JP7239078B1 - 高強度鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法並びに部材 - Google Patents
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Abstract
本発明は、伸びフランジ性、曲げ性及び耐ＬＭＥ特性に優れ、また、寸法精度が高い部品を製造可能な高強度鋼板を提供する。本発明の高強度鋼板は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＢを所定量で含有し、［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］を０．１０以上０．６０以下とし、フリーＴｉ量を０．００１質量％以上とした、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計を０．００２質量％以上とし、板厚１／４位置において、マルテンサイトの面積率を７８％以上、フェライトの面積率を１０％以下、残留オーステナイトの体積率を１０．０％未満、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比を２．０以下とし、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度を１０回以下とした、鋼組織を有し、更に、引張強さを１１８０ＭＰａ以上とした鋼板である。
Description
本開示は、高強度鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法並びに部材に関する。
車輌の軽量化によるＣＯ２排出量削減と車体の軽量化による耐衝突性能向上の両立を目的に、自動車用薄鋼板の高強度化が進行しており、新たな法規制の導入も相次いでいる。そのため、車体強度の増加を目的として、自動車キャビンの骨格を形成する主要な構造部品では、引張強さ（ＴＳ）で１１８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の適用事例が増加している。
自動車の補強部品や骨格構造部品に用いられる高強度鋼板には、優れた成形性を有することが求められる。さらに、成形後の部品には寸法精度に優れることが要求される。例えば、クラッシュボックス等の部品では打抜き端面や曲げ加工部を有するため、成形性の観点からは高い伸びフランジ性や曲げ性を有する鋼板が好適である。また、部品のパフォーマンスの観点からは、鋼板の降伏比（ＹＲ＝降伏強度ＹＳ／引張強さＴＳ）を増加することで、衝突時における衝撃吸収エネルギーの上昇が実現される。さらに、部品の寸法精度の観点からは、鋼板の降伏比（ＹＲ）を一定範囲に制御することで、鋼板成形後のスプリングバックを抑制し、部品の寸法精度を制御することが可能となる。自動車部品への高強度鋼板の適用比率を増加させるには、これらの特性を総合的に満足することが要望されている。
さらに最近になって、高強度亜鉛めっき鋼板をスポット溶接する際に、めっき層の亜鉛が鋼板表層の結晶粒界に拡散侵入して、液体金属脆化（ＬＭＥ：Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）が起き、粒界割れ（ＬＭＥ割れ）が発生することが確認されている。ＬＭＥ割れは、亜鉛めっき層を有しない高強度鋼板においても、溶接相手が亜鉛めっき鋼板であれば発生し得るため、いずれの高強度鋼板においても問題視されつつある。そのため、高強度鋼板の骨格部品への適用に際しては、耐ＬＭＥ特性に優れた高強度鋼板が要望されている。
これらの要求に対し、例えば、特許文献１では、延性、伸びフランジ性、曲げ性及び耐ＬＭＥ特性に優れ、高い寸法精度で部品を製造することが可能な、引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が提供されている。
特許文献１に記載の高強度鋼板は、強度、延性、伸びフランジ性、曲げ性及び耐ＬＭＥ特性を総合的に満足し、かつ高い寸法精度で部品を製造することが可能である。しかしながら、特許文献１に記載の高強度鋼板は、ＴＳが９８０ＭＰａ級であり、強度にさらなる改善の余地があった。
本開示は、かかる事情に鑑み開発されたもので、伸びフランジ性、曲げ性及び耐ＬＭＥ特性に優れ、かつ高い寸法精度で部品を製造することが可能な１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を得るとともに、その高強度鋼板の有利な製造方法を提供することを目的とする。
なお、本開示において、高い寸法精度で部品を製造することが可能である（成形時の寸法精度が高い）とは、降伏比（ＹＲ）が６５％以上９０％以下であることを意味する。なお、ＹＲは次式（２）で求められる。
ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ×１００・・・・（２）
ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ×１００・・・・（２）
また、伸びフランジ性に優れるとは、伸びフランジ性の指標である穴広げ率（λ）の値が２５％以上とする。
曲げ性は曲げ試験の合格率で評価し、曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除した値Ｒ／ｔが５以下となる最大のＲにおいて、５サンプルの曲げ試験を実施し、次いで、曲げ頂点の稜線部における亀裂発生有無の評価を行い、５サンプルとも割れない場合、つまり、合格率１００％の場合のみ、曲げ性に優れると判断する。
また、耐ＬＭＥ特性については、実施例で記載する高温引張試験後の試験片の破断部を、試験片の引張方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるように切断し、板厚断面を観察して、引張破断先端部から４００μｍ離れた位置の板厚ｔを求める。該板厚ｔを次式（３）に代入して求めた板厚減少量が０．２０以上である場合、耐ＬＭＥ特性に優れると判断する。
板厚減少率＝（ｔ０－ｔ）／ｔ０・・・（３）
ここで、ｔ０は高温引張試験前の切欠き付引張試験片の初期板厚、ｔは高温引張試験後の引張破断先端部からつかみ部側に向かって４００μｍ離れた位置の板厚である。例えば図１に示す破断部のＬ断面においては、ｔは図示する通りに定まる。
なお、板厚減少率の数値が大きい場合、すなわち、高温引張試験時にくびれが大きく生じた後に破断した場合、耐ＬＭＥ特性に優れると判断する。
板厚減少率＝（ｔ０－ｔ）／ｔ０・・・（３）
ここで、ｔ０は高温引張試験前の切欠き付引張試験片の初期板厚、ｔは高温引張試験後の引張破断先端部からつかみ部側に向かって４００μｍ離れた位置の板厚である。例えば図１に示す破断部のＬ断面においては、ｔは図示する通りに定まる。
なお、板厚減少率の数値が大きい場合、すなわち、高温引張試験時にくびれが大きく生じた後に破断した場合、耐ＬＭＥ特性に優れると判断する。
本発明者らは、上記した課題を達成するために、鋭意検討を重ねた結果、以下の知見を得た。
（１）マルテンサイト（焼入れマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト）を主体とする組織とすることで、伸びフランジ性を２５％以上に実現できる。
（２）旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値を２．０以下とすることで、部品の寸法精度の指標であるＹＲを６５％以上９０％以下に実現できる。
（３）［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］が０．１０以上０．６０以下の関係を満たし、かつ、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度が２０回以下とすることで、良好な曲げ性を実現できる。
（４）［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］が０．１０以上０．６０以下の関係を満たし、かつ、板厚表層において、Ｎｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計を０．００２０％以上とすることで、良好な耐ＬＭＥ特性を実現できる。
（１）マルテンサイト（焼入れマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト）を主体とする組織とすることで、伸びフランジ性を２５％以上に実現できる。
（２）旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値を２．０以下とすることで、部品の寸法精度の指標であるＹＲを６５％以上９０％以下に実現できる。
（３）［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］が０．１０以上０．６０以下の関係を満たし、かつ、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度が２０回以下とすることで、良好な曲げ性を実現できる。
（４）［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］が０．１０以上０．６０以下の関係を満たし、かつ、板厚表層において、Ｎｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計を０．００２０％以上とすることで、良好な耐ＬＭＥ特性を実現できる。
本開示は、上記知見に基づいてなされたものである。すなわち、本開示の要旨構成は以下のとおりである。
［１］ 質量％で、
Ｃ：０．０９０％以上０．３９０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、
Ｍｎ：２．００％以上４．００％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０．００２％以上０．１００％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下及び
Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下を含有するとともに、
［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］が０．１０以上０．６０以下の関係を満たし、
下記（１）式から求められるフリーＴｉ量が０．００１質量％以上の関係を満たし、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
鋼板表層において、Ｎｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計が０．００２質量％以上であり、
板厚１／４位置において、
マルテンサイトの面積率が７８％以上、
フェライトの面積率が１０％以下、
残留オーステナイトの体積率が１０．０％未満、
旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値が２．０以下であり、
板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度が２０回以下である、鋼組織とを有し、
引張強さが１１８０ＭＰａ以上である、高強度鋼板。
記
フリーＴｉ量（％）＝［％Ｔｉ］－（４７．９／１４．０）×［％Ｎ］－（４７．９／３２．１）×［％Ｓ］・・・（１）
なお、（１）式中の［％Ｘ］は、鋼中の元素Ｘの含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
Ｃ：０．０９０％以上０．３９０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、
Ｍｎ：２．００％以上４．００％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０．００２％以上０．１００％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下及び
Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下を含有するとともに、
［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］が０．１０以上０．６０以下の関係を満たし、
下記（１）式から求められるフリーＴｉ量が０．００１質量％以上の関係を満たし、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
鋼板表層において、Ｎｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計が０．００２質量％以上であり、
板厚１／４位置において、
マルテンサイトの面積率が７８％以上、
フェライトの面積率が１０％以下、
残留オーステナイトの体積率が１０．０％未満、
旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値が２．０以下であり、
板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度が２０回以下である、鋼組織とを有し、
引張強さが１１８０ＭＰａ以上である、高強度鋼板。
記
フリーＴｉ量（％）＝［％Ｔｉ］－（４７．９／１４．０）×［％Ｎ］－（４７．９／３２．１）×［％Ｓ］・・・（１）
なお、（１）式中の［％Ｘ］は、鋼中の元素Ｘの含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
［２］ 前記鋼組織は、さらに、表層軟化厚みが１０μｍ以上１００μｍ以下である、前記［１］に記載の高強度鋼板。
［３］ 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｖ：０．２００％以下、
Ｔａ：０．１０％以下、
Ｗ：０．１０％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｏ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．１００％以下、
Ｔｅ：０．１００％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下及び
Ｂｉ：０．２００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、前記［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｖ：０．２００％以下、
Ｔａ：０．１０％以下、
Ｗ：０．１０％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｏ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．１００％以下、
Ｔｅ：０．１００％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下及び
Ｂｉ：０．２００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、前記［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
［４］ 前記［１］～［３］のいずれか１項に記載の高強度鋼板の少なくとも片面にめっき層を有する、高強度めっき鋼板。
［５］ 前記［１］または［３］に記載の成分組成を有する鋼スラブを１１５０℃以上のスラブ加熱温度にて１００分以上保熱し、
次いで、前記鋼スラブに、粗圧延終了温度を１０５０℃以上、かつ仕上げ圧延開始温度を１０００℃以上とする熱間圧延を施して熱延板とし、
次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
次いで、前記熱延板に、累積圧下率を２０％以上７５％以下として冷間圧延を施して冷延板とし、
次いで、前記冷延板に対し、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度が１０℃／ｓ以上、かつ７５０℃から加熱温度までの滞留時間が４０ｓ以上となる条件で、８２０℃以上の前記加熱温度まで加熱し、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上として、１５０℃以下まで冷却する焼鈍工程を行って、高強度鋼板を得る、高強度鋼板の製造方法。
次いで、前記鋼スラブに、粗圧延終了温度を１０５０℃以上、かつ仕上げ圧延開始温度を１０００℃以上とする熱間圧延を施して熱延板とし、
次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
次いで、前記熱延板に、累積圧下率を２０％以上７５％以下として冷間圧延を施して冷延板とし、
次いで、前記冷延板に対し、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度が１０℃／ｓ以上、かつ７５０℃から加熱温度までの滞留時間が４０ｓ以上となる条件で、８２０℃以上の前記加熱温度まで加熱し、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上として、１５０℃以下まで冷却する焼鈍工程を行って、高強度鋼板を得る、高強度鋼板の製造方法。
［６］ 前記加熱温度における雰囲気の酸素濃度が２体積ｐｐｍ以上３０体積ｐｐｍ以下、かつ雰囲気の露点が－３５℃以上である、前記［５］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［７］ 前記［５］又は［６］に記載の焼鈍工程後、前記高強度鋼板の少なくとも片面にめっき処理を施して高強度めっき鋼板を得る、めっき工程を行う、高強度めっき鋼板の製造方法。
［８］ 前記［１］～［３］のいずれか１項に記載の高強度鋼板を少なくとも一部に用いてなる、部材。
［９］ 前記［４］に記載の高強度めっき鋼板を少なくとも一部に用いてなる、部材。
［１０］ 自動車の骨格構造部品用、または自動車の補強部品用である、前記［８］または［９］に記載の部材。
本開示によれば、伸びフランジ性、曲げ性及び耐ＬＭＥ特性に優れ、かつ高い寸法精度で部品を製造することが可能な１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板並びに部材を提供することができる。
以下、本開示の実施形態について説明する。なお、本開示は以下の実施形態に限定されない。
先ず、鋼板の成分組成の適正範囲及びその限定理由について説明する。なお、以下の説明において、鋼板の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。「ｐｐｍ」は、特に明記しない限り、「質量ｐｐｍ」を意味する。また本明細書中において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
先ず、鋼板の成分組成の適正範囲及びその限定理由について説明する。なお、以下の説明において、鋼板の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。「ｐｐｍ」は、特に明記しない限り、「質量ｐｐｍ」を意味する。また本明細書中において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
［Ｃ：０．０９０％以上０．３９０％以下］
Ｃは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本開示では、マルテンサイト、フェライトの面積率及び残留オーステナイトの体積率に影響する重要な元素である。Ｃの含有量が０．０９０％未満では、マルテンサイトの面積率が減少し、さらにフェライトの面積率が増加し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｃの含有量が０．３９０％を超えると、残留オーステナイト中の炭素濃度が過度に増加し、打抜き時に残留オーステナイトから生成するマルテンサイトの硬度が大きく上昇する。その結果、穴広げ時の亀裂進展が促進され、λが減少する。また、曲げ性も低下する。したがって、Ｃの含有量は、０．０９０％以上０．３９０％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．１００％以上とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．３６０％以下とする。Ｃの含有量は、より好ましくは０．１１０％以上とする。Ｃの含有量は、より好ましくは０．３５０％以下とする。
Ｃは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本開示では、マルテンサイト、フェライトの面積率及び残留オーステナイトの体積率に影響する重要な元素である。Ｃの含有量が０．０９０％未満では、マルテンサイトの面積率が減少し、さらにフェライトの面積率が増加し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｃの含有量が０．３９０％を超えると、残留オーステナイト中の炭素濃度が過度に増加し、打抜き時に残留オーステナイトから生成するマルテンサイトの硬度が大きく上昇する。その結果、穴広げ時の亀裂進展が促進され、λが減少する。また、曲げ性も低下する。したがって、Ｃの含有量は、０．０９０％以上０．３９０％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．１００％以上とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．３６０％以下とする。Ｃの含有量は、より好ましくは０．１１０％以上とする。Ｃの含有量は、より好ましくは０．３５０％以下とする。
［Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下］
Ｓｉは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本開示では、焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、残留オーステナイトの体積率に影響する元素である。また、Ｓｉは４００℃以下で大きな焼戻し軟化抵抗を示すことから、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度に影響する元素である。Ｓｉの含有量が０．０１％未満では、板幅方向のマルテンサイトの硬度分布を不均一にしてしまうため、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度が２０回を超えてしまい、曲げ性が低下する。一方、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると、残留オーステナイト中の炭素濃度が過度に増加し、打抜き時に残留オーステナイトから変態するマルテンサイトの硬度が大きく上昇するため、打抜き及び穴広げ時のボイドの生成が増加してしまい、λが減少する。また、曲げ性も低下する。さらに、耐ＬＭＥ特性も低下する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．０１％以上２．５０％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．１０％以上とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは２．００％以下とする。Ｓｉの含有量は、より好ましくは０．１５％以上とする。Ｓｉの含有量は、より好ましくは１．５０％以下とする。
Ｓｉは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本開示では、焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、残留オーステナイトの体積率に影響する元素である。また、Ｓｉは４００℃以下で大きな焼戻し軟化抵抗を示すことから、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度に影響する元素である。Ｓｉの含有量が０．０１％未満では、板幅方向のマルテンサイトの硬度分布を不均一にしてしまうため、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度が２０回を超えてしまい、曲げ性が低下する。一方、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると、残留オーステナイト中の炭素濃度が過度に増加し、打抜き時に残留オーステナイトから変態するマルテンサイトの硬度が大きく上昇するため、打抜き及び穴広げ時のボイドの生成が増加してしまい、λが減少する。また、曲げ性も低下する。さらに、耐ＬＭＥ特性も低下する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．０１％以上２．５０％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．１０％以上とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは２．００％以下とする。Ｓｉの含有量は、より好ましくは０．１５％以上とする。Ｓｉの含有量は、より好ましくは１．５０％以下とする。
［Ｍｎ：２．００％以上４．００％以下］
Ｍｎは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本開示では、マルテンサイトの面積率に影響する重要な元素である。Ｍｎの含有量が２．００％未満では、マルテンサイトの面積率が減少し、さらにフェライトの面積率が増加して、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｍｎの含有量が４．００％を超えると、板幅方向のマルテンサイトの硬度分布を不均一にしてしまうため板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度が２０回を超えてしまい、曲げ性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は、２．００％以上４．００％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは２．２０％以上とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは３．８０％以下とする。Ｍｎの含有量は、より好ましくは２．５０％以上とする。Ｍｎの含有量は、より好ましくは３．６０％以下とする。
Ｍｎは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本開示では、マルテンサイトの面積率に影響する重要な元素である。Ｍｎの含有量が２．００％未満では、マルテンサイトの面積率が減少し、さらにフェライトの面積率が増加して、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｍｎの含有量が４．００％を超えると、板幅方向のマルテンサイトの硬度分布を不均一にしてしまうため板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度が２０回を超えてしまい、曲げ性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は、２．００％以上４．００％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは２．２０％以上とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは３．８０％以下とする。Ｍｎの含有量は、より好ましくは２．５０％以上とする。Ｍｎの含有量は、より好ましくは３．６０％以下とする。
［Ｐ：０．１００％以下］
Ｐが過剰となると、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｐの含有量は０．１００％以下にする必要がある。なお、Ｐの含有量の下限は特に規定しないが、Ｐは固溶強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることができることから、０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｐの含有量は、０．１００％以下とする。好ましくは０．００１％以上とする。好ましくは０．０７０％以下とする。
Ｐが過剰となると、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｐの含有量は０．１００％以下にする必要がある。なお、Ｐの含有量の下限は特に規定しないが、Ｐは固溶強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることができることから、０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｐの含有量は、０．１００％以下とする。好ましくは０．００１％以上とする。好ましくは０．０７０％以下とする。
［Ｓ：０．０２００％以下］
Ｓは、硫化物として存在し、鋼の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｓの含有量は０．０２００％以下にする必要がある。なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｓの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｓの含有量は０．０２００％以下とする。Ｓの含有量は、好ましくは０．０００１％以上とする。Ｓの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。
Ｓは、硫化物として存在し、鋼の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｓの含有量は０．０２００％以下にする必要がある。なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｓの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｓの含有量は０．０２００％以下とする。Ｓの含有量は、好ましくは０．０００１％以上とする。Ｓの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。
［Ａｌ：０．１００％以下］
Ａｌが過剰となると、Ａ３変態点が上昇し、ミクロ組織中に多量のフェライトを含んでしまうため、所望のＹＲを実現することが困難になる。そのため、Ａｌの含有量は０．１００％以下にする必要がある。なお、Ａｌの含有量の下限は特に規定しないが、連続焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、Ａｌの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ａｌの含有量は０．１００％以下とする。Ａｌの含有量は好ましくは０．００１％以上とする。Ａｌの含有量は好ましくは０．０５０％以下とする。
Ａｌが過剰となると、Ａ３変態点が上昇し、ミクロ組織中に多量のフェライトを含んでしまうため、所望のＹＲを実現することが困難になる。そのため、Ａｌの含有量は０．１００％以下にする必要がある。なお、Ａｌの含有量の下限は特に規定しないが、連続焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、Ａｌの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ａｌの含有量は０．１００％以下とする。Ａｌの含有量は好ましくは０．００１％以上とする。Ａｌの含有量は好ましくは０．０５０％以下とする。
［Ｎ：０．０１００％以下］
Ｎは、窒化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｎの含有量は０．０１００％以下にする必要がある。なお、Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。したがって、Ｎの含有量は０．０１００％以下とする。Ｎの含有量は、好ましくは０．０００５％以上とする。Ｎの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。
Ｎは、窒化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｎの含有量は０．０１００％以下にする必要がある。なお、Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。したがって、Ｎの含有量は０．０１００％以下とする。Ｎの含有量は、好ましくは０．０００５％以上とする。Ｎの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。
［Ｎｂ：０．００２％以上０．１００％以下］
Ｎｂは、熱間圧延時あるいは焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させる。また、Ｎｂを添加することで、板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計量を増加し、良好な耐ＬＭＥ特性を実現することができる。こうした効果を得るためには、Ｎｂの含有量を０．００２％以上にする必要がある。一方、Ｎｂの含有量が０．１００％を超えると、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物が粗大になり、また量が増大するため、曲げ性が低下する。したがって、Ｎｂの含有量は、０．００２％以上０．１００％以下とする。Ｎｂの含有量は、好ましくは０．００３％以上とする。Ｎｂの含有量は、好ましくは０．０６０％以下とする。Ｎｂの含有量は、より好ましくは０．００４％以上とする。Ｎｂの含有量は、より好ましくは０．０３０％以下とする。
Ｎｂは、熱間圧延時あるいは焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させる。また、Ｎｂを添加することで、板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計量を増加し、良好な耐ＬＭＥ特性を実現することができる。こうした効果を得るためには、Ｎｂの含有量を０．００２％以上にする必要がある。一方、Ｎｂの含有量が０．１００％を超えると、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物が粗大になり、また量が増大するため、曲げ性が低下する。したがって、Ｎｂの含有量は、０．００２％以上０．１００％以下とする。Ｎｂの含有量は、好ましくは０．００３％以上とする。Ｎｂの含有量は、好ましくは０．０６０％以下とする。Ｎｂの含有量は、より好ましくは０．００４％以上とする。Ｎｂの含有量は、より好ましくは０．０３０％以下とする。
［Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下］
Ｔｉは、熱間圧延時あるいは焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させる。また、Ｔｉを添加することで、板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下のＮｂ析出量の合計を増加し、良好な耐ＬＭＥ特性を実現することができる。こうした効果を得るためには、Ｔｉの含有量を０．００５％以上にする必要がある。一方、Ｔｉの含有量が０．１００％を超えると、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物が粗大になり、またこれらの量が増大するため、曲げ性が低下する。したがって、Ｔｉの含有量は、０．００５％以上０．１００％以下とする。Ｔｉの含有量は、好ましくは０．００８％以上とする。Ｔｉの含有量は、好ましくは０．０６０％以下とする。Ｔｉの含有量は、より好ましくは０．０１０％以上とする。Ｔｉの含有量は、より好ましくは０．０３０％以下とする。
Ｔｉは、熱間圧延時あるいは焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させる。また、Ｔｉを添加することで、板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下のＮｂ析出量の合計を増加し、良好な耐ＬＭＥ特性を実現することができる。こうした効果を得るためには、Ｔｉの含有量を０．００５％以上にする必要がある。一方、Ｔｉの含有量が０．１００％を超えると、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物が粗大になり、またこれらの量が増大するため、曲げ性が低下する。したがって、Ｔｉの含有量は、０．００５％以上０．１００％以下とする。Ｔｉの含有量は、好ましくは０．００８％以上とする。Ｔｉの含有量は、好ましくは０．０６０％以下とする。Ｔｉの含有量は、より好ましくは０．０１０％以上とする。Ｔｉの含有量は、より好ましくは０．０３０％以下とする。
［Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下］
Ｂは、マルテンサイト変態開始温度を低下させることなく、焼入れ性を向上させることができる元素であり、焼鈍時の冷却過程でのフェライトの生成を抑制することが可能である。こうした効果を得るためには、Ｂの含有量を０．０００２％以上にする必要がある。一方、Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間圧延中に鋼板内部に割れが生じ、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、Ｂを添加する場合、その含有量は０．０００２％以上０．０１００％以下とする。Ｂの含有量は、好ましくは０．０００３％以上とする。Ｂの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。Ｂの含有量は、より好ましくは０．０００４％以上とする。Ｂの含有量は、より好ましくは０．００４０％以下とする。
Ｂは、マルテンサイト変態開始温度を低下させることなく、焼入れ性を向上させることができる元素であり、焼鈍時の冷却過程でのフェライトの生成を抑制することが可能である。こうした効果を得るためには、Ｂの含有量を０．０００２％以上にする必要がある。一方、Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間圧延中に鋼板内部に割れが生じ、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、Ｂを添加する場合、その含有量は０．０００２％以上０．０１００％以下とする。Ｂの含有量は、好ましくは０．０００３％以上とする。Ｂの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。Ｂの含有量は、より好ましくは０．０００４％以上とする。Ｂの含有量は、より好ましくは０．００４０％以下とする。
［［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］：０．１０以上０．６０以下］
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］を所望の範囲に制御することで、良好な曲げ性及び耐ＬＭＥ特性を実現することができる。［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］が０．１０未満では、板幅方向のマルテンサイトの硬度分布を不均一にしてしまうため、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度が２０回を超えてしまい、曲げ性が低下する。一方、［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］が０．６０を超えると、耐ＬＭＥ特性が低下する。したがって、［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］は０．１０以上０．６０以下とする。［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］は、好ましくは０．１２以上とする。［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］は、好ましくは０．５０以下とする。［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］は、より好ましくは０．１３以上とする。［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］は、より好ましくは０．４０以下とする。
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］を所望の範囲に制御することで、良好な曲げ性及び耐ＬＭＥ特性を実現することができる。［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］が０．１０未満では、板幅方向のマルテンサイトの硬度分布を不均一にしてしまうため、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度が２０回を超えてしまい、曲げ性が低下する。一方、［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］が０．６０を超えると、耐ＬＭＥ特性が低下する。したがって、［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］は０．１０以上０．６０以下とする。［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］は、好ましくは０．１２以上とする。［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］は、好ましくは０．５０以下とする。［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］は、より好ましくは０．１３以上とする。［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］は、より好ましくは０．４０以下とする。
［フリーＴｉ量＝［％Ｔｉ］－（４７．９／１４．０）×［％Ｎ］－（４７．９／３２．１）×［％Ｓ］：０．００１％以上］…（１）
上記（１）式から求められるフリーＴｉ量を一定以上とすることで、板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計が増加し、良好な耐ＬＭＥ特性を実現することができる。こうした効果を得るために、フリーＴｉ量を０．００１％以上にする。なお、フリーＴｉ量の上限は特に規定しないが、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物が粗大になり、またそれらの量が増大するため、曲げ性が低下することから、フリーＴｉ量は０．０４０％とすることが好ましい。したがって、フリーＴｉ量は０．００１％以上とする。フリーＴｉ量は、好ましくは０．００２％以上とする。フリーＴｉ量は、好ましくは０．０４０％以下とする。
上記（１）式から求められるフリーＴｉ量を一定以上とすることで、板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計が増加し、良好な耐ＬＭＥ特性を実現することができる。こうした効果を得るために、フリーＴｉ量を０．００１％以上にする。なお、フリーＴｉ量の上限は特に規定しないが、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物が粗大になり、またそれらの量が増大するため、曲げ性が低下することから、フリーＴｉ量は０．０４０％とすることが好ましい。したがって、フリーＴｉ量は０．００１％以上とする。フリーＴｉ量は、好ましくは０．００２％以上とする。フリーＴｉ量は、好ましくは０．０４０％以下とする。
本発明の一実施形態に従う高強度鋼板は、上記の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物を含む成分組成を有する。また、好適には、本発明の一実施形態に従う高強度鋼板は、上記の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。ここで、不可避的不純物としては、Ｚｎ、ＰｂおよびＡｓが挙げられる。これらの不純物は合計で０．１００％以下であれば、含有されることが許容される。
本開示の高強度鋼板の成分組成は、上記の必須成分に加えて、さらに、質量％で、Ｏ：０．０１００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｏ：０．０１０％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｈｆ：０．１０％以下及びＢｉ：０．２００％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を、単独で、あるいは組み合わせて含有することができる。
［Ｏ：０．０１００％以下］
Ｏは、酸化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、Ｏの含有量が０．０１００％超であるとλが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｏの含有量は０．０１００％以下にする。なお、Ｏの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｏの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｏの含有量は０．０１００％以下とする。Ｏの含有量は好ましくは０．０００１％以上とする。Ｏの含有量は好ましくは０．００５０％以下とする。
Ｏは、酸化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、Ｏの含有量が０．０１００％超であるとλが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｏの含有量は０．０１００％以下にする。なお、Ｏの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｏの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｏの含有量は０．０１００％以下とする。Ｏの含有量は好ましくは０．０００１％以上とする。Ｏの含有量は好ましくは０．００５０％以下とする。
［Ｖ：０．２００％以下］
Ｖは、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、Ｖの含有量が０．２００％超であるとλが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｖの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｖの含有量の下限は特に規定しないが、Ｖの含有量を０．００１％以上とすることで、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させる。また、Ｖを添加することで、焼鈍時の昇温過程での再結晶温度が上昇し、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値を低下することから、ＹＲを所望の範囲に制御することができる。このことから、Ｖの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｖの含有量は０．２００％以下とする。Ｖの含有量は好ましくは０．００１％以上とする。Ｖの含有量は好ましくは０．１００％以下とする。
Ｖは、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、Ｖの含有量が０．２００％超であるとλが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｖの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｖの含有量の下限は特に規定しないが、Ｖの含有量を０．００１％以上とすることで、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させる。また、Ｖを添加することで、焼鈍時の昇温過程での再結晶温度が上昇し、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値を低下することから、ＹＲを所望の範囲に制御することができる。このことから、Ｖの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｖの含有量は０．２００％以下とする。Ｖの含有量は好ましくは０．００１％以上とする。Ｖの含有量は好ましくは０．１００％以下とする。
［Ｔａ：０．１０％以下］
［Ｗ：０．１０％以下］
ＴａおよびＷの含有量がそれぞれ０．１０％超であると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．１０％以下にする。なお、ＴａおよびＷの含有量の下限は特に規定しないが、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させることから、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．１０％以下とする。ＴａおよびＷの含有量は、好ましくはそれぞれ０．０１％以上とする。ＴａおよびＷの含有量は、好ましくはそれぞれ０．０８％以下とする。
［Ｗ：０．１０％以下］
ＴａおよびＷの含有量がそれぞれ０．１０％超であると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．１０％以下にする。なお、ＴａおよびＷの含有量の下限は特に規定しないが、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させることから、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．１０％以下とする。ＴａおよびＷの含有量は、好ましくはそれぞれ０．０１％以上とする。ＴａおよびＷの含有量は、好ましくはそれぞれ０．０８％以下とする。
［Ｃｒ：１．００％以下］
［Ｍｏ：１．００％以下］
［Ｎｉ：１．００％以下］
Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉがそれぞれ１．００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ１．００％以下にする。なお、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量の下限は特に規定しないが、これらは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ１．００％以下とする。Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量は、好ましくは０．８０％以下とする。
［Ｍｏ：１．００％以下］
［Ｎｉ：１．００％以下］
Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉがそれぞれ１．００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ１．００％以下にする。なお、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量の下限は特に規定しないが、これらは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ１．００％以下とする。Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量は、好ましくは０．８０％以下とする。
［Ｃｏ：０．０１０％以下］
Ｃｏの含有量が０．０１０％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｃｏの含有量は０．０１０％以下にする。なお、Ｃｏの含有量の下限は特に規定しないが、Ｃｏは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｏの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｃｏの含有量は０．０１０％以下とする。Ｃｏの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｃｏの含有量は、好ましくは０．００８％以下とする。
Ｃｏの含有量が０．０１０％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｃｏの含有量は０．０１０％以下にする。なお、Ｃｏの含有量の下限は特に規定しないが、Ｃｏは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｏの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｃｏの含有量は０．０１０％以下とする。Ｃｏの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｃｏの含有量は、好ましくは０．００８％以下とする。
［Ｃｕ：１．００％以下］
Ｃｕの含有量が１．００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｃｕの含有量は１．００％以下にする。なお、Ｃｕの含有量の下限は特に規定しないが、Ｃｕは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｃｕの含有量は１．００％以下とする。Ｃｕの含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。Ｃｕの含有量は、好ましくは０．８０％以下とする。
Ｃｕの含有量が１．００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｃｕの含有量は１．００％以下にする。なお、Ｃｕの含有量の下限は特に規定しないが、Ｃｕは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｃｕの含有量は１．００％以下とする。Ｃｕの含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。Ｃｕの含有量は、好ましくは０．８０％以下とする。
［Ｓｎ：０．２００％以下］
Ｓｎの含有量が０．２００％超であると、鋳造時あるいは熱間圧延時において鋼板内部に割れを生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｓｎの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｓｎの含有量の下限は特に規定しないが、Ｓｎは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｓｎの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｓｎの含有量は０．２００％以下とする。Ｓｎの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｓｎの含有量は、好ましくは０．１００％以下とする。
Ｓｎの含有量が０．２００％超であると、鋳造時あるいは熱間圧延時において鋼板内部に割れを生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｓｎの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｓｎの含有量の下限は特に規定しないが、Ｓｎは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｓｎの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｓｎの含有量は０．２００％以下とする。Ｓｎの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｓｎの含有量は、好ましくは０．１００％以下とする。
［Ｓｂ：０．２００％以下］
Ｓｂの含有量が０．２００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｓｂの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｓｂの含有量の下限は特に規定しないが、Ｓｂは表層軟化厚みを制御し、強度調整を可能にする元素であることから、Ｓｂの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｓｂの含有量は０．２００％以下とする。Ｓｂの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｓｂの含有量は、好ましくは０．１００％以下とする。
Ｓｂの含有量が０．２００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｓｂの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｓｂの含有量の下限は特に規定しないが、Ｓｂは表層軟化厚みを制御し、強度調整を可能にする元素であることから、Ｓｂの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｓｂの含有量は０．２００％以下とする。Ｓｂの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｓｂの含有量は、好ましくは０．１００％以下とする。
［Ｃａ：０．０１００％以下］
［Ｍｇ：０．０１００％以下］
［ＲＥＭ：０．０１００％以下］
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量がそれぞれ０．０１００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０１００％以下にする。なお、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量の下限は特に規定しないが、これら元素は窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０００５％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０１００％以下とする。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量は、好ましくは０．０００５％以上とする。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。
［Ｍｇ：０．０１００％以下］
［ＲＥＭ：０．０１００％以下］
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量がそれぞれ０．０１００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０１００％以下にする。なお、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量の下限は特に規定しないが、これら元素は窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０００５％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０１００％以下とする。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量は、好ましくは０．０００５％以上とする。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。
［Ｚｒ：０．１００％以下］
［Ｔｅ：０．１００％以下］
ＺｒおよびＴｅがそれぞれ０．１００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、ＺｒおよびＴｅの含有量はそれぞれ０．１００％以下にする必要がある。なお、ＺｒおよびＴｅの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、ＺｒおよびＴｅの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、ＺｒおよびＴｅの含有量は０．１００％以下とする。ＺｒおよびＴｅの含有量は、好ましくはそれぞれ０．００１％以上とする。ＺｒおよびＴｅの含有量は、好ましくはそれぞれ０．０８０％以下とする。
［Ｔｅ：０．１００％以下］
ＺｒおよびＴｅがそれぞれ０．１００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、ＺｒおよびＴｅの含有量はそれぞれ０．１００％以下にする必要がある。なお、ＺｒおよびＴｅの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、ＺｒおよびＴｅの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、ＺｒおよびＴｅの含有量は０．１００％以下とする。ＺｒおよびＴｅの含有量は、好ましくはそれぞれ０．００１％以上とする。ＺｒおよびＴｅの含有量は、好ましくはそれぞれ０．０８０％以下とする。
［Ｈｆ：０．１０％以下］
Ｈｆの含有量が０．１０％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｈｆの含有量は０．１０％以下にする。なお、Ｈｆの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｈｆの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｈｆの含有量は０．１０％以下とする。Ｈｆの含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。Ｈｆの含有量は、好ましくは０．０８％以下とする。
Ｈｆの含有量が０．１０％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｈｆの含有量は０．１０％以下にする。なお、Ｈｆの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｈｆの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｈｆの含有量は０．１０％以下とする。Ｈｆの含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。Ｈｆの含有量は、好ましくは０．０８％以下とする。
［Ｂｉ：０．２００％以下］
Ｂｉの含有量が０．２００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｂｉの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｂｉの含有量の下限は特に規定しないが、Ｂｉは偏析を軽減する元素であることから、Ｂｉの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｂｉの含有量は０．２００％以下とする。Ｂｉの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｂｉの含有量は、好ましくは０．１００％以下とする。
Ｂｉの含有量が０．２００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λが低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Ｂｉの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｂｉの含有量の下限は特に規定しないが、Ｂｉは偏析を軽減する元素であることから、Ｂｉの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｂｉの含有量は０．２００％以下とする。Ｂｉの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｂｉの含有量は、好ましくは０．１００％以下とする。
なお、上記したＯ、Ｖ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｅ、ＨｆおよびＢｉについて、各含有量が好ましい下限値未満の場合には本発明の効果を害することがないため、不可避的不純物として含むものとする。
次に、鋼板の鋼組織について説明する。
［マルテンサイトの面積率：７８％以上］
マルテンサイトを主相とすることで、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが可能となる。こうした効果を得るためには、マルテンサイトの面積率を７８％以上にする。なお、マルテンサイトの面積率が１００％であっても本開示の効果は得られるが、延性を向上するためには、９９％以下とすることが好ましい。したがって、マルテンサイトの面積率は７８％以上とする。マルテンサイトの面積率は、好ましくは７９％以上とする。マルテンサイトの面積率は、好ましくは９９％以下とする。マルテンサイトの面積率は、より好ましくは８０％以上とする。マルテンサイトの面積率は、より好ましくは９８％以下とする。マルテンサイトの面積率は、さらに好ましくは８２％以上とする。マルテンサイトの面積率は、さらに好ましくは９７％以下とする。なお、マルテンサイトは焼入れマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトと定義することもできる。なお、マルテンサイトの面積率の観察位置は、後述の通り、鋼板の板厚の１／４位置とする。
［マルテンサイトの面積率：７８％以上］
マルテンサイトを主相とすることで、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが可能となる。こうした効果を得るためには、マルテンサイトの面積率を７８％以上にする。なお、マルテンサイトの面積率が１００％であっても本開示の効果は得られるが、延性を向上するためには、９９％以下とすることが好ましい。したがって、マルテンサイトの面積率は７８％以上とする。マルテンサイトの面積率は、好ましくは７９％以上とする。マルテンサイトの面積率は、好ましくは９９％以下とする。マルテンサイトの面積率は、より好ましくは８０％以上とする。マルテンサイトの面積率は、より好ましくは９８％以下とする。マルテンサイトの面積率は、さらに好ましくは８２％以上とする。マルテンサイトの面積率は、さらに好ましくは９７％以下とする。なお、マルテンサイトは焼入れマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトと定義することもできる。なお、マルテンサイトの面積率の観察位置は、後述の通り、鋼板の板厚の１／４位置とする。
［フェライトの面積率：１０％以下］
フェライトの面積率を１０％以下とすることで、ＴＳ及びＹＲを所望の範囲に制御することができる。また、λや曲げ性も向上することができる。なお、フェライトの面積率が０％であっても本開示の効果は得られるが、延性を向上するためには、フェライトの面積率を１％以上とすることが好ましい。したがって、フェライトの面積率は１０％以下とする。フェライトの面積率は好ましくは１％以上とする。フェライトの面積率は好ましくは８％以下とする。フェライトの面積率はより好ましくは２％以上とする。なお、フェライトはベイニティックフェライトと定義することもできる。なお、フェライトの面積率の観察位置は、後述の通り、鋼板の板厚の１／４位置とする。
フェライトの面積率を１０％以下とすることで、ＴＳ及びＹＲを所望の範囲に制御することができる。また、λや曲げ性も向上することができる。なお、フェライトの面積率が０％であっても本開示の効果は得られるが、延性を向上するためには、フェライトの面積率を１％以上とすることが好ましい。したがって、フェライトの面積率は１０％以下とする。フェライトの面積率は好ましくは１％以上とする。フェライトの面積率は好ましくは８％以下とする。フェライトの面積率はより好ましくは２％以上とする。なお、フェライトはベイニティックフェライトと定義することもできる。なお、フェライトの面積率の観察位置は、後述の通り、鋼板の板厚の１／４位置とする。
ここで、マルテンサイト（焼入れマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト及びベイナイト）、並びにフェライト（ベイニティックフェライト）の面積率の測定方法は、以下の通りである。
鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるよう試料を切り出した後、観察面をダイヤモンドペーストを用いて鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨を施し、さらに、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させる。加速電圧が１ｋＶの条件で、ＩｎＬｅｎｓ検出器を備えるＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）を用いて、鋼板の板厚の１／４位置を観察位置とし、５０００倍の倍率で、１７μｍ×２３μｍの視野範囲で３視野観察する。得られた組織画像を、Ａｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、各構成組織（フェライト（ベイニティックフェライト）、マルテンサイト（焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及び焼入れマルテンサイト））の面積を測定面積で除した面積率を３視野分算出し、それらの値を平均して各組織の面積率とする。また、上記の組織画像において、フェライト（ベイニティックフェライト）は凹部の組織で炭化物を含まない平坦な組織、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトは凹部の組織で微細な炭化物を含む組織、焼入れマルテンサイトは凸部でかつ組織内部が微細な凹凸を有した組織であり、互いに識別可能である。なお、焼戻しマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトは、マルテンサイトの面積率として合計の面積率を求めることから、互いに識別可能でなくてよい。
［残留オーステナイトの体積率：１０．０％未満］
残留オーステナイトの体積率が１０．０％以上の場合、所望のＹＲを実現することが困難になる。また、打抜き時に残留オーステナイトから変態するマルテンサイトの量が増加するため、打抜き及び穴広げ時のボイドの生成が増加してしまい、λが減少する。したがって、残留オーステナイトの体積率は１０．０％未満とする。残留オーステナイトの体積率は、好ましくは０．５％以上とする。残留オーステナイトの体積率は、好ましくは８．０％以下とする。残留オーステナイトの体積率は、より好ましくは１．０％以上とする。残留オーステナイトの体積率は、より好ましくは６．０％以下とする。
残留オーステナイトの体積率が１０．０％以上の場合、所望のＹＲを実現することが困難になる。また、打抜き時に残留オーステナイトから変態するマルテンサイトの量が増加するため、打抜き及び穴広げ時のボイドの生成が増加してしまい、λが減少する。したがって、残留オーステナイトの体積率は１０．０％未満とする。残留オーステナイトの体積率は、好ましくは０．５％以上とする。残留オーステナイトの体積率は、好ましくは８．０％以下とする。残留オーステナイトの体積率は、より好ましくは１．０％以上とする。残留オーステナイトの体積率は、より好ましくは６．０％以下とする。
ここで、残留オーステナイトの体積率の測定方法は、以下の通りである。
鋼板表層から板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）が観察面となるように、研削後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した。その面について、Ｘ線回折装置により、ＣｏのＫα線源を用いて、ｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ｂｃｃ鉄の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定し、ｂｃｃ鉄の各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の各面からの積分反射強度の強度比からオーステナイトの体積率を求め、これを残留オーステナイトの体積率とした。
鋼板表層から板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）が観察面となるように、研削後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した。その面について、Ｘ線回折装置により、ＣｏのＫα線源を用いて、ｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ｂｃｃ鉄の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定し、ｂｃｃ鉄の各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の各面からの積分反射強度の強度比からオーステナイトの体積率を求め、これを残留オーステナイトの体積率とした。
［旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値：２．０以下］
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値を低下する、すなわち旧オーステナイト粒を等軸に近い形状にすることで、ＹＲを所望の範囲に制御することができる。こうした効果を得るためには、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値を２．０以下にする必要がある。なお、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の下限は特に限定しないが、ＹＲを所望の範囲に制御するためには、０．５以上とすることが好ましい。したがって、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値は２．０以下とする。旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値は、好ましくは０．５以上とする。旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値好ましくは１．９以下とする。
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値を低下する、すなわち旧オーステナイト粒を等軸に近い形状にすることで、ＹＲを所望の範囲に制御することができる。こうした効果を得るためには、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値を２．０以下にする必要がある。なお、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の下限は特に限定しないが、ＹＲを所望の範囲に制御するためには、０．５以上とすることが好ましい。したがって、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値は２．０以下とする。旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値は、好ましくは０．５以上とする。旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値好ましくは１．９以下とする。
ここで、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値の測定方法は、以下の通りである。鋼板に対し、６００℃で１０分間の熱処理を施した後、得られた鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう試料を切り出す。次いで、観察面をダイヤモンドペーストで鏡面研磨する。その後、ピクリン酸飽和水溶液に、スルホン酸、シュウ酸及び塩化第一鉄を加えた腐食液で観察面をさらにエッチングして、旧オーステナイト粒界を現出させる。光学顕微鏡を用いて、４００倍の倍率で、１６９μｍ×２２５μｍの視野範囲で観察面を３視野観察し、組織画像を得る。得られた組織画像を、Ａｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比を３視野分算出し、それらの値の平均値を求め、これを旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比（アスペクト比）の平均値とする。
［板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計：０．００２質量％以上］
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。焼鈍後において固溶したＮｂ、及び１００ｎｍ以下のサイズで析出したＮｂは、ＬＭＥ試験時の昇温過程において溶解し固溶状態となる。つまり、板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下のＮｂ析出量の合計を増加することで、ＬＭＥ試験時の昇温過程で板厚表層のＮｂの固溶量を増加することができる。その結果、ＬＭＥ試験時の昇温過程で生成するオーステナイトの粒界にＮｂが偏析し、Ｚｎの鋼板への侵入を抑制するため、良好な耐ＬＭＥ特性を実現することができる。こうした効果を得るためには、板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計を０．００２％以上にする必要がある。なお、板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計の上限は特に規定せず、Ｎｂの含有量以下であり得る。したがって、板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計は０．００２％以上とする。板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計は、好ましくは０．００３％以上とする。板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計は、好ましくはＮｂの含有量以下とする。
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。焼鈍後において固溶したＮｂ、及び１００ｎｍ以下のサイズで析出したＮｂは、ＬＭＥ試験時の昇温過程において溶解し固溶状態となる。つまり、板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下のＮｂ析出量の合計を増加することで、ＬＭＥ試験時の昇温過程で板厚表層のＮｂの固溶量を増加することができる。その結果、ＬＭＥ試験時の昇温過程で生成するオーステナイトの粒界にＮｂが偏析し、Ｚｎの鋼板への侵入を抑制するため、良好な耐ＬＭＥ特性を実現することができる。こうした効果を得るためには、板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計を０．００２％以上にする必要がある。なお、板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計の上限は特に規定せず、Ｎｂの含有量以下であり得る。したがって、板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計は０．００２％以上とする。板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計は、好ましくは０．００３％以上とする。板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計は、好ましくはＮｂの含有量以下とする。
ここで、板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下のＮｂ析出量の合計の測定方法は、以下の通りである。鋼板表面が分析面となるように、試料調整は表面の汚れを落とすのみ、つまり、表面研磨無しで試料とする。その試料について、１０％アセチルアセトンを電解液として電解抽出後に、電解液を採取して、参考文献１に記載のマイクロアロイの鋼中固溶成分定量法で、Ｎｂの固溶量と析出量とを分析する。試料を非水溶媒系電解液中で一定時間電解した後、電解液を採取して、固溶成分分析用サンプルとする。また、電解抽出後の試料を電解液から取り出してメタノールを入れたビーカーに移し、超音波攪拌する。攪拌後、メタノールを孔径１００ｎｍのろ紙によりろ過して、フィルターを通過したろ液を１００ｎｍ以下の析出物を含む析出物分析用サンプルとする。固溶成分分析用サンプルについて、ＩＣＰ発光分析法によってＮｂ固溶量を決定する。また、析出物分析用サンプルについて、ろ液を乾固した後、硝酸、過塩素酸および硫酸を加えて硫酸白煙が出るまで加熱溶解し、放冷後、塩酸を添加してから純水で一定量に希釈して溶液を調製し、ＩＣＰ発光分析法によって１００ｎｍ以下のＮｂ析出量を決定する。なお、めっき鋼板の場合は、試料の溶融亜鉛めっき層をアルカリ除去した後、上記の分析を行う。
［参考文献１］城代哲、石田智治、猪瀬匡生、藤本京子：鉄と鋼、９９（２０１３）、３６２．
［参考文献１］城代哲、石田智治、猪瀬匡生、藤本京子：鉄と鋼、９９（２０１３）、３６２．
［板厚２００μｍ位置の板面における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度：２０回以下］
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。鋼板表層から板厚２００μｍ位置の板面における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度を低減することで、所望の曲げ性を実現することができる。こうした効果を得るためには、板厚２００μｍ位置の板面における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度を２０回以下にする必要がある。なお、鋼板表層から板厚２００μｍ位置の板面における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度の下限は特に限定しないが、硬さ変動頻度は低いほど好ましく、０回／ｍｍであっても本開示の効果は得られる。したがって、板厚２００μｍ位置の板面における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度は２０回以下とする。板厚２００μｍ位置の板面における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度は、好ましくは０回以上とする。板厚２００μｍ位置の板面における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度は、好ましくは１０回以下とする。
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。鋼板表層から板厚２００μｍ位置の板面における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度を低減することで、所望の曲げ性を実現することができる。こうした効果を得るためには、板厚２００μｍ位置の板面における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度を２０回以下にする必要がある。なお、鋼板表層から板厚２００μｍ位置の板面における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度の下限は特に限定しないが、硬さ変動頻度は低いほど好ましく、０回／ｍｍであっても本開示の効果は得られる。したがって、板厚２００μｍ位置の板面における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度は２０回以下とする。板厚２００μｍ位置の板面における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度は、好ましくは０回以上とする。板厚２００μｍ位置の板面における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度は、好ましくは１０回以下とする。
ここで、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度の測定方法は、以下の通りである。板厚２００μｍ位置（鋼板表面から深さ方向で２００μｍに相当する位置）が観察面となるように、鋼板表面を研削した後、観察面をダイヤモンドペーストを用いて鏡面研磨する。鏡面研磨後の観察面について、ビッカース硬度計を用いて、荷重５０ｇｆの条件で、１５μｍ間隔で、板幅方向に沿って１００点のビッカース硬さを測定する。なお、測定位置は板幅中央とする。得られた結果より、板厚２００μｍ位置におけるビッカース硬度計で板幅方向に測定した硬さ分布を作成する。その硬さ分布において、まず｛（硬さの最大値Ｈｖｍａｘ）－（硬さの最小値Ｈｖｍｉｎ）｝／２の値を計算する。｛（硬さの最大値Ｈｖｍａｘ）－（硬さの最小値Ｈｖｍｉｎ）｝／２の値を基準の変動量として硬さが基準の変動量以上に上下に変動した場合を１回とし、硬さを測定した領域（長さ１５００μｍ）での硬さ変動の回数を測定する。例えば、図２（ａ）に示すように、板幅方向１５００μｍの範囲内で硬さ分布曲線が（Ｈｖｍａｘ－Ｈｖｍｉｎ）／２以上に上下に変動する回数（図中の太線部）が２回であれば、硬さ変動頻度は板幅方向１５００μｍ当たり２回とする。また例えば、図２（ｂ）に示すように、板幅方向１５００μｍの範囲内で硬さ分布曲線が（Ｈｖｍａｘ－Ｈｖｍｉｎ）／２以上に上下に変動する回数（図中の太線部）が５回であれば、硬さ変動頻度は板幅方向１５００μｍ当たり５回とする。
［表層軟化厚み：１０μｍ以上１００μｍ以下］
板厚１／４位置と比較して、鋼板の表層部を軟化させることで、曲げ性をより向上することができる。こうした効果を得るためには、表層軟化厚みを１０μｍ以上とすることが好ましい。表層軟化厚みの上限は特に限定されないが、特に良好なＴＳを得る上で、表層軟化厚みは１００μｍ以下とすることが好ましい。したがって、表層軟化厚みは１０μｍ以上とすることが好ましく、また１００μｍ以下とすることが好ましい。表層軟化厚みは、より好ましくは１２μｍ以上とする。表層軟化厚みは、より好ましくは８０μｍ以下とする。表層軟化厚みは、さらに好ましくは１５μｍ以上とする。表層軟化厚みは、さらに好ましくは６０μｍ以下とする。
板厚１／４位置と比較して、鋼板の表層部を軟化させることで、曲げ性をより向上することができる。こうした効果を得るためには、表層軟化厚みを１０μｍ以上とすることが好ましい。表層軟化厚みの上限は特に限定されないが、特に良好なＴＳを得る上で、表層軟化厚みは１００μｍ以下とすることが好ましい。したがって、表層軟化厚みは１０μｍ以上とすることが好ましく、また１００μｍ以下とすることが好ましい。表層軟化厚みは、より好ましくは１２μｍ以上とする。表層軟化厚みは、より好ましくは８０μｍ以下とする。表層軟化厚みは、さらに好ましくは１５μｍ以上とする。表層軟化厚みは、さらに好ましくは６０μｍ以下とする。
ここで、表層軟化厚みは、以下のようにして測定する。
すなわち、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）について、湿式研磨により、表面の平滑化を行う。ついで、ビッカース硬度計を用いて、荷重５ｇｆの条件で、鋼板表面から深さ１０μｍの位置より板厚中心位置まで、板厚（深さ）方向に５μｍ間隔で硬度測定を行う。そして、鋼板の板厚１／４位置で得られた硬度を基準硬度とし、鋼板の板厚１／４位置よりも表面側において基準硬度×０．８５になる深さ位置を特定する。そして、鋼板の表面から基準硬度×０．８５になる深さ位置までの距離（深さ）を測定し、その測定値を表層軟化厚みとする。
すなわち、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）について、湿式研磨により、表面の平滑化を行う。ついで、ビッカース硬度計を用いて、荷重５ｇｆの条件で、鋼板表面から深さ１０μｍの位置より板厚中心位置まで、板厚（深さ）方向に５μｍ間隔で硬度測定を行う。そして、鋼板の板厚１／４位置で得られた硬度を基準硬度とし、鋼板の板厚１／４位置よりも表面側において基準硬度×０．８５になる深さ位置を特定する。そして、鋼板の表面から基準硬度×０．８５になる深さ位置までの距離（深さ）を測定し、その測定値を表層軟化厚みとする。
また、本開示に従う鋼組織では、上述したマルテンサイト（焼入れマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト）、フェライト及び残留オーステナイト以外に、パーライト、セメンタイトや準安定炭化物（イプシロン（ε）炭化物、イータ（η）炭化物、カイ（χ）炭化物等）等の炭化物、並びにその他鋼板の組織として公知のものが、面積率で３％以下の範囲であれば、含まれていても、本開示の効果が損なわれることはない。
［高強度鋼板］
高強度鋼板の成分組成及び鋼組織は上記の通りである。また、高強度鋼板の板厚は特に限定されないが、通常、０．３ｍｍ以上であり、また２．８ｍｍ以下である。
高強度鋼板の成分組成及び鋼組織は上記の通りである。また、高強度鋼板の板厚は特に限定されないが、通常、０．３ｍｍ以上であり、また２．８ｍｍ以下である。
［めっき鋼板］
本開示のめっき鋼板は、本開示の高強度鋼板の少なくとも片面上にめっき層を備えるめっき鋼板である。めっき層の種類は特に限定されず、例えば、溶融めっき層、電気めっき層のいずれでもよい。また、めっき層は合金化されためっき層でもよい。めっき層は亜鉛めっき層が好ましい。亜鉛めっき層はＡｌやＭｇを含有してもよい。また、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっき（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき層）も好ましい。この場合、Ａｌ含有量を１質量％以上２２質量％以下、Ｍｇ含有量を０．１質量％以上１０質量％以下とし残部はＺｎとすることが好ましい。また、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき層の場合、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｇ以外に、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｅ及びＬａから選ばれる一種以上を合計で１質量％以下含有してもよい。なお、めっき金属は特に限定されないため、上記のようなＺｎめっき以外に、Ａｌめっき等でもよい。
本開示のめっき鋼板は、本開示の高強度鋼板の少なくとも片面上にめっき層を備えるめっき鋼板である。めっき層の種類は特に限定されず、例えば、溶融めっき層、電気めっき層のいずれでもよい。また、めっき層は合金化されためっき層でもよい。めっき層は亜鉛めっき層が好ましい。亜鉛めっき層はＡｌやＭｇを含有してもよい。また、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっき（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき層）も好ましい。この場合、Ａｌ含有量を１質量％以上２２質量％以下、Ｍｇ含有量を０．１質量％以上１０質量％以下とし残部はＺｎとすることが好ましい。また、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき層の場合、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｇ以外に、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｅ及びＬａから選ばれる一種以上を合計で１質量％以下含有してもよい。なお、めっき金属は特に限定されないため、上記のようなＺｎめっき以外に、Ａｌめっき等でもよい。
また、めっき層の組成も特に限定されず、一般的なものであればよい。例えば、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層の場合、一般的には、Ｆｅ：２０質量％以下、Ａｌ：０．００１質量％以上１．０質量％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成である。本開示では、片面あたりのめっき付着量が２０～８０ｇ／ｍ２の溶融亜鉛めっき層、これがさらに合金化された合金化溶融亜鉛めっき層を有することが好ましい。また、めっき層が溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中のＦｅ含有量が７質量％未満であり、合金化溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中のＦｅ含有量は７～２０質量％であり得る。
次に、本開示の高強度鋼板の製造方法について説明する。
まず、上述した成分組成を有する鋼素材を溶製して鋼スラブを製造する。本開示において、鋼素材の溶製方法は特に限定されず、転炉や電気炉等、公知の溶製方法いずれもが適合する。また、鋼スラブ（スラブ）は、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造することも可能である。また、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
次いで、鋼スラブを１１５０℃以上のスラブ加熱温度にて１００分以上保熱する。
［スラブ加熱温度：１１５０℃以上］
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。スラブ加熱温度を１１５０℃以上と高くすることで、連続鋳造時に生成した炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を溶解し、Ｎｂの固溶量及び１００ｎｍ以下のＮｂ析出量の合計を増加することができる。また、スラブ加熱温度を高くすることで、スラブの偏析部における元素の局所濃化が低減し、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度を２０回以下とすることができる。こうした効果を得るため、スラブ加熱温度を１１５０℃以上にする。なお、スラブ再加熱温度の上限は特に規定しないが、焼鈍後の表層軟化厚みの増加を好適に防ぎ、ＴＳをより好適な範囲内となるために、１３００℃以下とすることが好ましい。したがって、スラブ加熱温度は１１５０℃以上とする。スラブ加熱温度は好ましくは１１８０℃以上とする。スラブ加熱温度は好ましくは１３００℃以下とする。なお、スラブ加熱温度はスラブ加熱時の鋼スラブの表面の温度とする。
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。スラブ加熱温度を１１５０℃以上と高くすることで、連続鋳造時に生成した炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を溶解し、Ｎｂの固溶量及び１００ｎｍ以下のＮｂ析出量の合計を増加することができる。また、スラブ加熱温度を高くすることで、スラブの偏析部における元素の局所濃化が低減し、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度を２０回以下とすることができる。こうした効果を得るため、スラブ加熱温度を１１５０℃以上にする。なお、スラブ再加熱温度の上限は特に規定しないが、焼鈍後の表層軟化厚みの増加を好適に防ぎ、ＴＳをより好適な範囲内となるために、１３００℃以下とすることが好ましい。したがって、スラブ加熱温度は１１５０℃以上とする。スラブ加熱温度は好ましくは１１８０℃以上とする。スラブ加熱温度は好ましくは１３００℃以下とする。なお、スラブ加熱温度はスラブ加熱時の鋼スラブの表面の温度とする。
［スラブ加熱時間：１００分以上］
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。スラブ加熱時間を長くすることで、連続鋳造時に生成した炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を溶解し、Ｎｂの固溶量及び１００ｎｍ以下のＮｂ析出量の合計を増加することができる。また、スラブ加熱時間を長くすることで、スラブの偏析部における元素の局所濃化が低減し、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度を２０回以下とすることができる。こうした効果を得るために、スラブ加熱時間を１００分以上にする。なお、スラブ加熱時間の上限は特に規定しないが、焼鈍後の表層軟化厚みの増加を好適に防ぎ、ＴＳをより好適な範囲内となるために、６００分以下とすることが好ましい。したがって、スラブ加熱時間は１００分以上とする。スラブ加熱時間は好ましくは１２０分以上とする。スラブ加熱時間は好ましくは６００分以下とする。
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。スラブ加熱時間を長くすることで、連続鋳造時に生成した炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を溶解し、Ｎｂの固溶量及び１００ｎｍ以下のＮｂ析出量の合計を増加することができる。また、スラブ加熱時間を長くすることで、スラブの偏析部における元素の局所濃化が低減し、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度を２０回以下とすることができる。こうした効果を得るために、スラブ加熱時間を１００分以上にする。なお、スラブ加熱時間の上限は特に規定しないが、焼鈍後の表層軟化厚みの増加を好適に防ぎ、ＴＳをより好適な範囲内となるために、６００分以下とすることが好ましい。したがって、スラブ加熱時間は１００分以上とする。スラブ加熱時間は好ましくは１２０分以上とする。スラブ加熱時間は好ましくは６００分以下とする。
なお、スラブは通常の条件で粗圧延によりシートバーとされるが、スラブ加熱温度を低めにした場合は、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。
［粗圧延終了温度：１０５０℃以上］
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。粗圧延終了温度を高くすることで、スラブの偏析部における元素の局所濃化が低減し、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度を２０回以下とすることができる。こうした効果を得るために、粗圧延終了温度を１０５０℃以上にする。なお、粗圧延終了温度の上限は特に規定しないが、焼鈍後に旧オーステナイト粒の粒径をより均一とするために、粗圧延終了温度は１２００℃以下とすることが好ましい。したがって、粗圧延終了温度は１０５０℃以上とする粗圧延終了温度は好ましくは１０８０℃以上とする。粗圧延終了温度は好ましくは１２００℃以下とする。なお、粗圧延終了温度は粗圧延終了時の鋼板表面の温度とする。
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。粗圧延終了温度を高くすることで、スラブの偏析部における元素の局所濃化が低減し、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度を２０回以下とすることができる。こうした効果を得るために、粗圧延終了温度を１０５０℃以上にする。なお、粗圧延終了温度の上限は特に規定しないが、焼鈍後に旧オーステナイト粒の粒径をより均一とするために、粗圧延終了温度は１２００℃以下とすることが好ましい。したがって、粗圧延終了温度は１０５０℃以上とする粗圧延終了温度は好ましくは１０８０℃以上とする。粗圧延終了温度は好ましくは１２００℃以下とする。なお、粗圧延終了温度は粗圧延終了時の鋼板表面の温度とする。
［仕上げ圧延開始温度：１０００℃以上］
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。仕上げ圧延開始温度を上昇することで、スラブの偏析部における元素の局所濃化が低減し、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度を２０回以下とすることができる。こうした効果を得るために、仕上げ圧延開始温度を１０００℃以上にする。なお、仕上げ圧延開始温度の上限は特に規定しないが、焼鈍後の旧オーステナイト粒の粒径をより均一にするために、１１８０℃以下とすることが好ましい。したがって、仕上げ圧延開始温度は１０００℃以上とする。好ましくは１０２０℃以上とする。好ましくは１１８０℃以下とする。なお、仕上げ圧延開始温度は仕上げ圧延開始時の鋼板表面の温度とする。
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。仕上げ圧延開始温度を上昇することで、スラブの偏析部における元素の局所濃化が低減し、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度を２０回以下とすることができる。こうした効果を得るために、仕上げ圧延開始温度を１０００℃以上にする。なお、仕上げ圧延開始温度の上限は特に規定しないが、焼鈍後の旧オーステナイト粒の粒径をより均一にするために、１１８０℃以下とすることが好ましい。したがって、仕上げ圧延開始温度は１０００℃以上とする。好ましくは１０２０℃以上とする。好ましくは１１８０℃以下とする。なお、仕上げ圧延開始温度は仕上げ圧延開始時の鋼板表面の温度とする。
仕上げ圧延は、圧延負荷の増大や、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が高くなり、圧延方向に伸長した異常な組織が発達した結果、焼鈍板の加工性を低下させる場合があるため、Ａｒ３変態点以上の仕上げ圧延温度で行うことが好ましい。また、熱間圧延後の巻取温度は、焼鈍後の加工性をより良好とするために、３００℃以上で行うことが好ましく、また７００℃以下で行うことが好ましい。
なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行ってもよい。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上とすることが好ましく、また０．２５以下とすることが好ましい。
このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、最終製品の高強度鋼板における良好な化成処理性やめっき品質の確保のために重要である。また、酸洗は、一回でもよいし、複数回に分けてもよい。
次いで、酸洗後の熱延板、または酸洗後に任意で熱処理を施した熱延板（熱延焼鈍板）に冷間圧延を施して冷延板とする。歪が均一に効率的に導入され、均一な組織が得られることから、タンデム式の多スタンド圧延またはリバース圧延等の、２パス以上のパス数を要する多パス圧延により冷間圧延を施すことが好ましい。
なお、鋼板表層に加工ひずみを導入し、焼鈍時に板厚表層におけるＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計量を増加する目的で、冷間圧延前の曲げ及び曲げ戻し加工をそれぞれ１回以上行うことが好ましい。冷間圧延前の曲げ及び曲げ戻し加工のそれぞれの回数は特に規定しないが、２回以上行うことが好ましく、３回以上行うことがより好ましい。なお、冷間圧延前の曲げ及び曲げ戻し加工は一般的にロール径として３００～１５００ｍｍのロールを用いて行う。
［冷間圧延の累積圧下率：２０％以上７５％以下］
冷間圧延の累積圧下率を２０％以上とすることで、フェライトの面積率を１０％未満とすることができる。また、冷間圧延の累積圧下率を増加することで、剪断帯が多量に導入され、加熱時のオーステナイト粒径を等軸に近い形状にすることができる。その結果、ＹＲを所望の範囲に制御することができる。こうした効果を得るために、冷間圧延の累積圧下率を２０％以上にする。一方、冷間圧延の累積圧下率が７５％を超えると、焼鈍時に生成するオーステナイトの粒径が微細になり、焼鈍後の残留オーステナイトの量が増加することから、所望のＹＲを実現することができない。したがって、冷間圧延の累積圧下率は２０％以上７５％以下とする。冷間圧延の累積圧下率は、好ましくは２５％以上とする。冷間圧延の累積圧下率は、好ましくは７０％とする。冷間圧延の累積圧下率は、より好ましくは２７％以上とする。冷間圧延の累積圧下率は、より好ましくは６０％以下とする。
冷間圧延の累積圧下率を２０％以上とすることで、フェライトの面積率を１０％未満とすることができる。また、冷間圧延の累積圧下率を増加することで、剪断帯が多量に導入され、加熱時のオーステナイト粒径を等軸に近い形状にすることができる。その結果、ＹＲを所望の範囲に制御することができる。こうした効果を得るために、冷間圧延の累積圧下率を２０％以上にする。一方、冷間圧延の累積圧下率が７５％を超えると、焼鈍時に生成するオーステナイトの粒径が微細になり、焼鈍後の残留オーステナイトの量が増加することから、所望のＹＲを実現することができない。したがって、冷間圧延の累積圧下率は２０％以上７５％以下とする。冷間圧延の累積圧下率は、好ましくは２５％以上とする。冷間圧延の累積圧下率は、好ましくは７０％とする。冷間圧延の累積圧下率は、より好ましくは２７％以上とする。冷間圧延の累積圧下率は、より好ましくは６０％以下とする。
上記のようにして得られた冷延板に、焼鈍工程を行う。焼鈍条件は以下のとおりである。
［２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度：１０℃／ｓ以上］
２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を上昇することで、加熱中に生成するオーステナイトの粒径を均一、すなわち加熱時のオーステナイト粒径を等軸に近い形状にすることができる。こうした効果を得るためには、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を１０℃／ｓ以上にする必要がある。なお、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度の上限は特に規定しないが、生産性の観点から５０℃／ｓ以下であることが好ましく、より好ましくは４０℃／ｓ以下とする。したがって、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度は１０℃／ｓ以上とする。２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度は、好ましくは１２℃／ｓ以上とする。２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度は、好ましくは５０℃／ｓ以下とする。２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度は、より好ましくは１４℃／ｓ以上とする。２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度は、より好ましくは４０℃／ｓ以下とする。なお、平均加熱速度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。
２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を上昇することで、加熱中に生成するオーステナイトの粒径を均一、すなわち加熱時のオーステナイト粒径を等軸に近い形状にすることができる。こうした効果を得るためには、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を１０℃／ｓ以上にする必要がある。なお、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度の上限は特に規定しないが、生産性の観点から５０℃／ｓ以下であることが好ましく、より好ましくは４０℃／ｓ以下とする。したがって、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度は１０℃／ｓ以上とする。２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度は、好ましくは１２℃／ｓ以上とする。２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度は、好ましくは５０℃／ｓ以下とする。２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度は、より好ましくは１４℃／ｓ以上とする。２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度は、より好ましくは４０℃／ｓ以下とする。なお、平均加熱速度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。
［加熱温度：８２０℃以上］
加熱温度（焼鈍温度）が８２０℃未満では、フェライト及びオーステナイトの二相域での焼鈍処理になり、焼鈍後に多量のフェライトを含有するため、所望のＴＳ、ＹＰ、λ及び曲げ性を実現することが困難になる。なお、加熱温度の上限は特に規定しないが、加熱温度が上昇すると、焼鈍後の表層軟化厚みが増加し、ＴＳが低下することから、９５０℃以下が好ましい。したがって、加熱温度は８２０℃以上とする。好ましくは８５０℃以上とする。好ましくは９５０℃以下とする。より好ましくは８７０℃以上とする。より好ましくは９２０℃以下とする。なお、加熱温度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。
加熱温度（焼鈍温度）が８２０℃未満では、フェライト及びオーステナイトの二相域での焼鈍処理になり、焼鈍後に多量のフェライトを含有するため、所望のＴＳ、ＹＰ、λ及び曲げ性を実現することが困難になる。なお、加熱温度の上限は特に規定しないが、加熱温度が上昇すると、焼鈍後の表層軟化厚みが増加し、ＴＳが低下することから、９５０℃以下が好ましい。したがって、加熱温度は８２０℃以上とする。好ましくは８５０℃以上とする。好ましくは９５０℃以下とする。より好ましくは８７０℃以上とする。より好ましくは９２０℃以下とする。なお、加熱温度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。
［７５０℃以上加熱温度までの滞留時間：４０ｓ以上］
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。７５０℃以上加熱温度までの滞留時間を増加することで、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を溶解し、板厚表層のＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計量を増加することができる。こうした効果を得るために、７５０℃以上前記加熱温度までの滞留時間を４０ｓ以上にする。なお、７５０℃以上加熱温度までの滞留時間の上限は特に規定しないが、表層軟化厚みを好適な厚みとして、ＴＳをより好適にするために、４００ｓ以下が好ましい。したがって、７５０℃以上前記加熱温度までの滞留時間は４０ｓ以上とする。７５０℃以上前記加熱温度までの滞留時間は好ましくは４５ｓ以上とする。７５０℃以上前記加熱温度までの滞留時間は好ましくは４００ｓ以下とする。７５０℃以上前記加熱温度までの滞留時間はより好ましくは５０ｓ以上とする。７５０℃以上前記加熱温度までの滞留時間はより好ましくは３００ｓ以下とする。
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。７５０℃以上加熱温度までの滞留時間を増加することで、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を溶解し、板厚表層のＮｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計量を増加することができる。こうした効果を得るために、７５０℃以上前記加熱温度までの滞留時間を４０ｓ以上にする。なお、７５０℃以上加熱温度までの滞留時間の上限は特に規定しないが、表層軟化厚みを好適な厚みとして、ＴＳをより好適にするために、４００ｓ以下が好ましい。したがって、７５０℃以上前記加熱温度までの滞留時間は４０ｓ以上とする。７５０℃以上前記加熱温度までの滞留時間は好ましくは４５ｓ以上とする。７５０℃以上前記加熱温度までの滞留時間は好ましくは４００ｓ以下とする。７５０℃以上前記加熱温度までの滞留時間はより好ましくは５０ｓ以上とする。７５０℃以上前記加熱温度までの滞留時間はより好ましくは３００ｓ以下とする。
なお、前記加熱温度での保熱時間は特に限定しないが、１０ｓ以上６００ｓ以下とすることが好ましい。
［加熱温度における雰囲気の酸素濃度：２体積ｐｐｍ以上３０体積ｐｐｍ以下（好適条件）］
焼鈍時、加熱温度における酸素濃度を上昇させることで、空気中の酸素を介して脱炭が進行し、鋼板表層部に軟化層が形成することができ、その結果、より好適な曲げ性を実現することができる。こうした効果を得るためには、加熱温度における酸素濃度を２体積ｐｐｍ以上にすることが好ましい。一方、加熱温度における酸素濃度の増加に伴い、焼鈍後の表層軟化厚みが増加し、ＴＳが低下することから、加熱温度における酸素濃度は３０体積ｐｐｍ以下とすることが好ましい。したがって、加熱温度における酸素濃度は２体積ｐｐｍ以上３０体積ｐｐｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは４体積ｐｐｍ以上とする。より好ましくは２８体積ｐｐｍ以下とする。さらに好ましくは５体積ｐｐｍ以上とする。さらに好ましくは２５体積ｐｐｍ以下とする。なお、上記加熱温度の温度は鋼板表面温度を基準とする。即ち、鋼板表面温度が上記加熱温度にある場合に、酸素濃度を上記範囲に調整する。
焼鈍時、加熱温度における酸素濃度を上昇させることで、空気中の酸素を介して脱炭が進行し、鋼板表層部に軟化層が形成することができ、その結果、より好適な曲げ性を実現することができる。こうした効果を得るためには、加熱温度における酸素濃度を２体積ｐｐｍ以上にすることが好ましい。一方、加熱温度における酸素濃度の増加に伴い、焼鈍後の表層軟化厚みが増加し、ＴＳが低下することから、加熱温度における酸素濃度は３０体積ｐｐｍ以下とすることが好ましい。したがって、加熱温度における酸素濃度は２体積ｐｐｍ以上３０体積ｐｐｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは４体積ｐｐｍ以上とする。より好ましくは２８体積ｐｐｍ以下とする。さらに好ましくは５体積ｐｐｍ以上とする。さらに好ましくは２５体積ｐｐｍ以下とする。なお、上記加熱温度の温度は鋼板表面温度を基準とする。即ち、鋼板表面温度が上記加熱温度にある場合に、酸素濃度を上記範囲に調整する。
［加熱温度における雰囲気の露点：－３５℃以上（好適条件）］
焼鈍時、加熱温度における雰囲気の露点を上昇させることで、空気中の水分を介して脱炭が進行し、鋼板表層部に軟化層を形成することができ、その結果、より好適な曲げ性を実現することができる。こうした効果を得るためには、加熱温度における露点を－３５℃以上にすることが好ましい。なお、加熱温度における露点の上限は特に規定しないが、焼鈍後の表層軟化厚みの増加を好適に防ぎ、ＴＳをより好適な範囲とするために、加熱温度における露点は１５℃以下であることが好ましく、より好ましくは５℃以下とする。したがって、上記加熱温度における雰囲気の露点は－３５℃以上とすることが好ましい。加熱温度における雰囲気の露点は、より好ましくは－３０℃以上とする。加熱温度における雰囲気の露点は、より好ましくは１５℃以下とする。加熱温度における雰囲気の露点は、さらに好ましくは－２５℃以上とする。加熱温度における雰囲気の露点は、さらに好ましくは５℃以下とする。なお、上記加熱温度の温度は鋼板表面温度を基準とする。即ち、鋼板表面温度が上記加熱温度にある場合に、露点を上記範囲に調整する。
焼鈍時、加熱温度における雰囲気の露点を上昇させることで、空気中の水分を介して脱炭が進行し、鋼板表層部に軟化層を形成することができ、その結果、より好適な曲げ性を実現することができる。こうした効果を得るためには、加熱温度における露点を－３５℃以上にすることが好ましい。なお、加熱温度における露点の上限は特に規定しないが、焼鈍後の表層軟化厚みの増加を好適に防ぎ、ＴＳをより好適な範囲とするために、加熱温度における露点は１５℃以下であることが好ましく、より好ましくは５℃以下とする。したがって、上記加熱温度における雰囲気の露点は－３５℃以上とすることが好ましい。加熱温度における雰囲気の露点は、より好ましくは－３０℃以上とする。加熱温度における雰囲気の露点は、より好ましくは１５℃以下とする。加熱温度における雰囲気の露点は、さらに好ましくは－２５℃以上とする。加熱温度における雰囲気の露点は、さらに好ましくは５℃以下とする。なお、上記加熱温度の温度は鋼板表面温度を基準とする。即ち、鋼板表面温度が上記加熱温度にある場合に、露点を上記範囲に調整する。
また、加熱温度以下４００℃以上における平均冷却速度は特に限定しないが、５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
［２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度：１．０℃／ｓ以上］
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度を増加することで、マルテンサイトの自己焼戻しを抑制し、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度を２０回以下とすることができる。こうした効果を得るために、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度は１．０℃／ｓ以上にする。なお、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度の上限は特に規定しないが、生産性の観点から１００．０℃／ｓ以下であることが好ましく、より好ましくは８０．０℃／ｓ以下とする。したがって、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度は１．０℃／ｓ以上とする。２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度は、好ましくは２．０℃／ｓ以上とする。２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度は、好ましくは１００．０℃／ｓ以下とする。２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度は、より好ましくは３．０℃／ｓ以上とする。２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度は、好ましくは８０．０℃／ｓ以下とする。なお、平均冷却速度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度を増加することで、マルテンサイトの自己焼戻しを抑制し、板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度を２０回以下とすることができる。こうした効果を得るために、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度は１．０℃／ｓ以上にする。なお、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度の上限は特に規定しないが、生産性の観点から１００．０℃／ｓ以下であることが好ましく、より好ましくは８０．０℃／ｓ以下とする。したがって、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度は１．０℃／ｓ以上とする。２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度は、好ましくは２．０℃／ｓ以上とする。２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度は、好ましくは１００．０℃／ｓ以下とする。２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度は、より好ましくは３．０℃／ｓ以上とする。２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度は、好ましくは８０．０℃／ｓ以下とする。なお、平均冷却速度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。
［冷却停止温度：１５０℃以下］
冷却停止温度が１５０℃を超えると、マルテンサイトの自己焼戻しが促進され、鋼板表層から板厚２００μｍ位置の板面における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度を所望の範囲に実現することができない。その結果、所望の曲げ性を実現することが困難になる。なお、冷却停止温度の下限は特に規定しないが、生産性の観点から室温以上とすることが好ましい。したがって、冷却停止温度は１５０℃以下とする。好ましくは１００℃以下とする。なお、平均停止速度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。
冷却停止温度が１５０℃を超えると、マルテンサイトの自己焼戻しが促進され、鋼板表層から板厚２００μｍ位置の板面における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度を所望の範囲に実現することができない。その結果、所望の曲げ性を実現することが困難になる。なお、冷却停止温度の下限は特に規定しないが、生産性の観点から室温以上とすることが好ましい。したがって、冷却停止温度は１５０℃以下とする。好ましくは１００℃以下とする。なお、平均停止速度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。
なお、２５０℃以下前記冷却停止温度までの冷却速度は特に規定しないが、ＴＳをより上昇するためには、亜鉛めっき処理、あるいはさらに亜鉛めっき合金化処理を施した後から前記冷却停止温度までの平均冷却速度は２℃／ｓ以上にすることが好ましく、より好ましくは５℃／ｓ以上とする。一方、生産技術上の制約から、亜鉛めっき処理、あるいはさらに亜鉛めっき合金化処理を施した後から前記冷却停止温度までの平均冷却速度は、５０℃／ｓ以下にすることが好ましく、より好ましくは４０℃／ｓ以下とする。
なお、冷延鋼板を、前記冷却停止温度から室温まで冷却してもよい。冷却停止温度から室温までの冷却速度は特に限定されず、任意の方法により室温まで冷却することができる。冷却方法としては、ガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷、及び空冷などを適用することができる。
上述の通りに、焼鈍を施した高強度鋼板を、前記冷却停止温度まで冷却した後、０．０５％以上１．００％以下の伸長率で圧延してもよい。前記冷却停止温度まで冷却した後に実施する圧延の伸長率を０．０５％以上とすることで、ＹＲを所望の範囲に制御することができる。また、前記冷却停止温度まで冷却した後における圧延の伸長率を１．００％以下とすることで、残留オーステナイトの体積率をより好適な範囲内とし、ＹＲおよびλをより好適な範囲とすることができる。したがって、前記冷却停止温度まで冷却した後における圧延の伸長率は、０．０５％以上１．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以上とする。より好ましくは０．５０％以下とする。
前記冷却停止温度まで冷却した後における圧延は、上述した連続焼鈍装置と連続した装置上で（オンラインで）行ってもよいし、上述した連続焼鈍装置とは不連続な装置上によって（オフラインで）行ってもよい。また、一回の圧延で目的の伸長率を達成してもよいし、複数回の圧延を行い、合計で０．０５％以上１．００％以下の伸長率を達成してもよい。なお、ここで記載した圧延とは一般的には調質圧延のことを指すが、調質圧延と同等の伸長率を付与できれば、テンションレベラー等による加工の方法であっても構わない。
前記冷却停止温度までの冷却後、あるいは前記冷却停止温度までの冷却後にさらに圧延した後に、高強度鋼板に焼戻し処理を施してもよい。焼戻し温度を４００℃以下とすることで、残留オーステナイトの体積率をより好適な範囲内とすることができる。したがって、焼戻し処理を施す場合には焼戻し温度は４００℃以下とすることが好ましく、より好ましくは３５０℃以下とする。
なお、前記焼戻し温度から室温までの冷却速度は特に限定されず、任意の方法により室温まで冷却することができる。冷却方法としては、ガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷、及び空冷などを適用することができる。
なお、高強度鋼板が取引対象となる場合には、通常、室温まで冷却された後、取引対象となる。
［めっき鋼板の製造方法］
上記のように製造した高強度鋼板に、めっき処理を施してめっき鋼板を得ることができる。例えば、めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき後に合金化を行う処理を例示できる。また、焼鈍と亜鉛めっきとを１ラインで連続して行ってもよい。その他、Ｚｎ－Ｎｉ電気合金めっき等の電気めっきにより、めっき層を形成してもよいし、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっきを施してもよい。なお、上記では亜鉛めっきの場合を中心に説明したが、Ｚｎめっき、Ａｌめっき等のめっき金属の種類は特に限定されない。
上記のように製造した高強度鋼板に、めっき処理を施してめっき鋼板を得ることができる。例えば、めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき後に合金化を行う処理を例示できる。また、焼鈍と亜鉛めっきとを１ラインで連続して行ってもよい。その他、Ｚｎ－Ｎｉ電気合金めっき等の電気めっきにより、めっき層を形成してもよいし、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっきを施してもよい。なお、上記では亜鉛めっきの場合を中心に説明したが、Ｚｎめっき、Ａｌめっき等のめっき金属の種類は特に限定されない。
なお、溶融亜鉛めっき処理を施すときは、高強度鋼板を、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施した後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．１０質量％以上０．２３質量％以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。また、亜鉛めっきの合金化処理を施すときは、溶融亜鉛めっき後に、４７０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す。４７０℃未満では、Ｚｎ－Ｆｅ合金化速度が過度に遅くなってしまい、生産性が損なわれる。一方、６００℃を超える温度で合金化処理を行うと、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、ＴＳが低下する場合がある。したがって、亜鉛めっきの合金化処理を行うときは、４７０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施すことが好ましく、４７０℃以上５６０℃以下の温度域で合金化処理を施すことがより好ましい。また、電気亜鉛めっき処理を施してもよい。また、めっき付着量は片面あたり２０～８０ｇ／ｍ２（両面めっき）が好ましく、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）は、下記の合金化処理を施すことによりめっき層中のＦｅ濃度を７～１５質量％とすることが好ましい。
めっき処理後に鋼板にスキンパス圧延を施してもよい。めっき処理後のスキンパス圧延での圧下率は、ＹＲを所望の範囲に制御する観点から、０．０５％以上が好ましい。なお、スキンパス圧延での圧下率の上限は特に限定しないが、生産性の観点から１．５０％以下が好ましい。スキンパス圧延は、オンラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、生産性の観点から、上記の焼鈍、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっきの合金化処理などの一連の処理は、溶融亜鉛めっきラインであるＣＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ Ｌｉｎｅ）で行うのが好ましい。溶融亜鉛めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングが可能である。なお、上記した条件以外のめっき等の条件は、溶融亜鉛めっきの常法に依ることができる。
なお、高強度めっき鋼板が取引対象となる場合には、通常、室温まで冷却された後、取引対象となる。
なお、上記した条件以外の製造条件は、常法によることができる。
［部材］
上述した高強度鋼又は高強度めっき鋼板を少なくとも一部に用いてなる部材を提供することができる。上述した高強度鋼又は高強度めっき鋼板を、一例においてはプレス加工により目的の形状に成形し、自動車部品とすることができる。なお、自動車部品は、本実施形態に係る高強度鋼板または高強度めっき鋼板以外の鋼板を、素材として含んでいてもよい。本実施形態によれば、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上であり、部品の寸法精度、伸びフランジ性、曲げ性及び耐ＬＭＥ特性を兼備した高強度鋼板を提供することができる。そのため、車体の軽量化に寄与する自動車部品として好適である。本高強度鋼又は高強度めっき鋼板は、自動車部品の中でも、特に、骨格構造部品または補強部品として使用される部材全般において好適に用いることができる。
上述した高強度鋼又は高強度めっき鋼板を少なくとも一部に用いてなる部材を提供することができる。上述した高強度鋼又は高強度めっき鋼板を、一例においてはプレス加工により目的の形状に成形し、自動車部品とすることができる。なお、自動車部品は、本実施形態に係る高強度鋼板または高強度めっき鋼板以外の鋼板を、素材として含んでいてもよい。本実施形態によれば、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上であり、部品の寸法精度、伸びフランジ性、曲げ性及び耐ＬＭＥ特性を兼備した高強度鋼板を提供することができる。そのため、車体の軽量化に寄与する自動車部品として好適である。本高強度鋼又は高強度めっき鋼板は、自動車部品の中でも、特に、骨格構造部品または補強部品として使用される部材全般において好適に用いることができる。
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを再加熱して、熱間圧延後に酸洗処理を施した後、冷間圧延を施した。熱間圧延及び冷間圧延の条件は、表２－１，２－２に示す通りとした。なお、巻取温度は５００℃、加熱温度域での保熱時間は１００ｓ、加熱温度以下４００℃以上における平均冷却速度は２０℃／ｓとした。
次いで、表２－１，２－２に示した条件で焼鈍処理を施し、高強度鋼板（ＣＲ）を得た。さらに、一部の薄鋼板にめっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、及び、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）を得た。溶融亜鉛めっき浴は、ＧＩでは、Ａｌ：０．１４～０．１９質量％含有亜鉛浴を使用し、また、ＧＡでは、Ａｌ：０．１４質量％含有亜鉛浴を使用し、浴温は４７０℃とした。めっき付着量は、ＧＩでは、片面あたり４５～７２ｇ/ｍ２（両面めっき）程度とし、また、ＧＡでは、片面あたり４５ｇ/ｍ２（両面めっき）程度とする。また、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度を９質量％以上１２質量％以下とした。めっき層をＺｎ―Ｎｉめっき層とするＥＧでは、めっき層中のＮｉ含有量を９質量％以上２５質量％以下とした。
以上のようにして得られた高強度鋼板及び高強度めっき鋼板を供試鋼として、以下の試験方法にしたがい、引張特性、伸びフランジ性、曲げ性及び耐ＬＭＥ特性を評価した。その結果を表３－１，３－２に示す。
［引張試験］
引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行った。得られた鋼板より、鋼板の圧延方向に対して直角方向となるようにＪＩＳ５号試験片を採取し、クロスヘッド速度が１．６７×１０－１ｍｍ／ｓの条件で引張試験を行い、ＹＳ、ＴＳ及びＥｌを測定した。なお、本開示では、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上を合格と判断した。また、部品の寸法精度に優れるとは、部品の寸法精度の指標である降伏比（ＹＲ）が６５％以上９０％以下の場合を良好と判断した。なお、ＹＲは上述の式（２）に記載の計算方法で算出した。
引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行った。得られた鋼板より、鋼板の圧延方向に対して直角方向となるようにＪＩＳ５号試験片を採取し、クロスヘッド速度が１．６７×１０－１ｍｍ／ｓの条件で引張試験を行い、ＹＳ、ＴＳ及びＥｌを測定した。なお、本開示では、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上を合格と判断した。また、部品の寸法精度に優れるとは、部品の寸法精度の指標である降伏比（ＹＲ）が６５％以上９０％以下の場合を良好と判断した。なお、ＹＲは上述の式（２）に記載の計算方法で算出した。
［穴広げ試験］
穴広げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に準拠して行った。得られた鋼板より、１００ｍｍ×１００ｍｍに剪断後、クリアランス１２．５％で直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた後、内径７５ｍｍのダイスを用いてしわ押さえ力９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で抑えた状態で、頂角６０°の円錐ポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定し、下記の式から、限界穴広げ率：λ（％）を求め、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価した。
限界穴広げ率：λ（％）＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
ただし、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。なお、本開示では、伸びフランジ性の指標である穴広げ率（λ）の値が鋼板の強度に関係なく２５％以上の場合を、伸びフランジ性が良好と判断した。
穴広げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に準拠して行った。得られた鋼板より、１００ｍｍ×１００ｍｍに剪断後、クリアランス１２．５％で直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた後、内径７５ｍｍのダイスを用いてしわ押さえ力９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で抑えた状態で、頂角６０°の円錐ポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定し、下記の式から、限界穴広げ率：λ（％）を求め、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価した。
限界穴広げ率：λ（％）＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
ただし、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。なお、本開示では、伸びフランジ性の指標である穴広げ率（λ）の値が鋼板の強度に関係なく２５％以上の場合を、伸びフランジ性が良好と判断した。
［曲げ試験］
曲げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠して行った。得られた鋼板より、鋼板の圧延方向に対して平行方向が曲げ試験の軸方向となるように、幅が３０ｍｍ、長さが１００ｍｍの短冊状の試験片を採取した。その後、押込み荷重が１００ｋＮ、押付け保持時間が５秒とする条件で、９０°Ｖ曲げ試験を行った。なお、本開示では、曲げ性は曲げ試験の合格率で評価し、曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除した値Ｒ／ｔが５以下となる最大のＲ（例えば、板厚が１．２ｍｍの場合、曲げ半径は６．０ｍｍ）において、５サンプルの曲げ試験を実施し、次いで、曲げ頂点の稜線部における亀裂発生有無の評価を行い、５サンプルとも割れない場合を、曲げ性が「優」と判断した。また、５サンプルのうち一つ以上のサンプルで２００μｍ未満の微小割れが発生する場合を、曲げ性が「良」と判断した。さらに、５サンプルのうち一つ以上のサンプルで２００μｍ以上の微小割れが発生する場合を、曲げ性が「劣」と判断した。ここで、亀裂発生有無は、曲げ頂点の稜線部をデジタルマイクロスコープ（ＲＨ－２０００：株式会社ハイロックス製）を用いて、４０倍の倍率で測定することにより評価した。
曲げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠して行った。得られた鋼板より、鋼板の圧延方向に対して平行方向が曲げ試験の軸方向となるように、幅が３０ｍｍ、長さが１００ｍｍの短冊状の試験片を採取した。その後、押込み荷重が１００ｋＮ、押付け保持時間が５秒とする条件で、９０°Ｖ曲げ試験を行った。なお、本開示では、曲げ性は曲げ試験の合格率で評価し、曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除した値Ｒ／ｔが５以下となる最大のＲ（例えば、板厚が１．２ｍｍの場合、曲げ半径は６．０ｍｍ）において、５サンプルの曲げ試験を実施し、次いで、曲げ頂点の稜線部における亀裂発生有無の評価を行い、５サンプルとも割れない場合を、曲げ性が「優」と判断した。また、５サンプルのうち一つ以上のサンプルで２００μｍ未満の微小割れが発生する場合を、曲げ性が「良」と判断した。さらに、５サンプルのうち一つ以上のサンプルで２００μｍ以上の微小割れが発生する場合を、曲げ性が「劣」と判断した。ここで、亀裂発生有無は、曲げ頂点の稜線部をデジタルマイクロスコープ（ＲＨ－２０００：株式会社ハイロックス製）を用いて、４０倍の倍率で測定することにより評価した。
［耐ＬＭＥ特性］
耐ＬＭＥ特性は、高温引張試験により判断した。高強度鋼板（ＣＲ）、及び、各めっき鋼板（ＧＩ、ＧＡ、ＥＧ）について、鋼板の圧延方向に対して直角方向が高温引張試験の引張方向となるように、幅が１０５ｍｍ、長さが２５ｍｍの短冊状のサンプルを採取した。その後、幅が９９ｍｍ、長さが２０ｍｍとなるようサンプルの端面を研削した。次いで、肩部の半径が２０ｍｍ、平行部の幅が５ｍｍ、平行部の長さが２０ｍｍの引張試験片を作製した。さらに、ノッチ半径が２ｍｍ、ノッチ先端間の距離が３ｍｍのノッチを引張試験片の平行部の中央に付与し、切欠き付引張試験片を得た。なお、電極との接触性を確保する観点から、鋼板の片側を研削し、板厚を１．０ｍｍに調整した。得られた切欠き付引張試験片を用いて、熱間加工再現装置（サーメックマスターＺ）を使用し、高温引張試験を行った。９００℃まで１００℃／ｓで昇温した後、すぐに４０℃／ｓでガス冷却し、７００℃に到達後、直ちに５０ｍｍ／ｓのクロスヘッド速度で破断まで引張試験を行った。試験片破断後は１００℃／ｓで２００℃以下までガス冷却した。
耐ＬＭＥ特性は、高温引張試験により判断した。高強度鋼板（ＣＲ）、及び、各めっき鋼板（ＧＩ、ＧＡ、ＥＧ）について、鋼板の圧延方向に対して直角方向が高温引張試験の引張方向となるように、幅が１０５ｍｍ、長さが２５ｍｍの短冊状のサンプルを採取した。その後、幅が９９ｍｍ、長さが２０ｍｍとなるようサンプルの端面を研削した。次いで、肩部の半径が２０ｍｍ、平行部の幅が５ｍｍ、平行部の長さが２０ｍｍの引張試験片を作製した。さらに、ノッチ半径が２ｍｍ、ノッチ先端間の距離が３ｍｍのノッチを引張試験片の平行部の中央に付与し、切欠き付引張試験片を得た。なお、電極との接触性を確保する観点から、鋼板の片側を研削し、板厚を１．０ｍｍに調整した。得られた切欠き付引張試験片を用いて、熱間加工再現装置（サーメックマスターＺ）を使用し、高温引張試験を行った。９００℃まで１００℃／ｓで昇温した後、すぐに４０℃／ｓでガス冷却し、７００℃に到達後、直ちに５０ｍｍ／ｓのクロスヘッド速度で破断まで引張試験を行った。試験片破断後は１００℃／ｓで２００℃以下までガス冷却した。
上記の通り高温引張試験に供した試験片の破断部について、試験片の引張方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるように、切断により板厚減少率測定用サンプルを採取し、上述の式（３）で示す板厚減少率を求めた。なお、本開示では、板厚減少率が０．２０以上の場合、耐ＬＭＥ特性に優れると判断した。
また、前述した方法にしたがって、マルテンサイト及びフェライトの面積率、残留オーステナイトの体積率、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値、鋼板表層から板厚２００μｍ位置の板面における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度、及び、表層軟化厚みを求めた。また、残部組織について、以下に記載の方法にて観察した。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるよう試料を切り出した後、観察面をダイヤモンドペーストを用いて鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨を施し、さらに、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させた。加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）を用いて、鋼板の板厚の１／４位置を観察位置とし、５０００倍の倍率で、１７μｍ×２３μｍの視野範囲で３視野観察する。得られた組織画像から残部組織としてセメンタイトを識別した。
表３－１，３－２に示すように、本発明例では、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上であり、部品の寸法精度、伸びフランジ性、曲げ性及び耐ＬＭＥ特性がいずれも優れている。一方、比較例では、強度（ＴＳ）、部品の寸法精度（ＹＲ）、伸びフランジ性（λ）、曲げ性及び耐ＬＭＥ特性のいずれか一つ以上が劣っている。
以上、本開示の実施の形態について説明したが、本開示は、こうした実施形態に限定されるものではない。すなわち、本実施の形態に基づいて当業者等によりなされる他の実施の形態、実施例及び運用技術などは全て本開示の範疇に含まれる。例えば、上記した製造方法における一連の熱処理においては、熱履歴条件さえ満足すれば、鋼板に熱処理を施す設備等は特に限定されるものではない。
本開示に係る高強度鋼板を、例えば、自動車部品等の構造部材に適用することによって、車体軽量化による燃費向上を図ることができる。
Claims (21)
- 質量％で、
Ｃ：０．０９０％以上０．３９０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、
Ｍｎ：２．００％以上４．００％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０．００２％以上０．１００％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下及び
Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下を含有するとともに、
［％Ｓｉ］／［％Ｍｎ］が０．１０以上０．６０以下の関係を満たし、
下記（１）式から求められるフリーＴｉ量が０．００１質量％以上の関係を満たし、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
鋼板表層において、Ｎｂの固溶量及び１００ｎｍ以下の析出量の合計が０．００２質量％以上であり、
板厚１／４位置において、
マルテンサイトの面積率が７８％以上、
フェライトの面積率が１０％以下、
残留オーステナイトの体積率が１０．０％未満、
旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値が２．０以下であり、
板厚２００μｍ位置における板幅方向の１５００μｍ当たりの硬さ変動頻度が２０回以下である、鋼組織とを有し、
引張強さが１１８０ＭＰａ以上である、高強度鋼板。
記
フリーＴｉ量（％）＝［％Ｔｉ］－（４７．９／１４．０）×［％Ｎ］－（４７．９／３２．１）×［％Ｓ］・・・（１）
なお、（１）式中の［％Ｘ］は、鋼中の元素Ｘの含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。 - 前記鋼組織は、さらに、表層軟化厚みが１０μｍ以上１００μｍ以下である、請求項１に記載の高強度鋼板。
- 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｖ：０．２００％以下、
Ｔａ：０．１０％以下、
Ｗ：０．１０％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｏ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．１００％以下、
Ｔｅ：０．１００％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下及び
Ｂｉ：０．２００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、請求項１または２に記載の高強度鋼板。 - 請求項１または２に記載の高強度鋼板の少なくとも片面にめっき層を有する、高強度めっき鋼板。
- 請求項３に記載の高強度鋼板の少なくとも片面にめっき層を有する、高強度めっき鋼板。
- 請求項１に記載の高強度鋼板を製造するための方法であって、
請求項１に記載の成分組成を有する鋼スラブを１１５０℃以上のスラブ加熱温度にて１００分以上保熱し、
次いで、前記鋼スラブに、粗圧延終了温度を１０５０℃以上、かつ仕上げ圧延開始温度を１０００℃以上とする熱間圧延を施して熱延板とし、
次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
次いで、前記熱延板に、累積圧下率を２０％以上７５％以下として冷間圧延を施して冷延板とし、
次いで、前記冷延板に対し、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度が１０℃／ｓ以上、かつ７５０℃から加熱温度までの滞留時間が４０ｓ以上となる条件で、８２０℃以上の前記加熱温度まで加熱し、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上として、１５０℃以下まで冷却する焼鈍工程を行って、高強度鋼板を得る、高強度鋼板の製造方法。 - 請求項３に記載の高強度鋼板を製造するための方法であって、
請求項３に記載の成分組成を有する鋼スラブを１１５０℃以上のスラブ加熱温度にて１００分以上保熱し、
次いで、前記鋼スラブに、粗圧延終了温度を１０５０℃以上、かつ仕上げ圧延開始温度を１０００℃以上とする熱間圧延を施して熱延板とし、
次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
次いで、前記熱延板に、累積圧下率を２０％以上７５％以下として冷間圧延を施して冷延板とし、
次いで、前記冷延板に対し、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度が１０℃／ｓ以上、かつ７５０℃から加熱温度までの滞留時間が４０ｓ以上となる条件で、８２０℃以上の前記加熱温度まで加熱し、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上として、１５０℃以下まで冷却する焼鈍工程を行って、高強度鋼板を得る、高強度鋼板の製造方法。 - 前記加熱温度における雰囲気の酸素濃度が２体積ｐｐｍ以上３０体積ｐｐｍ以下、かつ雰囲気の露点が－３５℃以上である、請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記加熱温度における雰囲気の酸素濃度が２体積ｐｐｍ以上３０体積ｐｐｍ以下、かつ雰囲気の露点が－３５℃以上である、請求項７に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 請求項６に記載の焼鈍工程後、前記高強度鋼板の少なくとも片面にめっき処理を施して高強度めっき鋼板を得る、めっき工程を行う、高強度めっき鋼板の製造方法。
- 請求項７に記載の焼鈍工程後、前記高強度鋼板の少なくとも片面にめっき処理を施して高強度めっき鋼板を得る、めっき工程を行う、高強度めっき鋼板の製造方法。
- 請求項８に記載の焼鈍工程後、前記高強度鋼板の少なくとも片面にめっき処理を施して高強度めっき鋼板を得る、めっき工程を行う、高強度めっき鋼板の製造方法。
- 請求項９に記載の焼鈍工程後、前記高強度鋼板の少なくとも片面にめっき処理を施して高強度めっき鋼板を得る、めっき工程を行う、高強度めっき鋼板の製造方法。
- 請求項１または２に記載の高強度鋼板を少なくとも一部に用いてなる、部材。
- 請求項３に記載の高強度めっき鋼板を少なくとも一部に用いてなる、部材。
- 請求項４に記載の高強度めっき鋼板を少なくとも一部に用いてなる、部材。
- 請求項５に記載の高強度めっき鋼板を少なくとも一部に用いてなる、部材。
- 自動車の骨格構造部品用、または自動車の補強部品用である、請求項１４に記載の部材。
- 自動車の骨格構造部品用、または自動車の補強部品用である、請求項１５に記載の部材。
- 自動車の骨格構造部品用、または自動車の補強部品用である、請求項１６に記載の部材。
- 自動車の骨格構造部品用、または自動車の補強部品用である、請求項１７に記載の部材。
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