに、炭化物の分散状態が、長径が２００ｎｍ以上の炭化物の個数密度が５０個／μｍ³以下であるような場合には、制御すべき転位密度が達成できていると考えられるためである。

［全組織中に占めるマルテンサイトの面積率が９５％以上］
本発明の鋼板は、より高い強度、例えば引張強度で１２７０ＭＰａ以上、好ましくは１３６０ＭＰａ以上を示すものである。この様な高強度は、例えば自動車用鋼板、特にバンパーやボディ骨格部材等に適用される部品の特性として要求される。

上記のような高強度を達成するにあたり、フェライトが多い鋼組織になると、鋼板強度が低下する傾向にあり、強度確保のために合金元素を多量に添加する必要があるため、結果として溶接性が劣化する。またフェライトが多い組織では、自動車用鋼板に対して行われるような厳しい加工を受けたときに、軟質相のフェライトに加工歪みが集積しやすく、耐遅れ破壊性が劣化することがある。こうしたことから本発明の鋼板では、マルテンサイトの単相組織とし、合金元素の添加量を抑えている。

上記マルテンサイトの単相組織とは、全組織中の占めるマルテンサイトの面積率が９５％以上である組織の意味である。全組織中に占めるマルテンサイトの面積率は、１２７０ＭＰａ以上の高強度を達成する上からも、９５％以上とする必要がある。マルテンサイトの面積率は、好ましくは９７％以上であり、１００％であってもよい。

本発明の鋼板には、上記マルテンサイト以外に、製造工程で不可避的に含まれる相、例えばフェライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相等を、５面積％以下まで含まれていてもよい。しかしながら、その量が５面積％を超えると、マルテンサイトの面積率が相対的に９５％未満となり、１２７０ＭＰａ以上の強度が達成されなくなる。

［マルテンサイト中の固溶Ｃ量：０．０５質量％以下］
マルテンサイト中の固溶Ｃを低減することで、組織自体の歪み低減により靱性を改善し、耐遅れ破壊性を改善することができる。特に、マルテンサイト中の固溶Ｃ量を０．０５質量％以下とすることで、優れた耐遅れ破壊性を達成することができる。マルテンサイト中の固溶Ｃ量は、好ましくは０．０４質量％以下であり、より好ましくは０．０３質量％以下である。ただし、マルテンサイト中の固溶Ｃ量の下限は、焼戻しが進めば固溶Ｃは全て炭化物として析出するという観点から、概ね０質量％以上である。

［長径が２００ｎｍ以上の炭化物の個数密度：５０個／μｍ³以下］
炭化物の長径が大きくなると、曲げ成形時に炭化物周囲にボイドが形成され、破壊の起点となって曲げ性を劣化させる。したがって、炭化物は、その大きさと個数が非常に重要となる。具体的には、曲げ性を劣化させる長径２００ｎｍ以上の粗大な炭化物の個数密度を規定する。長径が２００ｎｍ未満であるような微細な炭化物では、曲げ性にほとんど影響を与えない。

長径が２００ｎｍ以上の炭化物の個数密度が多いと、曲げ性を劣化させるため、５０個／μｍ³以下とする必要がある。この個数密度は、好ましくは４０個／μｍ³以下であり、より好ましくは３０個／μｍ³以下であり、特には１０個／μｍ³以下であることが最も好ましい。

本発明における成分組成、および製造条件で析出し、更に長径が２００μｍ以上、アスペクト比が２以上の析出物は、実質的にＦｅおよびＣを主成分とする炭化物であり、具体的にはＦｅおよびＣの合計含有量が９０質量％を超えるような炭化物を意味する。このような炭化物は、Ｆｅ₃Ｃは勿論のこと、これにＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ等を、炭化物全体に占める割合で１０質量％未満で含有している炭化物をも含む趣旨である。なお本発明における成分組成、および製造条件によってはＦｅおよびＣを主体としない、具体的にはＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、ＴｉとＣを主体とする炭化物が生成することもあるが、ＦｅおよびＣを主体とした炭化物と比べて極わずかな量であるため、曲げ性や耐遅れ破壊性に悪影響を及ぼさない。

本発明では、上記固溶Ｃ量の制御によって優れた耐遅れ破壊性を示すものとなるが、鋼板として要求される溶接性、靱性および延性等の基本的な特性を確保するためには、鋼板における各元素の含有量も、下記の通り制御する必要がある。

［Ｃ：０．１０質量％以上０．３５質量％以下］
Ｃは、鋼板の焼入れ性を高めて高強度を確保するのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃ量は０．１０質量％以上とする必要がある。好ましくは０．１２質量％以上であり、より好ましくは０．１５質量％以上である。しかしながら、Ｃ量が過剰になると、鋼板の溶接性が劣化する。よってＣ量は０．３５質量％以下とする必要があり、好ましくは０．３４質量％以下、より好ましくは０．３３質量％以下である。

［Ｓｉ：０質量％以上０．６質量％以下］
Ｓｉは、鋼板の焼戻し軟化抵抗を向上させるのに有効な元素であり、また固溶強化による強度向上にも有効な元素であり、必要により含有させる。これらの効果を発揮させる観点からは、Ｓｉを０．００２％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００５質量％以上であり、更に好ましくは０．０１０質量％以上である。しかしながら、Ｓｉはフェライト生成元素であるため、Ｓｉ量が過剰になると焼入れ性が損なわれて高強度を確保することが難しくなる。よってＳｉ量は０．６質量％以下とする必要がある。好ましくは０．５質量％以下、より好ましくは０．１質量％以下、更に好ましくは０．０５質量％以下である。

［Ｍｎ：０質量％超１．５質量％以下］
Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高めて高強度を確保するのに有効な元素である。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、０．１質量％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．５質量％以上、更に好ましくは０．８質量％以上である。しかしながら、Ｍｎ量が過剰になると、耐遅れ破壊性および溶接性が劣化する。よってＭｎ量は１．５質量％以下とする必要がある。好ましくは、１．４質量％以下であり、より好ましくは１．３質量％以下である。

［Ａｌ：０質量％超０．１５質量％以下］
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素であり、また鋼の耐食性を向上させる効果もある。これらの効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、０．０４質量％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０６％以上である。しかしながら、Ａｌ量が過剰になると、介在物が多量に生成して表面疵の原因となるので、その上限を０．１５質量％以下とする。好ましくは０．１０質量％以下であり、より好ましくは０．０７質量％以下である。

［Ｎ：０質量％超０．０１％質量以下］
Ｎは、不可避的に混入してくる不純物であり、このＮの量が過剰になると、窒化物の析出量が増大し、鋼板の靱性に悪影響を与える。よってＮ量は、０．０１質量％以下とする必要がある。好ましくは０．００８質量％以下であり、より好ましくは０．００６質量％以下である。なお、製鋼上のコスト等を考慮すると、Ｎ量は概ね０．００１質量％以上となる。

［Ｐ：０質量％超０．０２質量％以下］
Ｐは、不可避的に混入してくる不純物である。Ｐ量が過剰になると、脆性が増大して鋼板の延性を低下させるので、０．０２質量％以下に抑える必要がある。好ましくは０．０１質量％以下であり、より好ましくは０．００６質量％以下である。

［Ｓ：０質量％超０．０１質量％以下］
Ｓは、不可避的に混入してくる不純物である。Ｓは、硫化物系の介在物を生成し、鋼板の加工性や溶接性を劣化させる。またＭｎと結合してＭｎＳを形成することで局部腐食起点となり、水素発生および水素侵入を促進するため耐遅れ破壊性を劣化させる。そのためＳ量は少ないほどよく、本発明では０．０１質量％以下に抑える。好ましくは０．００５質量％以下であり、より好ましくは０．００３質量％以下に抑えるのがよい。

本発明で規定する化学成分組成は上記の通りであり、残部は鉄、および上記Ｎ、Ｐ、Ｓ以外の不可避不純物である。この不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容され得る。

上記元素に加えて、必要によって更に、（ａ）Ｃｒ：０質量％超１．０質量％以下およ
びＢ：０質量％超０．０１質量％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種、（ｂ）Ｃｕ：０質量％超０．５質量％以下およびＮｉ：０質量％超０．５質量％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種、（ｃ）Ｖ：０質量％超０．１質量％以下、Ｎｂ：０質量％超０．１質量％以下、Ｍｏ：０質量％超０．５質量％以下およびＴｉ：０質量％超０．２質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種、（ｄ）Ｃａ：０質量％超０．００５質量％以下およびＭｇ：０質量％超０．００５質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種等を含有することも有効であり、含有させる元素の種類に応じて高強度鋼板の特性が改善される。

［Ｃｒ：０質量％超１．０質量％以下およびＢ：０質量％超０．０１質量％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種］
ＣｒおよびＢは、鋼板の焼入れ性を向上させて強度をより高めるのに有効な元素である。またＣｒは、マルテンサイト組織鋼の焼戻し軟化抵抗を高めるのにも有効な元素である。これらの効果を有効に発揮させるには、Ｃｒで０．０１質量％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５質量％以上含有させる。またＢは、０．０００１質量％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０００５％以上含有させる。

しかしながら、Ｃｒが過剰に含まれると、鋼板の耐遅れ破壊性が劣化するため、上限は１．０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．７質量％以下である。またＢが過剰に含まれると鋼板の延性が低下するため、上限は０．０１質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００８質量％以下であり、更に好ましくは０．００６５質量％以下である。

［Ｃｕ：０質量％超０．５質量％以下およびＮｉ：０質量％超０．５質量％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種］
ＣｕおよびＮｉは、鋼板の耐食性を向上させることで水素脆化に関与する水素の発生を抑制し、耐遅れ破壊性を向上させるのに有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるには、Ｃｕで０．０１質量％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５質量％以上含有させる。またＮｉの場合も、０．０１質量％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５質量％以上含有させる。

しかしながら、Ｃｕ量が過剰になると、鋼板の酸洗性や化成処理性が劣化するため、その上限は０．５質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．４質量％以下である。またＮｉ量が過剰になると、鋼板の延性や加工性が低下するため、その上限は０．５質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．４質量％以下である。

［Ｖ：０質量％超０．１質量％以下、Ｎｂ：０質量％超０．１質量％以下、Ｍｏ：０質量％超０．５質量％以下およびＴｉ：０質量％超０．２質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種］
Ｖ、Ｎｂ、ＭｏおよびＴｉは、いずれも鋼板の強度の向上、およびオーステナイト粒微細化による焼入れ後の靱性改善に有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｖ、Ｎｂ、ＭｏおよびＴｉのいずれも、０．００３質量％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０１０質量％以上であり、更に好ましくは０．０２質量％以上である。

しかしながら、上記元素が過剰に含有されると、炭窒化物などの析出が増大し、鋼板のの加工性が低下する。よってＶやＮｂを含有させるときには、いずれも０．１質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０５質量％以下である。Ｍｏでは０．５質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．４質量％である。Ｔｉでは０．２質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１質量％以下である。

［Ｃａ：０質量％超０．００５質量％以下およびＭｇ：０質量％超０．００５質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種］
ＣａはＭｎに代わってＳと結合し、圧延方向に延伸するＭｎＳの形態を制御し、また鋼板端面においてはＭｎＳを分断することから、局部腐食起点の局在化を抑制でき、局部腐食起点でのｐＨ低下を抑制することで水素発生および水素侵入を抑制する元素し、鋼板の耐遅れ破壊性を向上できる元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｃａは０．００１質量％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００１５質量％以上である。しかしながら、Ｃａ量が過剰になると、鋼板の加工性が劣化するため、０．００５質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００３質量％以下である。

一方、ＭｇはＯと結合しＭｇＯを形成することで、腐食先端でのｐＨ低下を抑制し、上記Ｃａと同様に、局部腐食起点でのｐＨ低下を抑制することで水素発生および水素侵入を抑制し、鋼板の耐遅れ破壊性を向上できる元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｍｇは０．００１質量％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００１５質量％以上である。しかしながら、Ｍｇ量が過剰になると、鋼板の加工性が劣化するため、０．００５質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００３質量％以下である。

上記のような本発明の高強度鋼板を製造するには、下記の手順に従えばよい。まず焼鈍処理以外は、一般的な条件を採用することができる。例えば、冷延鋼板を用いて下記条件の焼鈍処理を行う場合には、常法に従って溶製し、連続鋳造によりスラブ等の鋼片を得た後、１１００℃〜１２５０℃程度に加熱し、次いで熱間圧延を行い、巻取った後に酸洗し、冷間圧延を施して冷延鋼板とする。そして、次いで行う焼鈍処理を下記条件で行うことが推奨される。

［焼鈍処理条件］
連続焼鈍ラインにて、Ａｃ₃変態点以上、９５０℃以下の温度域で加熱し、この温度域で３０秒以上保持することが好ましい。この加熱温度がＡｃ₃変態点未満となると、熱間圧延鋼板の組織、例えばフェライト−パーライトの二相組織を引き継ぐことになり、その後に焼入れ処理を行ってもマルテンサイト主体の組織にならず、１２７０ＭＰａ以上の強度を達成するのが困難となる。

また加熱温度が９５０℃を超えるような過剰な高温での保持は、設備負荷や経済的に劣るので好ましくない。加熱温度の上限は、より好ましくは９３０℃以下である。加熱温度での滞留時間は、加熱温度に応じて適宜決定すれば良いが、鋼板のオーステナイト変態を完了させるためには、３０秒以上加熱保持することが好ましい。より好ましくは１００秒以上である。ただし、滞留時間があまり長くなると、結晶粒径が粗大になり、強度、靱性面で不利になるので、１０００秒以下とすることが好ましい。より好ましくは９００秒以下であり、更に好ましくは８００秒以下である。また、高温、長時間保持は経済的に不利である。

［焼入れ処理］
次いで、６００℃以上の温度域から水冷して焼入れを行うことによって、マルテンサイト単相組織を得る。上記水冷時の平均冷却速度は、概ね５０℃／秒以上である。これより遅い冷却速度であると、冷却中にフェライトが析出してしまい、マルテンサイト単相組織が得られず、引張強度で１２７０ＭＰａ以上を確保することができなくなる。水冷時の平均冷却速度の下限は、より好ましくは１００℃／秒以上である。

水冷時の平均冷却速度を過度に速くしても、材質上では何ら問題は生じないが、過剰な設備投資が必要になるので、平均冷却速度は概ね１０００℃／秒以下であることが好ましい。より好ましくは５００℃／秒以下である。

冷却終了温度は、冷却方法が水冷のため概ね１００℃以下である。冷却終了温度の下限については、何ら限定されないが、室温以下にすることは経済上負荷が大きいため、実質的には室温が下限である。

［焼戻し処理］
上記焼入れの後は焼戻しを行う。この焼戻し処理は２段階で行うことが好ましい。この焼戻し処理の温度域を適切に設定することによって、炭化物の析出や成長を制御することができる。鋼板の素地であるマルテンサイト中に、炭化物を析出させるに際して、炭化物が成長して粗大化しないようにするために、一段目の焼戻し温度Ｔ１を二段目の焼戻し温度Ｔ２よりも高く、すなわちＴ１＞Ｔ２の関係を満足するように制御することが好ましい。焼戻し処理において、まず炭化物の析出核を積極的に作り出すために、焼戻し温度Ｔ１は、２００〜２４０℃の温度域とし、５０秒以上保持する熱処理を行うことが好ましい。

一段目の焼戻し温度Ｔ１が２００℃未満になると、炭化物の析出核の生成が不十分となり、一方２４０℃を超えると、炭化物の析出が過剰になり、いずれも鋼板の曲げ性が低下する。この焼戻し温度Ｔ１は、より好ましくは２１０℃以上であり、２３０℃以下である。

上記焼戻し温度Ｔ１での保持時間ｔ１が５０秒未満になると、炭化物の析出核の形成が不十分になること、またマルテンサイト組織の固溶Ｃの吐き出しが不十分になるため、鋼板の靱性が低下する。保持時間ｔ１は、より好ましくは７０秒以上であり、更に好ましくは１００秒以上である。

一方、焼戻し温度Ｔ１での保持時間ｔ１が長くなり過ぎると、炭化物の成長が過剰になり、鋼板の靱性の劣化や曲げ性が低下する。また高温での長時間保持は炭化物が過剰に成長することになるため、２００秒以下とすることが好ましい。保持時間ｔ１は、より好ましくは１８０秒以下であり、更に好ましくは１６０秒以下である。

次いで、二段目の焼戻し処理を、焼戻し温度Ｔ２を１００℃以上２１０℃以下の温度域で、保持時間ｔ２を３００秒以上で行うことが好ましい。焼戻し温度Ｔ２を、前記焼戻し温度Ｔ１よりも低くすることで、焼戻し温度Ｔ１で核生成した炭化物の成長速度を、焼戻し温度Ｔ１で保持したときに比べて低下させることができる。このように制御することで、微細で曲げ性へ悪影響の小さい炭化物を多量に析出させ、粗大な炭化物の個数密度を低下させることができ、且つマルテンサイト中に固溶するＣを低減することが促進される。

焼戻し温度Ｔ２が２１０℃を超えると、炭化物の成長速度が大きくなり過ぎるため、粗大な炭化物が生成し、鋼板の曲げ性が低下する。より好ましくは１９０℃以下である。焼き戻し温度Ｔ２の下限は、固溶Ｃの吐き出しを十分に行うために、１００℃以上とするのが好ましい。より好ましくは１５０℃以上である。

加熱温度Ｔ２での保持時間ｔ２が３００秒未満になると、固溶Ｃの吐き出しが十分に生じないため鋼板の靱性が低下する。保持時間ｔ２は、より好ましくは３２０秒以上であり、更に好ましくは３５０秒以上である。

一方、焼戻し温度Ｔ２での保持時間ｔ２が長くなり過ぎると、炭化物の析出と成長が過剰になり、鋼板の曲げ性が低下する。また高温での長時間保持は経済的にも不利になるため、１０００秒以下とすることが好ましい。より好ましくは８００秒以下であり、更に好ましくは６００秒以下である。

上記焼戻し温度Ｔ１から焼戻し温度Ｔ２への冷却速度は、０．１℃／秒以上であることが好ましい。より好ましくは０．１２℃／秒以上であり、更に好ましくは０．１５℃／秒以上である。焼戻し温度Ｔ１から焼戻し温度Ｔ２への冷却速度は、速いほうが好ましいためその上限は設けないが、冷却する温度域を考慮すると、工業上での上限は１００℃／秒程度となる。

本発明は、厚さが１〜３ｍｍ程度の薄鋼板を対象とするものであるが、製品形態は特に限定されない。例えば、熱間圧延した鋼板や冷間圧延した鋼板、或いは熱間圧延または冷間圧延を施した後に焼鈍を施した鋼板に対して、化成処理、電気亜鉛めっき、蒸着等のめっき処理や、各種塗装処理、塗装下地処理、有機皮膜処理等を施した表面処理鋼板等も含む趣旨である。

以上、本発明に係る高強度鋼板について説明した。

上述のごとく、本発明の高強度鋼板は、その表面に、電気亜鉛めっき層を有するものであっても良い。すなわち、本発明には、上記高強度鋼板の表面に電気亜鉛めっき層を有する電気亜鉛めっき鋼板（以下、「ＥＧ鋼板」と表記することがある）も包含する。

上記のようなＥＧ鋼板は、焼戻し後、室温まで冷却して得られた本発明に係る高強度鋼板に、常法に従って電気亜鉛めっきを施すことによって得られる。

上記電気亜鉛めっきは、例えば、上記高強度鋼板を、５０〜６０℃の亜鉛溶液に浸漬しつつ通電し、電気亜鉛めっき処理を行うことによって形成される。このときのめっき付着量は、特に限定されず、例えば、片面あたり１０〜１００ｇ／ｍ²程度であればよい。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前記、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

（試験例１）
下記表１に示す化学成分組成の鋼種Ａ〜Ｙを溶製した。詳細には、転炉で一次精錬後に、取鍋にて脱硫を実施した。また、必要に応じて取鍋精錬後に、ＲＨ法による真空脱ガス処理を実施した。なお、表１に示した化学成分組成において、残部は、鉄、およびＮ、Ｐ、Ｓ以外の不可避不純物である。また、下記表１に示した各鋼種のＡｃ₃変態点は、「レスリー鉄鋼材料学：１９８５年、Ｗｉｌｌｉａｍ Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ」の第２７３頁に記載されたＶＩＩ−２０式を参照した下記（１）式により計算した値である。

Ａｃ₃変態点（℃）＝９１０−２０３×［Ｃ］^1/2−１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］−３０×［Ｍｎ］−１１×［Ｃｒ］−２０×［Ｃｕ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋１２０×［Ａｓ］＋４００×［Ｔｉ］・・・（１）
ただし、上記［Ｃ］、［Ｎｉ］、［Ｓｉ］、［Ｖ］、［Ｍｏ］、［Ｗ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｃｕ］、［Ｐ］、［Ａｌ］、［Ａｓ］および［Ｔｉ］は、夫々Ｃ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｐ、Ａｌ、ＡｓおよびＴｉの鋼板中の質量％を意味する。

その後、常法により連続鋳造を実施してスラブを得た。そして熱間圧延を行った後、常法により酸洗、冷間圧延を順次行って、板厚１．０ｍｍの鋼板を得た。次いで、連続焼鈍を行った。

下記表２の試験Ｎｏ．１〜４９に示す焼鈍温度および焼鈍時間で焼鈍を行った後、表２に示す焼入れ開始温度まで冷却速度１０℃／秒で冷却した。次いで、焼入れ開始温度から室温まで下記表２に示す冷却速度で急冷して焼入れを行い、更に表２に示す焼戻し条件で処理を行った。ここで一段目の焼戻し温度Ｔ１から二段目の焼戻し温度Ｔ２への冷却速度は、０．２〜０．５℃／秒程度とした。なお、上記熱間圧延の条件は下記の通りである。

［熱間圧延の条件］
加熱温度：１２５０℃
仕上げ温度：８８０℃
巻取り温度：６２０℃
仕上げ厚さ：２．６ｍｍ

上記のようにして得られた鋼板を用い、下記に示す条件で各種特性の評価を行った。

［鋼組織の面積率の測定］
１．０ｍｍ×２０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を切り出し、圧延方向と平行な断面を研磨し、ナイタール腐食を行った後に、板厚の１／４部について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）にて１０００倍で観察を行った。

このとき、１視野のサイズを９０μｍ×１２０μｍとし、任意の１０視野において、縦横の夫々に等間隔で１０本の線を引き、その交点が、マルテンサイト組織である交点の数と、フェライト組織等のマルテンサイト以外の組織である交点の数の夫々を、全交点の数で割り、マルテンサイト組織の面積率、マルテンサイト以外の組織の面積率とした。その結果を下記表３に示す。

［引張特性の評価］
引張強度ＴＳは、鋼板の圧延方向に垂直な方向が長手方向となるように、ＪＩＳ５号引張試験片を鋼板から採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に規定の方法に従って測定した。そして、引張強度ＴＳが１２７０ＭＰａ以上のものを高強度であると評価した。その結果を下記表３に示す。このとき参考のために、鋼板の降伏強さＹＳ（０．２％耐力に相当：ただし組織中にフェライトを含み降伏点を示すものは降伏点ＹＰを測定）、および全伸びＥＬ等の機械的特性についても下記表３に示している。

［曲げ性の評価］
鋼板の曲げ性については、下記の手順によって評価した。圧延方向と直角方向に長軸をとって幅：３０ｍｍ×長さ：３５ｍｍの試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４８：２０１４に準拠したＶブロック法で曲げ試験を行い、そのときの曲げ半径を０〜７ｍｍまで種々変化させ、材料が破断せずに曲げ加工ができる最小の曲げ半径を求め、これを限界曲げ半径Ｒ（ｍｍ）として、限界曲げ半径Ｒ（ｍｍ）／板厚（ｍｍ）を算出した。そして、限界曲げ半径Ｒ（ｍｍ）／板厚（ｍｍ）が４．０以下となる例を曲げ性に優れるとして評価し、４．０を超える例を曲げ性に劣るとして評価した。下記表３には、曲げ性に優れる例を「○」で示し、曲げ性に劣る例を「×」で示した。

［固溶Ｃ量の測定］
上記で得られた各鋼板から、圧延方向が長手となるように直径：０．３ｍｍ×長さ：３０ｍｍの棒状試験片を採取し、高輝度Ｘ線回折法にて固溶Ｃ量を測定した。このとき、高輝度Ｘ線回折法で得られた波形から、マルテンサイトの格子間距離を解析し、「Ａｃｔａ Ｍａｔ． Ｖｏｌ．５９：２０１１、５８４５−」に記載されたＢ．Ｈｕｔｃｈｉｎｓｏｎらの式を参考にして固溶Ｃ量を求めた。

［炭化物の大きさ、個数密度の測定］
上記で得られた各鋼板における板厚の１／４部位から、切断、研磨（減厚）、打ち抜きにより直径：３ｍｍ×厚さ：０．１ｍｍの円板状薄片を採取し、電解薄膜法にて試料の厚さを０．１μｍ以下まで研磨し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ：Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、商品名「Ｈ−８００」日立製作所製）にて観察し、長径が２００ｎｍ以上の炭化物の個数密度を測定した。ＴＥＭ観察は、６００００倍（１視野あたりの体積：約０．３３μｍ³）の５視野で行った。この観察で得られた画像において、観察されたアスペクト比が２以上の第二相（析出物）を炭化物とし、画像解析ソフト（ＩｍａｇｅＪ）を用いて長径が２００ｎｍ以上の炭化物の個数を解析し、炭化物の個数密度をμｍ³あたりに換算して求めた。

［鋼板の耐遅れ破壊性評価試験］
上記で得られた各鋼板から、幅：１５０ｍｍ×長さ：３０ｍｍの試験片を切り出し、切断端面をフライス加工した後に、試験片端部に応力付与のためのボルトを通す穴を開けた。さらにその後、ポンチ／ダイにより曲げ半径：１０ｍｍでＵ曲げ加工を行い、曲げ頭頂部に歪みゲージを貼り付け、曲げ試験片をボルト、ナットで締め付けることで鋼板の降伏強さＹＳに相当する応力を付与した。このＵ曲げ試験片を、０．１Ｎ−ＨＣｌ溶液中に２００時間で浸漬し、各３回の試験で１つも割れが発生しなかった例を耐遅れ破壊性に優れると評価し、１つでも割れが発生した例を耐遅れ破壊性が劣ると評価した。下記表３には、耐遅れ破壊性に優れる例を「○」で示し、耐遅れ破壊性に劣る例を「×」で示した。

これらの結果から、次のように考察できる。まず試験Ｎｏ．１〜５、１７〜２１、３３〜４４は、本発明で規定する化学成分組成を満足する鋼板を用い、適切な製造条件で製造し、本発明で規定する要件を満足する例であり、引張強度が１２７０ＭＰａ以上の高強度を示しており、且つ曲げ性および耐遅れ破壊性に優れていることが分かる。

これに対し、本発明で規定するいずれかの要件を満足しない例では、引張強度、曲げ性および耐遅れ破壊性のいずれかにおいて劣化している。すなわち、試験Ｎｏ．６〜１７、および試験Ｎｏ．２２〜３２は、本発明で規定する化学成分組成は満足しているが、好ましい製造条件で製造されなかったため、組織、固溶Ｃ量、炭化物の個数密度のいずれかが本発明で規定する範囲をはずれ、引張強度、曲げ性および耐遅れ破壊性の少なくともいずれかが劣化している。

具体的には、試験Ｎｏ．５および試験Ｎｏ．２２は、焼入れ開始温度が低くマルテンサイト素地にフェライトが過剰に生成したため、耐遅れ破壊性が劣化した。また試験Ｎｏ．６および試験Ｎｏ．２３は、焼鈍温度が低く、二相域での焼鈍となっており、フェライト−マルテンサイト組織の二相組織となっているため、引張強度および耐遅れ破壊性が低下
した。

試験Ｎｏ．８および試験Ｎｏ．２４は、焼鈍温度での保持時間が短くなった例であり、組織がオーステナイト単相化しておらず、フェライト−マルテンサイト組織の二相組織となっているため、鋼板の引張強度が低下するとともに耐遅れ破壊性が劣化している。

試験Ｎｏ．９および試験Ｎｏ．２５は、一段目の焼戻し温度Ｔ１が低くなっている例であり、マルテンサイト中の固溶Ｃ量が過剰になったため靱性が低下し、耐遅れ破壊性が劣化している。試験Ｎｏ．１０および試験Ｎｏ．２６は、一段目の焼戻し温度Ｔ１が高くなっている例であり、粗大な炭化物が多量に生成したため、鋼板の引張強度が低下するとともに耐遅れ破壊性が劣化している。

試験Ｎｏ．１１および試験Ｎｏ．２７は、一段目の焼戻しにおける保持時間ｔ１が短くなっている例であり、マルテンサイト中の固溶Ｃ量が過剰になったため鋼板の靱性が低下して耐遅れ破壊性が劣化している。試験Ｎｏ．１２および試験Ｎｏ．２８は、一段目の焼戻しにおける保持時間ｔ１が長くなっている例であり、粗大な炭化物が多量に生成したため、鋼板の曲げ性が劣化している。

試験Ｎｏ．１３および試験Ｎｏ．２９は、二段目の焼戻しを行わなかった例であり、マルテンサイト中の固溶Ｃ量が過剰になったため鋼板の靱性が低下して耐遅れ破壊性が劣化している。試験Ｎｏ．１４および試験Ｎｏ．３０は、二段目の焼戻し温度Ｔ２が低くなっている例であり、マルテンサイト中の固溶Ｃ量が過剰になったため鋼板の靱性が低下して耐遅れ破壊性が劣化している。

試験Ｎｏ．１５および試験Ｎｏ．３１は、二段目の焼戻しにおける保持時間ｔ２が短くなっている例であり、マルテンサイト中の固溶Ｃ量が過剰になったため鋼板の靱性が低下して耐遅れ破壊性が劣化している。試験Ｎｏ．１６および試験Ｎｏ．３２は、二段目の焼戻し温度Ｔ２が高くなっている例であり、粗大な炭化物が多量に生成したため、鋼板の曲げ性が劣化している。

一方、試験Ｎｏ．４５〜４９は、好ましい製造条件で製造されているが、本発明で規定する化学成分組成を満足しない鋼種Ｕ〜Ｙを用いた例であり、引張強度、曲げ性および耐遅れ破壊性の少なくともいずれかが劣化している。

具体的には、試験Ｎｏ．４５は、Ｃ量が不足している鋼種Ｕを用いた例であり、焼入れ性が不十分となって、フェライト−マルテンサイト組織の二相組織となっているため、引張強度が不足し、更に多量に存在するフェライトに加工歪みが集中するため鋼板の耐遅れ破壊性が劣化している。試験Ｎｏ．４６は、Ｃ量が過剰な鋼種Ｖを用いた例であり、マルテンサイト中の固溶Ｃ量が過剰になったため、耐遅れ破壊性が劣化している。

試験Ｎｏ．４７は、Ｓｉ量が過剰な鋼種Ｗを用いた例であり、鋼板の焼入れ性が不十分となっており、フェライト−マルテンサイト組織の二相組織となっているため、鋼板の引張強度が低くなっており、また耐遅れ破壊性が劣化している。

試験Ｎｏ．４８は、Ｍｎ量が過剰な鋼種Ｘを用いた例であり、中心偏析部にＭｎＳが多量に生成していることが予想され、鋼板の耐遅れ破壊性が劣化している。試験Ｎｏ．４９は、Ｓ量が過剰な鋼種Ｙを用いた例であり、ＭｎＳが多量に生成していることが予想され、鋼板の耐遅れ破壊性が劣化している。

（試験例２）
上記表２に示した試験Ｎｏ．４、５、１８、４１、およびＮｏ．４８の高強度鋼板（冷延鋼板）について、下記の条件で電気亜鉛めっきを施し、各種ＥＧ鋼板を得た。

［電気亜鉛めっき処理条件］
上記冷延鋼板を、５５℃の亜鉛めっき浴に浸漬し、電気亜鉛めっき処理を施した後、水洗、乾燥して電気亜鉛めっき鋼板とした。このときの電気亜鉛めっき処理は、電流密度を４０Ａ／ｄｍ²として行った。また亜鉛めっき付着量は、片面あたり４０ｇ／ｍ²とした。なお、上記電気亜鉛めっき処理では、適宜アルカリ水溶液浸漬脱脂、水洗、酸洗等の洗浄処理を行い、冷延鋼板の表面に電気亜鉛めっき層を有するＥＧ鋼板を製造した。

上記で得られたＥＧ鋼板について、下記の耐食性評価試験を行い、耐食性を調査した（下記表４の試験Ｎｏ．５０〜５４）。このとき、各ＥＧ鋼板の素地鋼板である冷延鋼板についても（試験Ｎｏ．４、５、１８、４１、４８）、同様の調査を行った。

［耐食性評価試験］
幅：７０ｍｍ×長さ：１５０ｍｍの試験片を切り出し、下記の複合サイクル腐食試験を１週間行い、鋼板の腐食減量（腐食による鋼板の単位面積あたりの質量減量）を測定し、耐食性を評価した。ここで、腐食減量：５００ｇ／ｍ²以下を特に耐食性に優れる例として「◎」で示し、腐食減量：５００ｇ／ｍ²を超え１０００ｇ／ｍ²以下のものを耐食性に優れる例として「○」で示し、腐食減量：１０００ｇ／ｍ²を超えのものを耐食性に劣る例のとして「×」で示した。

また上記で得られたＥＧ鋼板について、下記の条件で耐遅れ破壊性試験を行い、耐遅れ破壊性を調査した（下記表４の試験Ｎｏ．５０〜５４）。

［耐遅れ破壊性試験］
幅：１５０ｍｍ×長さ：３０ｍｍの試験片を切り出し、切断端面をフライス加工した後に、試験片端部に応力付与のためのボルトを通す穴を開けた。さらにその後、ポンチ／ダイにより曲げ半径：１０ｍｍでＵ曲げ加工を行い、曲げ頭頂部に歪みゲージを貼り付け、曲げ試験片をボルト、ナットで締め付けることで鋼板の降伏強さＹＳに相当する応力を付与した。さらに母材鋼板とボルトの異種金属接触腐食を防止するためボルト部と穴部をシリコンシーラント（信越化学工業株式会社製信越シリコーンＫＥ−４５）でマスキングを行った。

上記試験片を下記の複合サイクル腐食試験に４週間供し、遅れ破壊の有無について調査した。複合サイクル腐食試験に４週間供した後に遅れ破壊が発生しなかった例を「○」で示し、遅れ破壊が発生した例を「×」で示した。

（複合サイクル腐食試験）
塩水噴霧（５質量％−ＮａＣｌ、３５℃×２時間）→乾燥（相対湿度：２０〜３０％、６０℃×４時間）→湿潤（相対湿度：９５％以上、５０℃×２時間）を１サイクル（１サイクルは８時間）とし、一日に３サイクル行った。これを、耐食性評価試験については１週間、耐遅れ破壊性試験については４週間行い、耐食性、耐孔あき性、割れ発生の有無について調査を行った。

その結果を、下記表４に示す。なお、表４に示した冷延鋼板（試験Ｎｏ．４、５、１８、４１、４８）における耐遅れ破壊性評価は、前記表３の結果を示したものである。

この結果から、次のように考察できる。まず試験Ｎｏ．５０、５１、５２、５３は化学成分組成を満足する鋼板を用い、適切な製造条件で製造した高強度鋼板に対し、電気亜鉛めっきを施した高強度電気亜鉛めっき鋼板の例であり、耐食性、および耐遅れ破壊性に優れていることが分かる。また上記試験Ｎｏ．５０〜５３における素地鋼板となる冷延鋼板（試験Ｎｏ．４、５、１８、４１、４８）についても、耐食性に優れていることが分かる。

試験Ｎｏ．４８は、Ｍｎ量が過剰な鋼種Ｘを用いた例であり、元々冷延鋼板の耐遅れ破壊性が劣化していたが（表３）、このような冷延鋼板に対して電気亜鉛めっきを施しても十分な耐遅れ破壊性を示さないことが分かる（試験Ｎｏ．５４）。

Claims (6)

1. Ｃ ：０．１０質量％以上０．３５質量％以下、
   Ｓｉ：０質量％以上０．６質量％以下、
   Ｍｎ：０質量％超１．５質量％以下、
   Ａｌ：０質量％超０．１５質量％以下、
   Ｎ ：０質量％超０．０１質量％以下、
   Ｐ ：０質量％超０．０２質量％以下、および
   Ｓ ：０質量％超０．０１質量％以下
   を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
   全組織中に占めるマルテンサイトの面積率が９５％以上であり、且つ前記マルテンサイトの固溶Ｃが０．０５質量％以下であるとともに、長径が２００ｎｍ以上の炭化物の密度が５０個／μｍ^３以下であり、引張強度が１２７０ＭＰａ以上であること特徴とする高強度鋼板。
2. 更に、Ｃｒ：０質量％超１．０質量％以下およびＢ：０質量％超０．０１質量％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１に記載の高強度鋼板。
3. 更に、Ｃｕ：０質量％超０．５質量％以下およびＮｉ：０質量％超０．５質量％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１または２に記載の高強度鋼板。
4. 更に、Ｖ：０質量％超０．１質量％以下、Ｎｂ：０質量％超０．１質量％以下、Ｍｏ：０質量％超０．５質量％以下およびＴｉ：０質量％超０．２質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板。
5. 更に、Ｃａ：０質量％超０．００５質量％以下およびＭｇ：０質量％超０．００５質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板。
6. 請求項１〜５のいずれかに記載の高強度鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層を有することを特徴とする高強度電気亜鉛めっき鋼板。