JP7255759B1 - 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、引張強さ１１８０ＭＰａ以上で優れた曲げ性と靭性とを兼ね備えた高降伏比の高強度鋼板及びその製造方法を提供する。本発明の高強度鋼板は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記式（１）を満足する成分組成を有し、マルテンサイト及びベイナイトの面積率の合計が９５％以上であり、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、旧オーステナイト粒界のＢ濃度が質量％で０．１０％以上であり、マルテンサイト粒界に沿ってＣ濃化領域を有し、前記Ｃ濃化領域は、鋼中のＣ含有量の４．０倍以上のＣ濃度を有し、前記マルテンサイト粒界と直交する方向において３ｎｍ以上１００ｎｍ以下の濃化幅を有し、かつ前記マルテンサイト粒界に平行な方向において１００ｎｍ以上の長さを有するものである。（［％Ｎ］／１４）／（［％Ｔｉ］／４７．９）＜１.０…（１）
Description
本発明は，高強度鋼板及びそれらの製造方法，並びに部材に関する。
自動車用鋼板では，車体軽量化による燃費向上のため，高強度化が求められている。骨格部品では引張強さ１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が必要となっている。また，鋼板をプレス加工し所望の形状に加工するために，鋼板には高い曲げ性が要求されている。さらに衝突安全性の観点から，強度に加え，衝突時に乗員の居住空間を確保するよう，容易に変形しないことが求められる自動車部品もある。このような自動車部品には高降伏比の鋼板の使用が望まれる。加えて，自動車部品が衝突時に破断しないように，高い靭性も必要である。
特許文献１には加工性及び低温靭性に優れた高強度鋼板及びその製造方法が開示されている。特許文献２には，成形性及び耐衝撃特性にすぐれた高強度鋼板，及び，成形性及び耐衝撃特性に優れた高強度鋼板の製造方法が開示されている。特許文献３には高降伏比型高強度鋼板及びその製造方法が開示されている。
しかしながら，特許文献１及び２では，降伏比について考慮されていない。特許文献３では靭性について考慮されていない。
上述のように，引張強さ１１８０ＭＰａ以上で曲げ性と靭性とに優れ，高降伏比の高強度鋼板を製造することは，従来技術では困難である。
本発明は，かかる事情に鑑みてなされたもので，引張強さ１１８０ＭＰａ以上で優れた曲げ性と靭性とを兼ね備えた高降伏比の高強度鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
なお，本発明において，高強度とは，ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して測定した引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上であることを意味する。
また，曲げ性に優れるとは，ＪＩＳＺ２２４８に準拠して実施した曲げ試験において，曲げ頂点の稜線部において割れないことを意味する。
また，靭性に優れるとは，ＪＩＳ Ｚ２２４２に準拠して実施したシャルピー衝撃試験において，脆性－延性遷移温度が－４０°Ｃ以下であることを意味する。
また，高降伏比とは，ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して測定した降伏強度と引張強さとの比ＹＳ／ＴＳが０．８０以上であることを意味する。
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）曲げ加工時の亀裂の発生，進展，及び脆性破壊時の破壊経路は，旧オーステナイト粒界に沿う。そのため，結晶粒径を微細化して破壊経路を複雑化すること，及び結晶粒界の強度を高めることが曲げ性を向上する上で効果的である。旧オーステナイト粒の微細化には，焼鈍温度をオーステナイト単相域である８５０℃以上で極力小さくすることが有効である。一方で，粒界の強化にはＢを粒界偏析させることが有効であるが，Ｂの粒界偏析量は高温で焼鈍するほど大きくなる。そこで，結晶粒径を微細に保ちながらＢの粒界偏析量を増加させるために，８５０℃近傍で焼鈍して微細なオーステナイト粒を得たのち，急速加熱と急速冷却とを行う。これにより，結晶粒成長を抑制しながら拡散によるＢの粒界偏析を促し，オーステナイト粒径の微細化とＢの粒界偏析とを同時に達成することができる。
（２）焼入れたマルテンサイト組織に存在する転位は，低い応力で容易にすべり運動を起こす可動転位であり，このためにマルテンサイト組織の降伏応力は低い。しかしながら，焼入れ後の鋼板にわずかに加工を施すと，これら転位は結晶粒界に近傍に移動しそこで絡まりあい不動転位となる。これにより鋼板の降伏比を高めることができる。
（３）鋼板を低温で焼戻すことで，炭素が転位上に偏析あるいはクラスター析出を生じる。転位が結晶粒界近傍に集積した加工後の鋼板を，低温で焼戻すことで，粒界に沿ってネットワーク上にＣ濃度の高い領域（Ｃ濃化領域）が形成し，粒界近傍の強度を大幅に上昇させる。Ｃは粒界に加え粒界を挟む母相にも濃化するため，その強度上昇効果は極めて大きい。粒界が容易に変形しなくなるため，Ｃ濃化領域が形成することにより降伏比も大きく上昇する。
本発明は，上記知見に基づいてなされたものである。すなわち，本発明の要旨構成は以下のとおりである。
［１］ 質量％で，
Ｃ： ０．１０％以上０．３０以下，
Ｓｉ： ０．２０％以上１．２０％以下，
Ｍｎ： ２．５％以上４．０％以下，
Ｐ： ０．０５０％以下，
Ｓ： ０．０２０％以下，
Ａｌ： ０．１０％以下，
Ｎ： ０．０１％以下，
Ｔｉ： ０．１００％以下，
Ｎｂ： ０．００２％以上０．０５０％以下及び
Ｂ： ０．０００５％以上０．００５０％以下
を含有し，残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり，下記式（１）を満足する成分組成を有し，
マルテンサイト及びベイナイトの面積率の合計が９５％以上であり，
旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が１０μｍ以下であり，
旧オーステナイト粒界のＢ濃度が質量％で０．１０％以上であり，
マルテンサイト粒界に沿ってＣ濃化領域を有し，
前記Ｃ濃化領域のＣ濃度が鋼中のＣ含有量の４．０倍以上であり，
前記マルテンサイト粒界と直交する方向において３ｎｍ以上１００ｎｍ以下の濃化幅を有し，かつ前記マルテンサイト粒界に平行な方向において１００ｎｍ以上の長さを有する，高強度鋼板。
（［％Ｎ］／１４）／（［％Ｔｉ］／４７．９）＜１．０…（１）
式（１）において，［％Ｎ］及び［％Ｔｉ］はそれぞれＮ及びＴｉの鋼中含有量（質量％）を示す。
Ｃ： ０．１０％以上０．３０以下，
Ｓｉ： ０．２０％以上１．２０％以下，
Ｍｎ： ２．５％以上４．０％以下，
Ｐ： ０．０５０％以下，
Ｓ： ０．０２０％以下，
Ａｌ： ０．１０％以下，
Ｎ： ０．０１％以下，
Ｔｉ： ０．１００％以下，
Ｎｂ： ０．００２％以上０．０５０％以下及び
Ｂ： ０．０００５％以上０．００５０％以下
を含有し，残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり，下記式（１）を満足する成分組成を有し，
マルテンサイト及びベイナイトの面積率の合計が９５％以上であり，
旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が１０μｍ以下であり，
旧オーステナイト粒界のＢ濃度が質量％で０．１０％以上であり，
マルテンサイト粒界に沿ってＣ濃化領域を有し，
前記Ｃ濃化領域のＣ濃度が鋼中のＣ含有量の４．０倍以上であり，
前記マルテンサイト粒界と直交する方向において３ｎｍ以上１００ｎｍ以下の濃化幅を有し，かつ前記マルテンサイト粒界に平行な方向において１００ｎｍ以上の長さを有する，高強度鋼板。
（［％Ｎ］／１４）／（［％Ｔｉ］／４７．９）＜１．０…（１）
式（１）において，［％Ｎ］及び［％Ｔｉ］はそれぞれＮ及びＴｉの鋼中含有量（質量％）を示す。
［２］ 前記成分組成が，さらに質量％で，
Ｖ： ０．１００以下，
Ｍｏ： ０．５００％以下，
Ｃｒ： １．００％以下，
Ｃｕ： １．００％以下，
Ｎｉ： ０．５０％以下，
Ｓｂ： ０．２００％以下，
Ｓｎ： ０．２００％以下，
Ｔａ： ０．２００％以下，
Ｗ： ０．４００％以下，
Ｚｒ： ０．０２００％以下，
Ｃａ： ０．０２００％以下，
Ｍｇ： ０．０２００％以下，
Ｃｏ： ０．０２０％以下，
ＲＥＭ： ０．０２００％以下，
Ｔｅ： ０．０２０％以下，
Ｈｆ： ０．１０％以下及び
Ｂｉ： ０．２００％以下
のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する，前記［１］に記載の高強度鋼板。
Ｖ： ０．１００以下，
Ｍｏ： ０．５００％以下，
Ｃｒ： １．００％以下，
Ｃｕ： １．００％以下，
Ｎｉ： ０．５０％以下，
Ｓｂ： ０．２００％以下，
Ｓｎ： ０．２００％以下，
Ｔａ： ０．２００％以下，
Ｗ： ０．４００％以下，
Ｚｒ： ０．０２００％以下，
Ｃａ： ０．０２００％以下，
Ｍｇ： ０．０２００％以下，
Ｃｏ： ０．０２０％以下，
ＲＥＭ： ０．０２００％以下，
Ｔｅ： ０．０２０％以下，
Ｈｆ： ０．１０％以下及び
Ｂｉ： ０．２００％以下
のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する，前記［１］に記載の高強度鋼板。
［３］ 前記［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。
［４］ 前記［１］または［２］の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延板とし，
前記熱延板に冷間圧延を施して冷延板とし，
前記冷延板を，８５０℃以上９２０℃以下の第一加熱温度まで加熱して１０ｓ以上保持し，次いで，１０００℃以上１２００℃以下の第二加熱温度まで５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で昇温し，該第二加熱温度に到達後５秒以内に，５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５００℃以下まで冷却する，焼鈍工程を行い，
前記焼鈍工程の後，前記冷延板を伸長率０．５％以上にて圧延して第二冷延板を得る，圧延工程を行い，
前記圧延工程の後，前記第二冷延板を７０℃以上２００℃以下の再加熱温度に６００ｓ以上保持する再加熱工程を行なって高強度鋼板を得る，高強度鋼板の製造方法。
前記熱延板に冷間圧延を施して冷延板とし，
前記冷延板を，８５０℃以上９２０℃以下の第一加熱温度まで加熱して１０ｓ以上保持し，次いで，１０００℃以上１２００℃以下の第二加熱温度まで５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で昇温し，該第二加熱温度に到達後５秒以内に，５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５００℃以下まで冷却する，焼鈍工程を行い，
前記焼鈍工程の後，前記冷延板を伸長率０．５％以上にて圧延して第二冷延板を得る，圧延工程を行い，
前記圧延工程の後，前記第二冷延板を７０℃以上２００℃以下の再加熱温度に６００ｓ以上保持する再加熱工程を行なって高強度鋼板を得る，高強度鋼板の製造方法。
［５］ 前記［４］に記載の焼鈍工程の後，再加熱工程の前に，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，めっき工程を有する，高強度めっき鋼板の製造方法。
［６］ 前記［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。
［７］ 前記［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。
本発明によれば，引張強さ１１８０ＭＰａ以上で優れた曲げ性と靭性とを兼ね備えた高降伏比の高強度鋼板及びその製造方法を提供することができる。
以下，本発明の実施形態について説明する。なお，本発明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。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： ０．１０％以上０．３０以下
Ｃはマルテンサイト組織及びベイナイト組織を強化することに加え，旧オーステナイト粒界近傍に集積した転位に偏析して粒界を強化し，曲げ性，靭性及び降伏比を高める効果を有する。Ｃ含有量が０．１０％未満では，マルテンサイト及びベイナイトの面積率が低下し，１１８０ＭＰａ以上のＴＳが得られない。Ｃ含有量が０．３０％超では，焼鈍時にＢと鉄との炭ホウ化物を形成し，旧オーステナイト粒界に十分な量のＢを偏析させることができない。Ｃ含有量は，好ましくは０．１１％以上とする。また，Ｃ含有量は，好ましくは０．２８％以下とする。
Ｃはマルテンサイト組織及びベイナイト組織を強化することに加え，旧オーステナイト粒界近傍に集積した転位に偏析して粒界を強化し，曲げ性，靭性及び降伏比を高める効果を有する。Ｃ含有量が０．１０％未満では，マルテンサイト及びベイナイトの面積率が低下し，１１８０ＭＰａ以上のＴＳが得られない。Ｃ含有量が０．３０％超では，焼鈍時にＢと鉄との炭ホウ化物を形成し，旧オーステナイト粒界に十分な量のＢを偏析させることができない。Ｃ含有量は，好ましくは０．１１％以上とする。また，Ｃ含有量は，好ましくは０．２８％以下とする。
Ｓｉ： ０．２０％以上１．２０％以下
Ｓｉは固溶強化に有効な元素であり，０．２０％以上の添加を必要とする。一方，Ｓｉはフェライトを安定させる元素であり，変態点を上昇させる。そのため，Ｓｉ含有量が１．２０％超では，旧オーステナイト粒径を１０μｍ以下とすることが困難となる。Ｓｉ含有量は，好ましくは，０．５０％以上とする。Ｓｉ含有量は，好ましくは，１．１０％以下とする。
Ｓｉは固溶強化に有効な元素であり，０．２０％以上の添加を必要とする。一方，Ｓｉはフェライトを安定させる元素であり，変態点を上昇させる。そのため，Ｓｉ含有量が１．２０％超では，旧オーステナイト粒径を１０μｍ以下とすることが困難となる。Ｓｉ含有量は，好ましくは，０．５０％以上とする。Ｓｉ含有量は，好ましくは，１．１０％以下とする。
Ｍｎ： ２．５％以上４．０％以下
Ｍｎは焼入れ性向上に有効である。Ｍｎ含有量が２．５％未満では，マルテンサイト及びベイナイトの面積率が低下し，強度が低下する。一方で，Ｍｎ含有量が４．０％超では偏析部が過度に硬質化し曲げ性が低下する。Ｍｎ含有量は，好ましくは，２．８％以上とする。Ｍｎ含有量は，好ましくは，３．５％以下とする。
Ｍｎは焼入れ性向上に有効である。Ｍｎ含有量が２．５％未満では，マルテンサイト及びベイナイトの面積率が低下し，強度が低下する。一方で，Ｍｎ含有量が４．０％超では偏析部が過度に硬質化し曲げ性が低下する。Ｍｎ含有量は，好ましくは，２．８％以上とする。Ｍｎ含有量は，好ましくは，３．５％以下とする。
Ｐ： ０．０５０％以下
Ｐは旧オーステナイト粒界に偏析し靭性を低下させるため，Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。Ｐ含有量の下限は特に設けず，０％であってもよいが，０．００１％未満とするのは製造コストを増加させるため，０．００１％以上が好ましい。Ｐ含有量は，好ましくは０．０２５％以下とする。
Ｐは旧オーステナイト粒界に偏析し靭性を低下させるため，Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。Ｐ含有量の下限は特に設けず，０％であってもよいが，０．００１％未満とするのは製造コストを増加させるため，０．００１％以上が好ましい。Ｐ含有量は，好ましくは０．０２５％以下とする。
Ｓ： ０．０２０％以下
Ｓは旧オーステナイト粒界に偏析し靭性を低下させるため，０．０２０％以下とする。Ｓ含有量の下限は特に設けないが，０．０００１％未満とするのは製造コストを増加させるため，０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｓ含有量は，好ましくは０．０１８％以下とする。
Ｓは旧オーステナイト粒界に偏析し靭性を低下させるため，０．０２０％以下とする。Ｓ含有量の下限は特に設けないが，０．０００１％未満とするのは製造コストを増加させるため，０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｓ含有量は，好ましくは０．０１８％以下とする。
Ａｌ： ０．１０％以下
Ａｌは脱酸材として作用する元素であり，そのような効果を得るためにＡｌ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。一方，Ａｌ含有量が０．１０％超ではフェライトを生成しやすくなり強度が低下する。Ａｌ含有量は，０．０５％以下とすることが好ましい。
Ａｌは脱酸材として作用する元素であり，そのような効果を得るためにＡｌ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。一方，Ａｌ含有量が０．１０％超ではフェライトを生成しやすくなり強度が低下する。Ａｌ含有量は，０．０５％以下とすることが好ましい。
Ｎ： ０．０１％以下
ＮはＮｂ及びＢと窒化物を形成し，Ｎｂ及びＢの添加効果を下げる。そのため０．０１％以下とする。下限は特に設けないが，製造コストの観点から０．０００１％以上とすることが好ましい。
ＮはＮｂ及びＢと窒化物を形成し，Ｎｂ及びＢの添加効果を下げる。そのため０．０１％以下とする。下限は特に設けないが，製造コストの観点から０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｔｉ： ０．１００％以下
Ｔｉは鋼中のＮをＴｉＮとして固定し，ＢＮやＮｂＮの生成を抑制する効果を有する。これらの効果を得るために，Ｔｉ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。一方，Ｔｉ含有量が０．１００％超では，粗大なＴｉ炭化物が粒界上に形成し，靭性が低下する。Ｔｉ含有量は好ましくは０．０５％以下とする。
Ｔｉは鋼中のＮをＴｉＮとして固定し，ＢＮやＮｂＮの生成を抑制する効果を有する。これらの効果を得るために，Ｔｉ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。一方，Ｔｉ含有量が０．１００％超では，粗大なＴｉ炭化物が粒界上に形成し，靭性が低下する。Ｔｉ含有量は好ましくは０．０５％以下とする。
Ｎｂ： ０．００２％以上０．０５０％以下
Ｎｂは固溶もしくは微細な炭化物として析出し，オーステナイト粒の焼鈍中の成長を抑制する。このような効果を得るため，Ｎｂ含有量は０．００２％以上とする。一方で，Ｎｂ含有量が０．０５０％超では効果が飽和するばかりか，粗大なＮｂ炭化物が析出し靭性が低下する。Ｎｂ含有量は，好ましくは０．００５％以上とする。また，Ｎｂ含有量は，好ましくは０．０４０％以下である。
Ｎｂは固溶もしくは微細な炭化物として析出し，オーステナイト粒の焼鈍中の成長を抑制する。このような効果を得るため，Ｎｂ含有量は０．００２％以上とする。一方で，Ｎｂ含有量が０．０５０％超では効果が飽和するばかりか，粗大なＮｂ炭化物が析出し靭性が低下する。Ｎｂ含有量は，好ましくは０．００５％以上とする。また，Ｎｂ含有量は，好ましくは０．０４０％以下である。
Ｂ： ０．０００５％以上０．００５０％以下
Ｂは旧オーステナイト粒界に偏析し粒界強度を高める効果を有する。そのような効果をえるためにＢ含有量は０．０００５％以上とする。一方で，Ｂ含有量が０．００５０％超では炭ホウ化物が形成し靭性が低下する。Ｂ含有量は，好ましくは０．００１０％以上とする。また，Ｂ含有量は，好ましくは０．００３０％以下とする。
Ｂは旧オーステナイト粒界に偏析し粒界強度を高める効果を有する。そのような効果をえるためにＢ含有量は０．０００５％以上とする。一方で，Ｂ含有量が０．００５０％超では炭ホウ化物が形成し靭性が低下する。Ｂ含有量は，好ましくは０．００１０％以上とする。また，Ｂ含有量は，好ましくは０．００３０％以下とする。
（［％Ｎ］／１４）／（［％Ｔｉ］／４７．９）＜１．０…（１）
上述したＢ及びＮｂの添加効果を得るために，これらの元素と容易に結合するＮはＴｉにより固定する必要がある。そのためにＮのモル分率をＴｉのモル分率よりも小さくする。すなわち，上記式（１）を満足するようにＮ及びＴｉの鋼中含有量を調整する。なお，式（１）において，［％Ｎ］及び［％Ｔｉ］はそれぞれＮ及びＴｉの鋼中含有量（質量％）を示す。
上述したＢ及びＮｂの添加効果を得るために，これらの元素と容易に結合するＮはＴｉにより固定する必要がある。そのためにＮのモル分率をＴｉのモル分率よりも小さくする。すなわち，上記式（１）を満足するようにＮ及びＴｉの鋼中含有量を調整する。なお，式（１）において，［％Ｎ］及び［％Ｔｉ］はそれぞれＮ及びＴｉの鋼中含有量（質量％）を示す。
［任意成分］
本実施形態に係る高強度冷延鋼板は，上記の成分組成に加えて，さらに質量％で，Ｖ：０．１００以下，Ｍｏ：０．５００％以下，Ｃｒ：１．００％以下，Ｃｕ：１．００％以下，Ｎｉ：０．５０％以下，Ｓｂ：０．２００％以下，Ｓｎ：０．２００％以下，Ｔａ：０．２００％以下，Ｗ：０．４００％以下，Ｚｒ：０．０２００％以下，Ｃａ：０．０２００％以下，Ｍｇ：０．０２００％以下，Ｃｏ：０．０２０％以下，ＲＥＭ：０．０２００％以下，Ｔｅ：０．０２０％以下，Ｈｆ：０．１０％以下及びＢｉ：０．２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有してもよい。
本実施形態に係る高強度冷延鋼板は，上記の成分組成に加えて，さらに質量％で，Ｖ：０．１００以下，Ｍｏ：０．５００％以下，Ｃｒ：１．００％以下，Ｃｕ：１．００％以下，Ｎｉ：０．５０％以下，Ｓｂ：０．２００％以下，Ｓｎ：０．２００％以下，Ｔａ：０．２００％以下，Ｗ：０．４００％以下，Ｚｒ：０．０２００％以下，Ｃａ：０．０２００％以下，Ｍｇ：０．０２００％以下，Ｃｏ：０．０２０％以下，ＲＥＭ：０．０２００％以下，Ｔｅ：０．０２０％以下，Ｈｆ：０．１０％以下及びＢｉ：０．２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有してもよい。
Ｖ： ０．１００以下
Ｖは微細な炭化物を形成し強度を上げる効果を有する。Ｖ含有量が０．１００％超では粗大なＶ炭化物が析出し靭性が低下する。Ｖ含有量の下限は特に限定されず，０．０００％であってもよいが，微細な炭化物を形成し強度を上げる効果を有することから，０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｖは微細な炭化物を形成し強度を上げる効果を有する。Ｖ含有量が０．１００％超では粗大なＶ炭化物が析出し靭性が低下する。Ｖ含有量の下限は特に限定されず，０．０００％であってもよいが，微細な炭化物を形成し強度を上げる効果を有することから，０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｍｏ： ０．５００％以下
Ｍｏは焼入れ性を向上しベイナイト及びマルテンサイト分率を高める効果を有する。Ｍｏ 含有量が０．５００％超では効果が飽和する。Ｍｏ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，焼入れ性を向上しベイナイト及びマルテンサイト分率を高める効果を有することから，０．０１０％以上とすることが好ましい。
Ｍｏは焼入れ性を向上しベイナイト及びマルテンサイト分率を高める効果を有する。Ｍｏ 含有量が０．５００％超では効果が飽和する。Ｍｏ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，焼入れ性を向上しベイナイト及びマルテンサイト分率を高める効果を有することから，０．０１０％以上とすることが好ましい。
Ｃｒ： １．００％以下
Ｃｒは焼入れ性を向上しベイナイト及びマルテンサイト分率を高める効果を有する。Ｃｒ含有量が１．００％超では効果が飽和する。Ｃｒ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，焼入れ性を向上しベイナイト及びマルテンサイト分率を高める効果を有することから，０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｃｒは焼入れ性を向上しベイナイト及びマルテンサイト分率を高める効果を有する。Ｃｒ含有量が１．００％超では効果が飽和する。Ｃｒ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，焼入れ性を向上しベイナイト及びマルテンサイト分率を高める効果を有することから，０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｃｕ： １．００％以下
Ｃｕは固溶により強度を上昇する効果を有する。Ｃｕ含有量が１．００％超では粒界割れが生じやすくなる。Ｃｕ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，固溶により強度を上昇する効果を有することから，０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｃｕは固溶により強度を上昇する効果を有する。Ｃｕ含有量が１．００％超では粒界割れが生じやすくなる。Ｃｕ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，固溶により強度を上昇する効果を有することから，０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｎｉ： ０．５０％以下
Ｎｉは焼入れ性を向上する効果を有するが，Ｎｉ含有量が０．５０％超では効果が飽和する。Ｎｉ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，焼入れ性を向上する効果を有することから，０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｎｉは焼入れ性を向上する効果を有するが，Ｎｉ含有量が０．５０％超では効果が飽和する。Ｎｉ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，焼入れ性を向上する効果を有することから，０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｓｂ： ０．２００％以下
Ｓｂは鋼板の表面酸化や窒化，脱炭を抑制する効果を有するが，Ｓｂ含有量が０．２００％超では効果が飽和する。Ｓｂ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，鋼板の表面酸化や窒化，脱炭を抑制する効果を有することから，０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓｂは鋼板の表面酸化や窒化，脱炭を抑制する効果を有するが，Ｓｂ含有量が０．２００％超では効果が飽和する。Ｓｂ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，鋼板の表面酸化や窒化，脱炭を抑制する効果を有することから，０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓｎ： ０．２００％以下
ＳｎはＳｂと同様に鋼板の表面酸化や窒化，脱炭を抑制する効果を有する。Ｓｎ含有量が０．２００％超では効果が飽和する。Ｓｎ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，鋼板の表面酸化や窒化，脱炭を抑制する効果を有することから，０．００１％以上とすることが好ましい。
ＳｎはＳｂと同様に鋼板の表面酸化や窒化，脱炭を抑制する効果を有する。Ｓｎ含有量が０．２００％超では効果が飽和する。Ｓｎ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，鋼板の表面酸化や窒化，脱炭を抑制する効果を有することから，０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｔａ： ０．２００％以下
Ｔａは微細な炭化物を形成し強度を上げる効果を有する。Ｔａ含有量が０．２００％超では粗大なＴａ炭化物が析出し靭性が低下する。Ｔａ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，微細な炭化物を形成し強度を上げる効果を有することから，０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｔａは微細な炭化物を形成し強度を上げる効果を有する。Ｔａ含有量が０．２００％超では粗大なＴａ炭化物が析出し靭性が低下する。Ｔａ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，微細な炭化物を形成し強度を上げる効果を有することから，０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｗ： ０．４００％以下
Ｗは微細な炭化物を形成し強度を上げる効果を有する。Ｗ含有量が０．４００％超では，粗大なＷ炭化物が析出し靭性が低下する。Ｗ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，微細な炭化物を形成し強度を上げる効果を有することから，０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｗは微細な炭化物を形成し強度を上げる効果を有する。Ｗ含有量が０．４００％超では，粗大なＷ炭化物が析出し靭性が低下する。Ｗ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，微細な炭化物を形成し強度を上げる効果を有することから，０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｚｒ： ０．０２００％以下
Ｚｒは介在物の形状を球状化し応力集中を抑制し靭性を向上させる効果を有する。Ｚｒ含有量が０．０２００％超では介在物が多量に形成し靭性が低下する。Ｚｒ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，介在物の形状を球状化し応力集中を抑制し靭性を向上させる効果を有することから，０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｚｒは介在物の形状を球状化し応力集中を抑制し靭性を向上させる効果を有する。Ｚｒ含有量が０．０２００％超では介在物が多量に形成し靭性が低下する。Ｚｒ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，介在物の形状を球状化し応力集中を抑制し靭性を向上させる効果を有することから，０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｃａ： ０．０２００％以下
Ｃａは脱酸材として用いることができる。Ｃａ含有量が０．０２００％超ではＣａ系介在物が多量に生成し靭性が低下する。Ｃａ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，脱酸材として用いることができることから，０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｃａは脱酸材として用いることができる。Ｃａ含有量が０．０２００％超ではＣａ系介在物が多量に生成し靭性が低下する。Ｃａ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，脱酸材として用いることができることから，０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｍｇ： ０．０２００％以下
Ｍｇは脱酸材として用いることができる。Ｍｇ含有量が０．０２００％超ではＭｇ系介在物が多量に生成し靭性が低下する。Ｍｇ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，脱酸材として用いることができることから，０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｍｇは脱酸材として用いることができる。Ｍｇ含有量が０．０２００％超ではＭｇ系介在物が多量に生成し靭性が低下する。Ｍｇ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，脱酸材として用いることができることから，０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｃｏ： ０．０２０％以下
Ｃｏは固溶強化で強度を上げる効果を有する。Ｃｏ含有量が０．０２０％超では効果が飽和する。Ｃｏ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，固溶強化で強度を上げる効果を有することから，０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｃｏは固溶強化で強度を上げる効果を有する。Ｃｏ含有量が０．０２０％超では効果が飽和する。Ｃｏ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，固溶強化で強度を上げる効果を有することから，０．００１％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭ： ０．０２００％以下
ＲＥＭは介在物の形状を球状化し応力集中を抑制し靭性を向上させる効果を有する。ＲＥＭ含有量が０．０２００％超では介在物が多量に形成し靭性が低下する。ＲＥＭ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，介在物の形状を球状化し応力集中を抑制し靭性を向上させる効果を有することから，０．０００１％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭは介在物の形状を球状化し応力集中を抑制し靭性を向上させる効果を有する。ＲＥＭ含有量が０．０２００％超では介在物が多量に形成し靭性が低下する。ＲＥＭ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，介在物の形状を球状化し応力集中を抑制し靭性を向上させる効果を有することから，０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｔｅ： ０．０２０％以下
Ｔｅは介在物の形状を球状化して応力集中を抑制し，靭性を向上させる効果を有する。Ｔｅ含有量が０．０２０％超では介在物が多量に形成し靭性が低下する。Ｔｅ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，介在物の形状を球状化し応力集中を抑制し靭性を向上させる効果を有することから，０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｔｅは介在物の形状を球状化して応力集中を抑制し，靭性を向上させる効果を有する。Ｔｅ含有量が０．０２０％超では介在物が多量に形成し靭性が低下する。Ｔｅ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，介在物の形状を球状化し応力集中を抑制し靭性を向上させる効果を有することから，０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｈｆ： ０．１０％以下
Ｈｆは介在物の形状を球状化して応力集中を抑制し，靭性を向上させる効果を有する。Ｈｆ含有量が０．１０％超では介在物が多量に形成し靭性が低下する。Ｈｆ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，介在物の形状を球状化し応力集中を抑制し靭性を向上させる効果を有することから，０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｈｆは介在物の形状を球状化して応力集中を抑制し，靭性を向上させる効果を有する。Ｈｆ含有量が０．１０％超では介在物が多量に形成し靭性が低下する。Ｈｆ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，介在物の形状を球状化し応力集中を抑制し靭性を向上させる効果を有することから，０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｂｉ： ０．２００％以下
Ｂｉは偏析を軽減して曲げ性を向上させる効果を有する。Ｂｉ含有量が０．２００％超では介在物が多量に形成し曲げ性が低下する。Ｂｉ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，偏析を軽減し曲げ性を向上させる効果を有することから，０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｂｉは偏析を軽減して曲げ性を向上させる効果を有する。Ｂｉ含有量が０．２００％超では介在物が多量に形成し曲げ性が低下する。Ｂｉ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，偏析を軽減し曲げ性を向上させる効果を有することから，０．００１％以上とすることが好ましい。
上述した成分以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。なお，上記任意成分について，含有量が下限値未満の場合には本発明の効果を害さないため，これら任意元素を下限値未満含む場合は不可避的不純物として扱う。
［鋼組織］
次に，高強度鋼板の鋼組織について説明する。
次に，高強度鋼板の鋼組織について説明する。
マルテンサイト及びベイナイト：面積率の合計が９５％以上
マルテンサイト及びベイナイトともに硬質相であり，１１８０ＭＰａ以上のＴＳを達成するために必要である。そのため，マルテンサイ及びベイナイトの面積率の合計は９５％以上とする。マルテンサイ及びベイナイトの面積率の合計は，好ましくは９６％以上である。マルテンサイ及びベイナイトの面積率の合計の上限は特に限定されず，１００％であってもよい。
マルテンサイト及びベイナイトともに硬質相であり，１１８０ＭＰａ以上のＴＳを達成するために必要である。そのため，マルテンサイ及びベイナイトの面積率の合計は９５％以上とする。マルテンサイ及びベイナイトの面積率の合計は，好ましくは９６％以上である。マルテンサイ及びベイナイトの面積率の合計の上限は特に限定されず，１００％であってもよい。
鋼組織は，マルテンサイト及びベイナイト以外の残部組織を含んでいてもよい。残部組織としては，フェライト，残留オーステナイト及びセメンタイトが挙げられる。残部組織は，面積率の合計で５％以下とする。
ここで，各組織の面積率は以下の通り測定する。残留オーステナイトの面積率は，各鋼板から採取した試験片において，鋼板の板厚１／４ｔ位置まで圧延面を化学研磨し，Ｘ線回折装置（Ｘ‐ｒａｙ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：ＸＲＤ）で研磨面のＸ線回折強度及び回折ピーク位置を測定して体積率を算出し，その数字を残留オーステナイトの面積率とする。次いで各鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後，３％ナイタールで腐食し，板厚１／４ｔ位置を観察面とする。観察面について，倍率２０００倍で３視野のＳＥＭ像を撮影する。得られたＳＥＭ像について，画像解析によってマルテンサイトとベイナイトと残留オーステナイトとを合計した面積率及びマルテンサイト，ベイナイト及び残留オーステナイト以外の組織（フェライト，セメンタイト）の面積率を求める。画像解析によって得られたマルテンサイト及びベイナイト及び残留オーステナイトの面積率から，ＸＲＤによって得られた残留オーステナイトの面積率を引くことで，マルテンサイト及びベイナイトの面積率を求める。３視野の平均値を組織の面積率とする。
旧オーステナイト粒の平均結晶粒径：１０μｍ以下
結晶粒径を微細化して亀裂進展経路を複雑化することで，靭性及び曲げ性の向上が可能である。さらに結晶粒を微細化して強化することにより降伏強度を上げる効果を有する。これら効果を得るためには，旧オーステナイト粒の平均結晶粒径を１０μｍ以下とする必要がある。旧オーステナイト粒の平均結晶粒径は好ましくは９μｍ以下である。旧オーステナイト粒の平均結晶粒径の下限は特に限定されないが，生産技術上の観点から，１μｍ以上とすることが好ましい。
結晶粒径を微細化して亀裂進展経路を複雑化することで，靭性及び曲げ性の向上が可能である。さらに結晶粒を微細化して強化することにより降伏強度を上げる効果を有する。これら効果を得るためには，旧オーステナイト粒の平均結晶粒径を１０μｍ以下とする必要がある。旧オーステナイト粒の平均結晶粒径は好ましくは９μｍ以下である。旧オーステナイト粒の平均結晶粒径の下限は特に限定されないが，生産技術上の観点から，１μｍ以上とすることが好ましい。
ここで，旧オーステナイト粒の平均結晶粒径は以下の通り測定する。各鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後ピクラールで腐食し，板厚１／４ｔ位置のミクロ組織を倍率２０００倍で３視野ＳＥＭ像を３視野撮影する。得られた組織画像から画像解析によって各旧オーステナイト粒の粒径を求め，３視野の平均値を旧オーステナイト粒の平均結晶粒径とする。
旧オーステナイト粒界のＢ濃度：質量％で０．１０％以上
Ｂは旧オーステナイト粒界に偏析することで粒界を強化し，靭性及び曲げ性を向上させることができる。旧オーステナイト粒界のＢ濃度が質量％で０．１０％以上であれば，該効果が得られる。旧オーステナイト粒界のＢ濃度は，好ましくは，質量％で０．１５％以上，より好ましくは０．２０％以上である。旧オーステナイト粒界のＢ濃度の上限は設けないが，硬質の炭ホウ化物が粒界上に析出することを好適に防ぎ，靭性をより向上させるため，このましくは２０％未満である。
Ｂは旧オーステナイト粒界に偏析することで粒界を強化し，靭性及び曲げ性を向上させることができる。旧オーステナイト粒界のＢ濃度が質量％で０．１０％以上であれば，該効果が得られる。旧オーステナイト粒界のＢ濃度は，好ましくは，質量％で０．１５％以上，より好ましくは０．２０％以上である。旧オーステナイト粒界のＢ濃度の上限は設けないが，硬質の炭ホウ化物が粒界上に析出することを好適に防ぎ，靭性をより向上させるため，このましくは２０％未満である。
ここで，旧オーステナイト粒界のＢ濃度は以下の通り測定する。旧オーステナイト粒界を含む領域からＳＥＭ－ＦＩＢ（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ：集光ビーム）法で針状試料を作製する。得られた針状試料について，３次元アトムプローブ（３Ｄｉｍｅｎｓｉｏｎａｌ Ａｔｏｍ Ｐｒｏｂｅ：３ＤＡＰ）装置（ＬＥＡＰ４０００ＸＳｉ，ＡＭＥＴＥＫ製）を用いて３ＤＡＰ分析を行う。測定はレーザーモードにて行う。旧オーステナイト粒界から検出したＢイオン数とその他のイオン数とから，旧オーステナイト粒界のＢ濃度を求める。
Ｃ濃化領域
マルテンサイト粒界及びマルテンサイト粒界を挟む母相をＣ濃化により強化することで，曲げ性及び降伏比を向上することができる。なお，本明細書中において，「マルテンサイト粒界」は，マルテンサイト及びベイナイトに存在する旧オーステナイト粒界，ブロック粒界及びパケット粒界をいずれも含む。図１に，Ｃ濃化領域の一例を示す。図１（Ａ）は，ブロック粒界及びパケット粒界に存在するＣ濃化領域の観察結果を示す図である。図１（Ｂ）は，旧オーステナイト粒界に存在するＣ濃化領域の観察結果を示す図である。図１（Ａ），（Ｂ）において，それぞれ左に示す図は，走査透過電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＴＥＭ）での観察結果の一例であり，図中央にマルテンサイト粒界が存在していることがわかる。右に示す図は，ＳＴＥＭでのＣ濃化量の観察結果の一例である。これら図から，マルテンサイト粒界に沿って，マルテンサイト粒界を挟む母材にかけてＣ濃化領域が存在していることがわかる。
マルテンサイト粒界及びマルテンサイト粒界を挟む母相をＣ濃化により強化することで，曲げ性及び降伏比を向上することができる。なお，本明細書中において，「マルテンサイト粒界」は，マルテンサイト及びベイナイトに存在する旧オーステナイト粒界，ブロック粒界及びパケット粒界をいずれも含む。図１に，Ｃ濃化領域の一例を示す。図１（Ａ）は，ブロック粒界及びパケット粒界に存在するＣ濃化領域の観察結果を示す図である。図１（Ｂ）は，旧オーステナイト粒界に存在するＣ濃化領域の観察結果を示す図である。図１（Ａ），（Ｂ）において，それぞれ左に示す図は，走査透過電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＴＥＭ）での観察結果の一例であり，図中央にマルテンサイト粒界が存在していることがわかる。右に示す図は，ＳＴＥＭでのＣ濃化量の観察結果の一例である。これら図から，マルテンサイト粒界に沿って，マルテンサイト粒界を挟む母材にかけてＣ濃化領域が存在していることがわかる。
Ｃ濃化領域のＣ濃度：鋼中のＣ含有量の４．０倍以上
Ｃ濃化領域において，鋼中のＣ含有量の４．０倍以上にＣが濃化することで，十分な結晶粒界強度を得ることができる。すなわち，Ｃ濃化領域のＣ濃度は，下記式（２）を満たす。
Ｃ濃化領域のＣ濃度（質量％）／鋼中のＣ含有量（質量％）≧４．０…（２）
Ｃ濃化領域のＣ濃度は，好ましくは鋼中のＣ含有量の４．５倍以上である。Ｃ濃化領域のＣ濃度の上限は特に設けないが，セメンタイトの析出を好適に防いで固溶Ｃ濃度の低下を好適に防ぐため，Ｃ濃度が６％以下であることが好ましい。
Ｃ濃化領域において，鋼中のＣ含有量の４．０倍以上にＣが濃化することで，十分な結晶粒界強度を得ることができる。すなわち，Ｃ濃化領域のＣ濃度は，下記式（２）を満たす。
Ｃ濃化領域のＣ濃度（質量％）／鋼中のＣ含有量（質量％）≧４．０…（２）
Ｃ濃化領域のＣ濃度は，好ましくは鋼中のＣ含有量の４．５倍以上である。Ｃ濃化領域のＣ濃度の上限は特に設けないが，セメンタイトの析出を好適に防いで固溶Ｃ濃度の低下を好適に防ぐため，Ｃ濃度が６％以下であることが好ましい。
Ｃ濃化領域：マルテンサイト粒界に直交する方向において３ｎｍ以上１００ｎｍ以下の濃化幅
図１に示すように，マルテンサイト粒界だけではなく，マルテンサイト粒界を挟む母相までＣ濃化により強化することで，曲げ性及び降伏比の向上が可能である。よって，Ｃ濃化領域を，マルテンサイト粒界に直交する方向において３ｎｍ以上１００ｎｍ以下の濃化幅で存在させる。Ｃ濃化領域の濃化幅が３ｎｍ未満では上記効果が小さい。一方で，Ｃ濃化領域の幅が１００ｎｍ超ではＣを粒界及び粒界近傍に十分に濃化させることができない。Ｃ濃化領域の幅は，好ましくは３．５ｎｍ以上である。また，Ｃ濃化領域の幅は，好ましくは８０ｎｍ以下である。
図１に示すように，マルテンサイト粒界だけではなく，マルテンサイト粒界を挟む母相までＣ濃化により強化することで，曲げ性及び降伏比の向上が可能である。よって，Ｃ濃化領域を，マルテンサイト粒界に直交する方向において３ｎｍ以上１００ｎｍ以下の濃化幅で存在させる。Ｃ濃化領域の濃化幅が３ｎｍ未満では上記効果が小さい。一方で，Ｃ濃化領域の幅が１００ｎｍ超ではＣを粒界及び粒界近傍に十分に濃化させることができない。Ｃ濃化領域の幅は，好ましくは３．５ｎｍ以上である。また，Ｃ濃化領域の幅は，好ましくは８０ｎｍ以下である。
Ｃ濃化領域：マルテンサイト粒界に平行な方向において１００ｎｍ以上の長さ
優れた曲げ性及び降伏比を得るために，Ｃ偏析によりマルテンサイト粒界をネットワーク状に強化することが重要である。そのため，Ｃ濃化領域をマルテンサイト粒界に平行な方向において１００ｎｍ以上の長さ存在させる。Ｃ濃化領域が１００ｎｍ未満では，Ｃ濃化領域の切れ目から破壊や降伏が生じる。Ｃ濃化領域は，好ましくはマルテンサイト粒界に平行な方向において１２０ｎｍ以上の長さ存在する。Ｃ濃化領域のマルテンサイト粒界に沿った長さの上限はなく，マルテンサイト粒界の全長を覆うようにＣ濃化領域が存在してもよい。
優れた曲げ性及び降伏比を得るために，Ｃ偏析によりマルテンサイト粒界をネットワーク状に強化することが重要である。そのため，Ｃ濃化領域をマルテンサイト粒界に平行な方向において１００ｎｍ以上の長さ存在させる。Ｃ濃化領域が１００ｎｍ未満では，Ｃ濃化領域の切れ目から破壊や降伏が生じる。Ｃ濃化領域は，好ましくはマルテンサイト粒界に平行な方向において１２０ｎｍ以上の長さ存在する。Ｃ濃化領域のマルテンサイト粒界に沿った長さの上限はなく，マルテンサイト粒界の全長を覆うようにＣ濃化領域が存在してもよい。
ここで，Ｃ濃化領域のＣ濃度，濃化幅及び長さは，以下の通り測定する。マルテンサイト粒界を含む領域から，ＳＥＭ－ＦＩＢ法で薄膜試料を作成し，ＳＴＥＭとエネルギー分散型Ｘ線分光（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ－ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＥＤＳ）とにより，Ｃの面分析を行う。分析には，分析透過電子顕微鏡Ｔａｌｏｓ Ｆ２００Ｘ（ＦＥＩ製）を用いる。マルテンサイト粒界が電子線に対し平行になるように薄膜試料を傾斜し，２００×５００ｎｍの領域の面分析を行う。マルテンサイト粒界に平行な方向（マルテンサイト粒界に沿う方向）の分析長さを５００ｎｍとする。マルテンサイト粒界と平行方向に面分析データを積算し，マルテンサイト粒界と直交する方向において長さ２００ｎｍのラインプロファイルを得る。Ｃ濃度のラインプロファイルにおいて，ラインプロファイルの最大値の半値を求め，ラインプロファイル上で半値以上となった幅をＣ濃化領域の濃化幅とする。該濃化幅について，ＥＤＳの定量分析を行い，Ｃ濃化領域のＣ濃度を定量する。また，Ｃの面分析で，マルテンサイト粒界に平行方向にＣ濃化領域の長さを測長して，マルテンサイト粒界に沿ったＣ濃化領域の長さとする。
本発明によれば，引張強さ１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を提供することができる。高強度鋼板の引張強さは，好ましくは１２５０ＭＰａ以上である。
上述した高強度鋼板は，少なくとも片面にめっき層を有してもよい。めっき層としては溶融亜鉛めっき層，合金化溶融亜鉛めっき層，及び電気亜鉛めっき層のいずれかが好ましい。めっき層の組成は特に限定されず，公知の組成とすることができる。
溶融亜鉛めっき層の組成は特に限定されず，一般的なものであればよい。一例においては，めっき層は，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，及びＲＥＭからなる群から選ばれる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を有する。めっき層が溶融亜鉛めっき層の場合には，一例においてはめっき層中の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，一例においてはめっき層中のＦｅ含有量は７質量％以上１５質量％以下，より好ましくは８質量％以上１３質量％以下である。
めっきの付着量は特に限定されないが，高強度鋼板の片面あたりのめっき付着量を２０～８０ｇ／ｍ２とすることが好ましい。一例において，めっき層は，高強度鋼板の表裏両面に形成されている。
次に，高強度鋼板の製造方法について説明する。
はじめに，上述した成分組成を有する鋼スラブを製造する。まず鋼素材を溶製して上記成分組成を有する溶鋼とする。溶製方法は特に限定されず，転炉溶製や電気炉溶製等，公知の溶製方法のいずれもが適合する。得られた溶鋼を固めて鋼スラブ（スラブ）を製造する。溶鋼から鋼スラブを製造する方法は特に限定されず，連続鋳造法，造塊法または薄スラブ鋳造法等を用いることができる。鋼スラブは一旦冷却した後再度加熱してから熱間圧延を施してもよいし，鋳造した鋼スラブを室温まで冷却せずに連続的に熱間圧延してもよい。スラブ加熱温度は，圧延負荷及びスケールの発生を考慮して，１１００℃以上とすることが好ましく，また１３００℃以下とすることが好ましい。スラブ加熱方法は特に限定されないが，例えば常法に従い加熱炉で加熱することができる。
［熱間圧延工程］
次いで，スラブ加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延板とする。熱間圧延は特に制限はなく，常法に従い行えばよい。熱間圧延後の冷却もとくに制限はなく，巻取り温度まで冷却する。次いで，熱延板をコイルに巻取る。巻取り温度は４００℃以上とすることが好ましい。巻取り温度が４００℃以上であれば，熱延板の強度が上昇することなく巻き取りが容易となるからである。巻取り温度は５５０℃以上がより好ましい。また，スケールが厚く生成することを好適に防ぎ，歩留りをより向上するために，巻取り温度は７５０℃以下とすることが好ましい。なお，酸洗前に，軟質化を目的として熱延板に熱処理を行ってもよい。
次いで，スラブ加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延板とする。熱間圧延は特に制限はなく，常法に従い行えばよい。熱間圧延後の冷却もとくに制限はなく，巻取り温度まで冷却する。次いで，熱延板をコイルに巻取る。巻取り温度は４００℃以上とすることが好ましい。巻取り温度が４００℃以上であれば，熱延板の強度が上昇することなく巻き取りが容易となるからである。巻取り温度は５５０℃以上がより好ましい。また，スケールが厚く生成することを好適に防ぎ，歩留りをより向上するために，巻取り温度は７５０℃以下とすることが好ましい。なお，酸洗前に，軟質化を目的として熱延板に熱処理を行ってもよい。
［酸洗工程］
任意で，コイルに巻取った熱延板のスケールを除去する。スケールを除去する方法は特に限定されないが，スケール完全に除去するために，熱延コイルを巻戻しながら酸洗を行うことが好ましい。酸洗方法はとくに限定されず，常法に従えばよい。
任意で，コイルに巻取った熱延板のスケールを除去する。スケールを除去する方法は特に限定されないが，スケール完全に除去するために，熱延コイルを巻戻しながら酸洗を行うことが好ましい。酸洗方法はとくに限定されず，常法に従えばよい。
［冷間圧延工程］
任意でスケールを除去した熱延板を適宜洗浄した後，冷間圧延して冷延板とする。冷間圧延の方法は特に限定されず常法に従えばよい。
任意でスケールを除去した熱延板を適宜洗浄した後，冷間圧延して冷延板とする。冷間圧延の方法は特に限定されず常法に従えばよい。
［焼鈍工程］
次いで，冷延板を，８５０℃以上９２０℃以下の第一加熱温度まで加熱して１０ｓ以上保持し，次いで，１０００℃以上１２００℃以下の第二加熱温度まで５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で昇温し，該第二加熱温度に到達後５秒以内に，冷却速度５０℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下まで冷却する，焼鈍工程を行う。
次いで，冷延板を，８５０℃以上９２０℃以下の第一加熱温度まで加熱して１０ｓ以上保持し，次いで，１０００℃以上１２００℃以下の第二加熱温度まで５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で昇温し，該第二加熱温度に到達後５秒以内に，冷却速度５０℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下まで冷却する，焼鈍工程を行う。
８５０℃以上９２０℃以下の第一加熱温度
次いで，冷延板を，８５０℃以上９２０℃以下の第一加熱温度まで加熱して１０ｓ以上保持する。マルテンサイト及びベイナイト主体の組織を得るため，オーステナイト単相域の第一加熱温度にて焼鈍を行う。第一加熱温度が８５０℃未満では，フェライトが生成し強度が低下する。一方，第一加熱温度が９２０℃超では，オーステナイト粒径が１０μｍを超え，以降の工程では細粒化できないため，曲げ性及び靭性及び降伏比が低下する。第一加熱温度は，好ましくは８６０℃以上である。また，第一加熱温度は，好ましくは９００℃以下である。
次いで，冷延板を，８５０℃以上９２０℃以下の第一加熱温度まで加熱して１０ｓ以上保持する。マルテンサイト及びベイナイト主体の組織を得るため，オーステナイト単相域の第一加熱温度にて焼鈍を行う。第一加熱温度が８５０℃未満では，フェライトが生成し強度が低下する。一方，第一加熱温度が９２０℃超では，オーステナイト粒径が１０μｍを超え，以降の工程では細粒化できないため，曲げ性及び靭性及び降伏比が低下する。第一加熱温度は，好ましくは８６０℃以上である。また，第一加熱温度は，好ましくは９００℃以下である。
第一加熱温度での保持時間：１０ｓ以上
第一加熱温度における保持時間は，１０ｓ以上とする。第一加熱温度にて１０ｓ以上保持することで，オーステナイト粒径の成長と，Ｎｂ炭化物によるピン止めもしくは固溶による成長抑制とが釣り合う。保持時間が１０ｓ未満ではオーステナイト粒が成長途中であり，続く急速加熱中にＮｂ炭化物によるピン止めもしくは固溶による成長抑制の効果が発現せず，旧オーステナイト粒径が１０μｍを超える。第一加熱温度における保持時間の上限は特に限定しないが，生産性の観点から，第一加熱温度における保持時間は６０ｓ以下とすることが好ましい。第一加熱温度における保持時間は，好ましくは２０ｓ以上である。
第一加熱温度における保持時間は，１０ｓ以上とする。第一加熱温度にて１０ｓ以上保持することで，オーステナイト粒径の成長と，Ｎｂ炭化物によるピン止めもしくは固溶による成長抑制とが釣り合う。保持時間が１０ｓ未満ではオーステナイト粒が成長途中であり，続く急速加熱中にＮｂ炭化物によるピン止めもしくは固溶による成長抑制の効果が発現せず，旧オーステナイト粒径が１０μｍを超える。第一加熱温度における保持時間の上限は特に限定しないが，生産性の観点から，第一加熱温度における保持時間は６０ｓ以下とすることが好ましい。第一加熱温度における保持時間は，好ましくは２０ｓ以上である。
１０００℃以上１２００℃以下の第二加熱温度
第一加熱温度での保持後，オーステナイト粒界を１０μｍ以下に維持したまま高温で焼鈍し，Ｂを十分な量粒界偏析させる。第二加熱温度が１０００℃未満ではＢの拡散が遅く，粒界偏析が不十分である。第二加熱温度が１２００℃超ではオーステナイト粒の成長が早く，オーステナイト粒径が１０μｍ超となる。第二加熱温度は，好ましくは１０２０℃以上とする。第二加熱温度は，好ましくは１１５０℃以下である。
第一加熱温度での保持後，オーステナイト粒界を１０μｍ以下に維持したまま高温で焼鈍し，Ｂを十分な量粒界偏析させる。第二加熱温度が１０００℃未満ではＢの拡散が遅く，粒界偏析が不十分である。第二加熱温度が１２００℃超ではオーステナイト粒の成長が早く，オーステナイト粒径が１０μｍ超となる。第二加熱温度は，好ましくは１０２０℃以上とする。第二加熱温度は，好ましくは１１５０℃以下である。
平均加熱速度：５０℃／ｓ以上
第一加熱温度から第二加熱温度までの平均加熱速度は５０℃／ｓ以上とする。第一加熱温度から第二加熱温度までの平均加熱速度が５０℃／ｓ未満では，オーステナイト粒径が１０μｍ超まで成長する。第一加熱温度から第二加熱温度までの平均加熱速度の上限は特に限定されないが，過度の急速加熱は制御が困難であるため，好ましくは１２０℃／ｓ以下とする。第一加熱温度から第二加熱温度までの平均加熱速度は，好ましくは８０℃／ｓ以上である。
第一加熱温度から第二加熱温度までの平均加熱速度は５０℃／ｓ以上とする。第一加熱温度から第二加熱温度までの平均加熱速度が５０℃／ｓ未満では，オーステナイト粒径が１０μｍ超まで成長する。第一加熱温度から第二加熱温度までの平均加熱速度の上限は特に限定されないが，過度の急速加熱は制御が困難であるため，好ましくは１２０℃／ｓ以下とする。第一加熱温度から第二加熱温度までの平均加熱速度は，好ましくは８０℃／ｓ以上である。
第二加熱温度に到達後５秒以内に，５００℃以下まで５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却
第二加熱温度まで到達後は，該第二加熱温度にて保持することなく，第二加熱温度に到達後５秒以内に急冷を開始し，５０℃／ｓ以上の平均冷却速度にて５００℃以下まで急冷を行なう。これにより，オーステナイト粒径１０μｍ以下でＢが０．１％以上粒界偏析した鋼組織を得ることができる。第二加熱温度にて保持すると，粒成長が速やかに始まるため，第二加熱温度に到達後ただちに冷却を開始する。
第二加熱温度まで到達後は，該第二加熱温度にて保持することなく，第二加熱温度に到達後５秒以内に急冷を開始し，５０℃／ｓ以上の平均冷却速度にて５００℃以下まで急冷を行なう。これにより，オーステナイト粒径１０μｍ以下でＢが０．１％以上粒界偏析した鋼組織を得ることができる。第二加熱温度にて保持すると，粒成長が速やかに始まるため，第二加熱温度に到達後ただちに冷却を開始する。
平均冷却速度：５０℃／ｓ以上
第二加熱温度に到達後の冷却において，第二加熱温度から５００℃以下までの平均冷却速度は５０℃／ｓ以上とする。第二加熱温度から５００℃以下までの平均冷却速度が５０℃／ｓ未満では，冷却中に粒成長が生じる。第二加熱温度から５００℃以下までの平均冷却速度の上限は特に限定されないが，制御を容易とするため，好ましくは１２０℃／ｓ以下とする。第二加熱温度から５００℃以下までの平均冷却速度は，好ましくは８０℃／ｓ以上とする。
第二加熱温度に到達後の冷却において，第二加熱温度から５００℃以下までの平均冷却速度は５０℃／ｓ以上とする。第二加熱温度から５００℃以下までの平均冷却速度が５０℃／ｓ未満では，冷却中に粒成長が生じる。第二加熱温度から５００℃以下までの平均冷却速度の上限は特に限定されないが，制御を容易とするため，好ましくは１２０℃／ｓ以下とする。第二加熱温度から５００℃以下までの平均冷却速度は，好ましくは８０℃／ｓ以上とする。
冷却停止温度：５００℃以下
また，フェライト変態を抑制するため，５００℃以下の冷却停止温度まで急冷を行う。冷却停止温度は，好ましくは４５０℃以下とする。冷却停止温度の下限は特に限定されないが，１００℃以上とすることが好ましい。
また，フェライト変態を抑制するため，５００℃以下の冷却停止温度まで急冷を行う。冷却停止温度は，好ましくは４５０℃以下とする。冷却停止温度の下限は特に限定されないが，１００℃以上とすることが好ましい。
上述した焼鈍工程の後，再加熱工程の前に，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，めっき工程を行ってもよい。めっき工程後に高強度めっき鋼板に加熱処理を行なって高強度めっき鋼板のめっき層を合金化し，合金化めっき鋼板を得てもよい。
焼鈍工程の後，伸長率０．５％以上の圧延加工を実施する圧延工程
上述した焼鈍工程の後，冷延板を伸長率０．５％以上にて圧延して第二冷延板を得る，圧延工程を行う。ここまでの工程で得られた冷延板は可動転位を多く含む。本圧延工程により，可動転位が粒界に集積し絡み合い不動転位となる。伸長率が０．５％未満では効果が小さい。圧延工程における伸長率は，好ましくは０．６％以上とする。圧延工程における伸長率の上限は特に設けないが，設備への負荷をより低減するため，例えば２％以下が好ましい。
上述した焼鈍工程の後，冷延板を伸長率０．５％以上にて圧延して第二冷延板を得る，圧延工程を行う。ここまでの工程で得られた冷延板は可動転位を多く含む。本圧延工程により，可動転位が粒界に集積し絡み合い不動転位となる。伸長率が０．５％未満では効果が小さい。圧延工程における伸長率は，好ましくは０．６％以上とする。圧延工程における伸長率の上限は特に設けないが，設備への負荷をより低減するため，例えば２％以下が好ましい。
前記圧延工程の後，第二冷延板を７０℃以上２００℃以下の再加熱温度に６００ｓ以上保持する再加熱工程
上述した圧延工程後は，粒界近傍に集積した転位上にＣを偏析し，あるいはクラスター生成させるため，低温で第二冷延板を焼戻す。再加熱温度が７０℃未満ではＣの拡散が遅く，十分な量までＣが粒界近傍に濃化しない。一方，再加熱温度が２００℃超では過度に焼戻しが進み，セメンタイトが析出する。粒界に析出したセメンタイトは破壊起点になりやすく，またセメンタイト周囲の母相のＣ濃度が低下するため，曲げ性及び靭性が低下する。再加熱温度は，好ましくは９０℃以上とする。また，再加熱温度は，好ましくは１９０℃以下とする。
上述した圧延工程後は，粒界近傍に集積した転位上にＣを偏析し，あるいはクラスター生成させるため，低温で第二冷延板を焼戻す。再加熱温度が７０℃未満ではＣの拡散が遅く，十分な量までＣが粒界近傍に濃化しない。一方，再加熱温度が２００℃超では過度に焼戻しが進み，セメンタイトが析出する。粒界に析出したセメンタイトは破壊起点になりやすく，またセメンタイト周囲の母相のＣ濃度が低下するため，曲げ性及び靭性が低下する。再加熱温度は，好ましくは９０℃以上とする。また，再加熱温度は，好ましくは１９０℃以下とする。
再加熱温度での保持時間：６００ｓ以上
再加熱温度での保持時間が６００ｓ未満では，Ｃの拡散が遅く，十分な量のＣ濃化が得られない。再加熱温度での保持時間の上限は特に限定しないが，セメンタイトの析出を防ぐために，好ましくは４３２００ｓ（０．５日）以下である。再加熱温度での保持時間は，好ましくは８００ｓ以上である。
再加熱温度での保持時間が６００ｓ未満では，Ｃの拡散が遅く，十分な量のＣ濃化が得られない。再加熱温度での保持時間の上限は特に限定しないが，セメンタイトの析出を防ぐために，好ましくは４３２００ｓ（０．５日）以下である。再加熱温度での保持時間は，好ましくは８００ｓ以上である。
また，前記圧延工程を行わないで再加熱した場合，粒界にはＣが偏析し靭性が向上するが，その濃化幅が細く粒界以外は強化されないため，曲げ性に劣る。また，転位が可動転位のままとなりＹＲが劣る。
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］
上述した高強度鋼板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。上述した高強度鋼板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，曲げ性，靭性，及び高降伏比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。本高強度鋼板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。
上述した高強度鋼板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。上述した高強度鋼板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，曲げ性，靭性，及び高降伏比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。本高強度鋼板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からなる鋼を転炉にて溶製し，鋼スラブとした。得られたスラブを再加熱して熱間圧延を行い，巻き取って熱延コイルを得た。次いで，熱延コイルを巻き戻しながら酸洗処理を施し，冷間圧延を行った。熱延板の板厚は３．０ｍｍ，冷延板の板厚は１．２ｍｍとした。焼鈍は連続溶融亜鉛めっきラインにて表２に示す条件で行い，冷延鋼板，溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。溶融亜鉛めっき鋼板は４６０℃のめっき浴中に浸漬し，片面あたり３５ｇ／ｍ２のめっき付着量とした。合金化溶融亜鉛めっき鋼板は片面あたり４５ｇ／ｍ２のめっき付着量に調整後，５２０℃で４０ｓ保持する合金化処理を行うことで製造した。得られた鋼板に表２に示す条件で圧延加工及び再加熱処理を行った。
得られた鋼板について，上述した方法に従って，マルテンサイト及びベイナイトの面積率の合計，旧オーステナイト粒径，旧オーステナイト粒界のＢ濃度，マルテンサイト粒界におけるＣ濃化領域のＣ濃度（ｍａｓｓ％）／鋼中のＣ含有量（ｍａｓｓ％），Ｃ濃化領域の濃化幅，Ｃ濃化領域のマルテンサイト粒界に沿った長さを評価した。また，後述する方法に従って，引張強さ，降伏比，靭性及び曲げ性を評価した。結果を表３に示す。
［引張試験］
得られた鋼板に対しＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行った。圧延方向と直交方向を長手方向としてＪＩＳ５号引張試験片を採取し，引張試験を行って引張強さ（ＴＳ）と降伏強度（ＹＳ）とを測定した。引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上であれば引張強さが良好と判断した。また降伏強度と引張強さとの比ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳが０．８０以上であれば高降伏比とした。
得られた鋼板に対しＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行った。圧延方向と直交方向を長手方向としてＪＩＳ５号引張試験片を採取し，引張試験を行って引張強さ（ＴＳ）と降伏強度（ＹＳ）とを測定した。引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上であれば引張強さが良好と判断した。また降伏強度と引張強さとの比ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳが０．８０以上であれば高降伏比とした。
［シャルピー試験］
シャルピー衝撃試験は，ＪＩＳ Ｚ ２２４２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がＶノッチ付与方向となるように，幅が１０ｍｍ，長さが５５ｍｍ，長さの中央部にノッチ深さが２ｍｍとなるよう９０°のＶノッチを付与した試験片を採取した。その後，－１２０～＋１２０℃の試験温度域でシャルピー衝撃試験を行なった。得られた脆性破面率より遷移曲線を求め，脆性破面率が５０％となる温度を脆性－延性遷移温度と決定した。なお，シャルピー試験より得られた脆性－延性遷移温度が－４０°Ｃ以下の場合を靱性が良好と判断した。表中では，脆性－延性遷移温度が－４０°Ｃ以下の場合を靭性が「優」，脆性－延性遷移温度が－４０°Ｃ超の場合を靭性が「劣」として示した。
シャルピー衝撃試験は，ＪＩＳ Ｚ ２２４２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がＶノッチ付与方向となるように，幅が１０ｍｍ，長さが５５ｍｍ，長さの中央部にノッチ深さが２ｍｍとなるよう９０°のＶノッチを付与した試験片を採取した。その後，－１２０～＋１２０℃の試験温度域でシャルピー衝撃試験を行なった。得られた脆性破面率より遷移曲線を求め，脆性破面率が５０％となる温度を脆性－延性遷移温度と決定した。なお，シャルピー試験より得られた脆性－延性遷移温度が－４０°Ｃ以下の場合を靱性が良好と判断した。表中では，脆性－延性遷移温度が－４０°Ｃ以下の場合を靭性が「優」，脆性－延性遷移温度が－４０°Ｃ超の場合を靭性が「劣」として示した。
［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，押込み荷重を１００ｋＮ，押付け保持時間を５秒とする条件で，９０°Ｖ曲げ試験を行った。なお，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７．０ｍｍ）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，つまり，合格率１００％の場合のみ，曲げ性が良好と判断した。表中では，合格率１００％の場合のみ，曲げ性が「優」，その他の場合を曲げ性が「劣」として示した。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，押込み荷重を１００ｋＮ，押付け保持時間を５秒とする条件で，９０°Ｖ曲げ試験を行った。なお，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７．０ｍｍ）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，つまり，合格率１００％の場合のみ，曲げ性が良好と判断した。表中では，合格率１００％の場合のみ，曲げ性が「優」，その他の場合を曲げ性が「劣」として示した。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。
表３より，本発明例ではＴＳが１１８０ＭＰａ以上であり，降伏比が０．８０以上であり，曲げ性及び靭性が優れている。一方，比較例では，ＴＳ，降伏比，曲げ性及び靭性のいずれか一つ以上が劣っている。
Claims (7)
- 質量％で，
Ｃ： ０．１０％以上０．３０以下，
Ｓｉ： ０．２０％以上１．２０％以下，
Ｍｎ： ２．５％以上４．０％以下，
Ｐ： ０．０５０％以下，
Ｓ： ０．０２０％以下，
Ａｌ： ０．１０％以下，
Ｎ： ０．０１％以下，
Ｔｉ： ０．１００％以下，
Ｎｂ： ０．００２％以上０．０５０％以下及び
Ｂ： ０．０００５％以上０．００５０％以下
を含有し，残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり，下記式（１）を満足する成分組成を有し，
マルテンサイト及びベイナイトの面積率の合計が９５％以上であり，
旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が１０μｍ以下であり，
旧オーステナイト粒界のＢ濃度が質量％で０．１０％以上であり，
マルテンサイト粒界に沿ってＣ濃化領域を有し，
前記Ｃ濃化領域のＣ濃度が鋼中のＣ含有量の４．０倍以上であり，
前記マルテンサイト粒界と直交する方向において３ｎｍ以上１００ｎｍ以下の濃化幅を有し，かつ前記マルテンサイト粒界に平行な方向において１００ｎｍ以上の長さを有する，高強度鋼板。
（［％Ｎ］／１４）／（［％Ｔｉ］／４７．９）＜１.０…（１）
式（１）において，［％Ｎ］及び［％Ｔｉ］はそれぞれＮ及びＴｉの鋼中含有量（質量％）を示す。 - 前記成分組成が，さらに質量％で，
Ｖ： ０．１００以下，
Ｍｏ： ０．５００％以下，
Ｃｒ： １．００％以下，
Ｃｕ： １．００％以下，
Ｎｉ： ０．５０％以下，
Ｓｂ： ０．２００％以下，
Ｓｎ： ０．２００％以下，
Ｔａ： ０．２００％以下，
Ｗ： ０．４００％以下，
Ｚｒ： ０．０２００％以下，
Ｃａ： ０．０２００％以下，
Ｍｇ： ０．０２００％以下，
Ｃｏ： ０．０２０％以下，
ＲＥＭ： ０．０２００％以下，
Ｔｅ： ０．０２０％以下，
Ｈｆ： ０．１０％以下及び
Ｂｉ： ０．２００％以下
のうち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１または２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または２の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延板とし，
前記熱延板に冷間圧延を施して冷延板とし，
前記冷延板を，８５０℃以上９２０℃以下の第一加熱温度まで加熱して１０ｓ以上保持し，次いで，１０００℃以上１２００℃以下の第二加熱温度まで５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で昇温し，該第二加熱温度に到達後５秒以内に，５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５００℃以下まで冷却する，焼鈍工程を行い，
前記焼鈍工程の後，前記冷延板を伸長率０．５％以上にて圧延して第二冷延板を得る，圧延工程を行い，
前記圧延工程の後，前記第二冷延板を７０℃以上２００℃以下の再加熱温度に６００ｓ以上保持する再加熱工程を行なって高強度鋼板を得る，高強度鋼板の製造方法。 - 請求項４に記載の焼鈍工程の後，再加熱工程の前に，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，めっき工程を有する，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。
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