WO2023218730A1 - 鋼板、部材およびそれらの製造方法 - Google Patents

鋼板、部材およびそれらの製造方法 Download PDF

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由康 川崎
悠佑 和田
秀和 南
達也 中垣内
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C22C18/00—Alloys based on zinc

Definitions

  • Patent Document 3 in mass %, C: 0.15% or more and 0.25% or less, Si: 0.50% or more and 2.5% or less, Mn: 2.3% or more and 4.0% or less. , P: 0.100% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.01% or more and 2.5% or less, with the balance consisting of Fe and unavoidable impurities.
  • excellent axial crushing properties means that the critical spacer thickness (ST) in the U-bending + close-contact bending test satisfies the following formula (A) or (B) depending on the TS.
  • ST critical spacer thickness
  • the Mn content is set to 2.00% or more and less than 3.50%.
  • the Mn content is preferably 2.20% or more. Further, the Mn content is preferably 3.00% or less.
  • Ta 0.100% or less Like Ti, Nb, and V, Ta increases TS, YS, and YR by forming fine carbides, nitrides, or carbonitrides during hot rolling and annealing. let In addition, Ta is partially dissolved in Nb carbides and Nb carbonitrides to form composite precipitates such as (Nb, Ta) (C, N). This suppresses coarsening of precipitates and stabilizes precipitation strengthening. This further improves TS and YS. In order to obtain such an effect, the Ta content is preferably 0.001% or more. The Ta content is more preferably 0.002% or more, and even more preferably 0.004% or more.
  • Area ratio of ferrite 20.0% or more and 80.0% or less
  • Soft ferrite is a phase that improves ductility. It is also a necessary phase to generate isolated island-like fresh martensite and isolated island-like retained austenite within grains, and to suppress the connection of voids and the propagation of cracks.
  • the area ratio of ferrite is set to 20.0% or more.
  • the area ratio of ferrite increases excessively, it becomes difficult to increase the TS to 780 MPa or more. It also causes a decrease in YS and YR. Therefore, the area ratio of ferrite is set to 80.0% or less. Further, the area ratio of ferrite is preferably 30.0% or more.
  • the thickness of the steel plate according to an embodiment of the present invention is not particularly limited, but is preferably 0.5 mm or more.
  • the plate thickness is more preferably over 0.8 mm.
  • the plate thickness is more preferably 0.9 mm or more.
  • the plate thickness is more preferably 1.0 mm or more.
  • the plate thickness is more preferably 1.2 mm or more.
  • the thickness of the steel plate is preferably 3.5 mm or less.
  • the plate thickness is more preferably 2.3 mm or less.
  • the width of the steel plate of the present invention is not particularly limited, but is preferably 500 mm or more, more preferably 750 mm or more.
  • the width of the steel plate is preferably 1600 mm or less, more preferably 1450 mm or less.
  • pre-annealed metal electroplated steel sheet means that the metal electroplated layer has not undergone an annealing process, and refers to a hot rolled steel sheet before metal electroplating, a pickled sheet after hot rolling, or a cold rolled steel sheet that has been annealed in advance. This does not exclude such aspects.
  • the average cooling rate from (annealing temperature -30°C) to 650°C is preferably 80°C/second or less, more preferably 60°C/second or less.
  • the average cooling rate is more preferably 30° C./second or less, and even more preferably 18° C./second or less.
  • the average cooling rate (°C/s) is calculated from (annealing temperature (°C) - 30 (°C) - 650 (°C))/cooling time (s).
  • a member according to an embodiment of the present invention is a member made of (made of) the above-mentioned steel plate.
  • a steel plate as a material is subjected to at least one of a forming process and a bonding process to produce a member.
  • the above-mentioned steel plate has a TS of 780 MPa or more, high YS and YR, excellent press formability (ductility, hole expandability, and bendability), and rupture resistance properties at the time of collision (bending rupture properties). and axial crushing properties). Therefore, the member according to one embodiment of the present invention has high strength and excellent impact resistance. Therefore, a member according to an embodiment of the present invention is particularly suitable for application as an impact energy absorbing member used in the automotive field.
  • a method for manufacturing a member according to an embodiment of the present invention includes a step of subjecting the above-mentioned steel plate (for example, a steel plate manufactured by the above-mentioned steel plate manufacturing method) to at least one of forming processing and joining processing to produce a member.
  • the molding method is not particularly limited, and for example, a general processing method such as press working can be used.
  • the joining method is not particularly limited, and for example, common welding such as spot welding, laser welding, arc welding, riveting joining, caulking joining, etc. can be used.
  • the molding conditions and bonding conditions are not particularly limited, and conventional methods may be followed.
  • V bending test The V (90°) bending test was conducted in accordance with JIS Z 2248 (2014). A 100 mm x 35 mm test piece was taken from the obtained steel plate by shearing and end face grinding. Here, the 100 mm side is parallel to the width (C) direction.
  • Bending radius R Changes at 0.5mm pitch
  • Test method Die support, punch press molding load: 10 tons
  • Test speed 30mm/min Holding time: 5s
  • Bending direction Evaluation was performed three times in the direction perpendicular to rolling (C), and R/t was calculated by dividing the minimum bending radius (limit bending radius) R at which no cracks appeared in each case by the plate thickness t.
  • SFmax is an index for evaluating the fracture resistance at the time of a collision (the fracture resistance of a bending ridgeline portion in an axial crush test). The results are shown in Table 3, Table 5, and Table 7.

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Abstract

ＴＳ：７８０ＭＰａ以上であり、かつ、高いＹＳおよびＹＲと、優れたプレス成形性（延性、穴広げ性および曲げ性）と、衝突時の耐破断特性（曲げ破断特性および軸圧壊特性）を有するようにする。　素地鋼板を所定の成分組成とし、素地鋼板の板厚１／４位置の鋼組織として、フェライト、フレッシュマルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、焼戻しベイナイト、焼戻しマルテンサイトを所定の範囲とし、フェライト粒内の孤立した島状フレッシュマルテンサイトと孤立した島状残留オーステナイトの面積率の合計をフレッシュマルテンサイトの面積率と残留オーステナイトの面積率の合計で除した値：０．６５以上、さらに、フェライト粒内の孤立した島状フレッシュマルテンサイトと孤立した島状残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下であるようにし、素地鋼板に含まれる拡散性水素量を０．５０質量ｐｐｍ以下とする。

Description

鋼板、部材およびそれらの製造方法
　本発明は、鋼板、該鋼板を素材とする部材およびそれらの製造方法に関する。
　自動車車体に使用される鋼板の薄肉軽量化での燃費向上によるＣＯ２排出量の削減と、衝突安全性向上の両立を目的に、自動車用鋼板の高強度化が進められている。また、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に組み付ける主要な構造部材や補強部材（以下、自動車の骨格構造部材などともいう）に対する高強度鋼板、とくに、引張強さ（以下、単にＴＳともいう）で７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の適用事例が増加している。また、自動車の骨格構造部材などに用いられる高強度鋼板には、プレス成形した際に、高い部材強度を有することが要求される。部品強度の上昇については、例えば、鋼板の降伏応力（以下、単にＹＳともいう）をＴＳで除した値の降伏比（以下、単にＹＲともいう）を高めることが有効である。これにより、自動車衝突時の衝撃吸収エネルギー（以下、単に衝撃吸収エネルギーともいう）が上昇する。さらに、自動車の骨格構造部材などのうち、例えば、クラッシュボックスなどは、曲げ加工部を有する。そのため、このような部品には、プレス成形性の観点から、高い曲げ性を有する鋼板を適用することが好ましい。また、車体防錆性能の観点から、自動車部材の素材となる鋼板には、亜鉛めっきが施されることが多い。そのため、高い強度を有することに加え、プレス成形性と耐衝撃特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の開発が望まれている。
　このような自動車部材の素材となる鋼板として、例えば、特許文献１には、質量％で表して、Ｃを０．０４～０．２２％、Ｓｉを１．０％以下、Ｍｎを３．０％以下、Ｐを０．０５％以下、Ｓを０．０１％以下、Ａｌを０．０１～０．１％及びＮを０．００１～０．００５％含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、主相であるフェライト相と、第二相であるマルテンサイト相から構成され、かつマルテンサイト相の最大粒径が２μｍ以下で、その面積率が５％以上であることを特徴とする伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板が開示されている。
　また、特許文献２には、表面層を厚さ０．１μｍ以上研削除去された冷延鋼板上にＮｉを０．２ｇ／ｍ２以上２．０ｇ／ｍ２以下プレめっきされた冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、質量％で、Ｃ：０．０５％以上、０．４％以下、Ｓｉ：０．０１％以上、３．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上、３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以上、２．０％以下、Ｓｉ＋Ａｌ＞０．５％、を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、体積分率で主相としてフェライトを４０％以上含有し、残留オーステナイトを８％以上、下記に規定する３種類のマルテンサイト［１］［２］［３］のマルテンサイト［３］を含む２種以上と１％以上のベイナイト及び０～１０％のパーライトを含有し、且つ、前記３種類のマルテンサイト［１］［２］［３］がそれぞれ、体積分率で、マルテンサイト［１］：０％以上、５０％以下、マルテンサイト［２］：０％以上、２０％未満、マルテンサイト［３］：１％以上、３０％以下、である鋼板の表面に、Ｆｅを７％未満含有し、残部がＺｎ、Ａｌおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層を有し、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、全伸び率ＥＬ（％）、穴拡げ率λ（％）としてＴＳ×ＥＬが１８０００ＭＰａ・％以上、ＴＳ×λが３５０００ＭＰａ・％以上であり、引張強度９８０ＭＰａ以上有することを特徴とするめっき密着性と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板（マルテンサイト［１］：Ｃ濃度（ＣＭ１）が０．８％未満で、硬さＨｖ１が、Ｈｖ１／（－９８２．１×ＣＭ１２＋１６７６×ＣＭ１＋１８９）≦０．６０、マルテンサイト［２］：Ｃ濃度（ＣＭ２）が０．８％以上で、硬さＨｖ２が、Ｈｖ２／（－９８２．１×ＣＭ２２＋１６７６×ＣＭ２＋１８９）≦０．６０、マルテンサイト［３］：Ｃ濃度（ＣＭ３）が０．８％以上で、硬さＨｖ３が、Ｈｖ３／（－９８２．１×ＣＭ３２＋１６７６×ＣＭ３＋１８９）≧０．８０が開示されている。
　また、特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．１５％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．５％以下、Ｍｎ：２．３％以上４．０％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１％以上２．５％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率で、焼戻しマルテンサイト相：３０％以上７３％以下、フェライト相：２５％以上６８％以下、残留オーステナイト相：２％以上２０％以下、他の相：１０％以下（０％を含む）であり、かつ、該他の相としてマルテンサイト相：３％以下（０％を含む）、ベイニティックフェライト相：５％未満（０％を含む）を有し、前記焼戻しマルテンサイト相の平均結晶粒径が８μｍ以下、前記残留オーステナイト相中のＣ量が０．７質量％未満である鋼板組織を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
　また、特許文献４には、鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０.０３％以上０.３５％以下、Ｓｉ：０.００５％以上２.０％以下、Ｍｎ：１.０％以上４.０％以下、Ｐ：０.０００４％以上０.１％以下、Ｓ：０.０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０.０００２％以上２.０％以下、Ｎ：０.０１％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、鋼板の表面から５０μｍの深さの位置における、圧延方向に展伸したＭｎおよび/またはＳｉが濃化した濃化部の圧延直角方向の平均間隔である濃化部平均間隔が１０００μｍ以下であり、鋼板の表面における深さ３μｍ以上１０μｍ以下のクラックの数密度が３個／ｍｍ以上１０００個／ｍｍ以下であり、面積％で、ベイナイト：６０％以上、残留オーステナイト：１％以上、マルテンサイト：１％以上、およびフェライト：２％以上２０％未満を含有するとともに、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が２０μｍ以下である鋼組織を有し、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上である機械特性を有することを特徴とする、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
特許第３８８７２３５号公報 特許第５９５３６９３号公報 特許第６０５２４７２号公報 特許第５６９９７６４号公報
　ところで、センターピラーに代表される自動車の骨格部材では、引張強さＴＳ（以下単にＴＳとだけ記すこともある。）が５９０ＭＰａを超える鋼板の適用が進んでいるが、フロントサイドメンバーやリアサイドメンバーに代表される自動車の衝撃エネルギー吸収部材は、ＴＳが５９０ＭＰａ級の鋼板の適用に留まっているのが現状である。
　すなわち、衝突時の吸収エネルギー（以下、衝撃吸収エネルギーともいう。）を高めるには、降伏応力ＹＳ（以下単にＹＳとだけ記すこともある。）および降伏比ＹＲ（以下単にＹＲとだけ記すこともある。）の向上が有効である。しかしながら、鋼板のＹＳおよびＹＲを高めると、一般的に、プレス成形性、特には、延性や穴広げ性、曲げ性といった特性が低下する。そのため、このようなＴＳおよびＹＳを高めた鋼板を前記した自動車の衝撃エネルギー吸収部材への適用を想定すると、単にプレス成形が難しくなるのみならず、衝突試験を模擬した軸圧壊試験で当該部材が割れてしまう、換言すれば、ＹＳの値から想定されるほどには実際の衝撃吸収エネルギーが高くならない。そのため、前記の衝撃エネルギー吸収部材は、ＴＳが５９０ＭＰａ級の鋼板の適用に留まっているのが現状である。
　実際、特許文献１～４に開示される鋼板も、ＴＳが７８０ＭＰａ以上であり、かつ、高いＹＳおよびＹＲと、優れたプレス成形性（延性、穴広げ性および曲げ性）と、衝突時の耐破断特性（曲げ破断特性および軸圧壊特性）を有するものとは言えない。
　本発明は、前記の現状に鑑み開発されたものであって、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上であり、かつ、高い降伏応力ＹＳおよび高い降伏比ＹＲと、優れたプレス成形性（延性、穴広げ性および曲げ性）と、衝突時の耐破断特性（曲げ破断特性および軸圧壊特性）を有する鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　また、本発明は、前記の鋼板を素材とする部材およびその製造方法を提供することを目的とする。
　なお、ここでいう鋼板には亜鉛めっき鋼板も含まれており、亜鉛めっき鋼板とは、溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＩともいう）または合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＡともいう）である。
　また、ここで、引張強さＴＳは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に準拠する引張試験で測定される。
　また、降伏応力ＹＳおよび降伏比ＹＲが高いとは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に準拠する引張試験で測定されるＹＳが、当該引張試験で測定されるＴＳに応じて、以下の（Ａ）または（Ｂ）式を満足することを指す。
（Ａ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、５００ＭＰａ≦ＹＳ、且つ０．６４≦ＹＲ
（Ｂ）９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、６００ＭＰａ≦ＹＳ、且つ０．６１≦ＹＲ
　また、延性に優れるとは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に準拠する引張試験で測定される全伸び（Ｅｌ）が、当該引張試験で測定されるＴＳに応じて、以下の（Ａ）または（Ｂ）式を満足することを指す。
（Ａ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、１９．０％≦Ｅｌ
（Ｂ）９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、１５．０％≦Ｅｌ
　また、穴広げ性に優れるとは、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６（２０２０）に準拠する穴広げ試験で測定される限界穴広げ率（λ）が３０％以上であることを指す。
　また、曲げ性に優れるとは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８（２０１４）に準拠するＶ曲げ試験で測定されるＲ（限界曲げ半径）／ｔ（板厚）がＴＳに応じて、以下の（Ａ）または（Ｂ）式を満足することを指す。
（Ａ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、２．０≧Ｒ／ｔ
（Ｂ）９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、２．５≧Ｒ／ｔであることを指す。
　また、軸圧壊特性に優れるとは、Ｕ曲げ＋密着曲げ曲げ試験での限界スペーサー厚さ（ＳＴ）がＴＳに応じて、以下の（Ａ）または（Ｂ）式を満足することを指す。
（Ａ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、２．５ｍｍ≧ＳＴ
（Ｂ）９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、４．０ｍｍ≧ＳＴ
　さらに、軸圧壊特性に優れるとは、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験で測定される荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）がＴＳに応じて、以下の（Ａ）または（Ｂ）式を満足することを指す。
（Ａ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、２８．０ｍｍ≦ＳＦｍａｘ
（Ｂ）９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、２６．５ｍｍ≦ＳＦｍａｘ
　さらに、軸圧壊特性に優れるとは、軸圧壊試験後に破断（外観割れ）が、図４（ｂ）の下部２箇所の曲げ稜線部のＲ＝５.０ｍｍ、２００ｍｍの範囲内（図４（ａ）、（ｂ）中、領域Ｃｘ参照）で１箇所以下であることを指す。
　また、曲げ破断特性に優れるとは、上記のＵ曲げ＋密着曲げ曲げ試験での限界スペーサー厚さ（ＳＴ）がＴＳに応じて、上記の（Ａ）または（Ｂ）式を満足すると共に、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験で測定される荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）がＴＳに応じて、上記の（Ａ）または（Ｂ）式を満足することを指す。
　上記のＥｌ（延性）、λ（伸びフランジ性）およびＲ／ｔ（曲げ性）はプレス成形時の鋼板の成形のしやすさ（割れずにプレス成形するための成形の自由度）を示す特性である。一方、Ｕ曲げ＋密着曲げ試験は衝突試験での縦壁部の変形および破断挙動を模擬した試験であり、Ｕ曲げ＋密着曲げ試験で測定される限界スペーサー厚さ（ＳＴ）は、衝突時の自動車車体の鋼板および部材の割れにくさ（破断せずに衝撃エネルギーを吸収するための耐衝撃特性）を示す指標である。
また、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験は衝突試験での曲げ稜線部の変形および破断挙動を模擬した試験であり、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験で測定される荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）はエネルギー吸収部材の割れにくさを示す指標である。
　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）所定の成分で、焼戻しマルテンサイトの面積率を１０．０％以上に制御し、フェライト粒界に接する島状硬質第二相（マルテンサイト＋残留オーステナイト）を低減し、フェライト粒内の孤立した微細な島状硬質第二相（マルテンサイト＋残留オーステナイト）の比率を増やすことで、７８０ＭＰａ以上のＴＳの確保が実現できる。
（２）所定の成分で、焼戻しマルテンサイトの面積率を１０．０％以上に制御し、フェライト粒界に接する島状硬質第二相（マルテンサイト＋残留オーステナイト）を低減することで、高いＹＳおよびＹＲの確保が実現できる。
（３）所定の成分で、フェライトの面積率を２０．０％以上に制御することで、（プレス成形性の一つのモードである張出し成形性と相関のある）延性の向上が実現できる。
（４）所定の成分で、フレッシュマルテンサイトの面積率を１５．０％以下、残留オーステナイトの面積率を３．０％以下、焼戻しマルテンサイトの面積率を１０．０％以上に制御し、フェライト粒内の孤立した微細な島状硬質第二相（マルテンサイト＋残留オーステナイト）の比率を増やすことで、プレス成形性の一つのモードである伸びフランジ性と相関のある穴広げ性の向上が実現できる。
（５）所定の成分で、フレッシュマルテンサイトの面積率を１５．０％以下、残留オーステナイトの面積率を３．０％以下、焼戻しマルテンサイトの面積率を１０．０％以上に制御し、フェライト粒内の孤立した微細な島状硬質第二相（マルテンサイト＋残留オーステナイト）の比率を増やすことで、プレス成形性の一つのモードである曲げ性の向上が実現できる。
（６）Ｓｉ：０．７５質量％以下および所定の成分で、残留オーステナイトの面積率を３．０％以下に制御することで、打ち抜き加工およびプレス成形などの一次加工時に生じる残留オーステナイトの加工誘起変態によって生成した硬いフレッシュマルテンサイトの生成を抑制し、その後の試験でボイドの生成および亀裂の進展を抑止することが可能である。さらに、焼戻しマルテンサイトの面積率を１０．０％以上に制御し、フェライト粒内の孤立した微細な島状硬質第二相（マルテンサイト＋残留オーステナイト）の比率を増やすことで、衝突時の自動車車体の鋼板および部材の耐衝撃特性の指標である、衝突試験での縦壁部の変形および破断挙動を模擬したＵ曲げ＋密着曲げ試験で測定される限界スペーサー厚さ（ＳＴ）、衝突試験での曲げ稜線部の変形および破断挙動を模擬したＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験で測定される荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）の向上が実現できる。
　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］素地鋼板を備える鋼板であって、前記素地鋼板は、
質量％で、
Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上０．７５％以下、
Ｍｎ：２．００％以上３．５０％未満、
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
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と、
前記素地鋼板の板厚１／４位置の組織として、
フェライトの面積率：２０．０％以上８０．０％以下であり、
フレッシュマルテンサイトの面積率：１５．０％以下であり、
残留オーステナイトの面積率：３．０％以下であり、
　フェライト粒内の島状フレッシュマルテンサイトと島状残留オーステナイトの面積率の合計を、鋼板全体のフレッシュマルテンサイトの面積率と残留オーステナイトの面積率の合計で除した値：０．６５以上であり、
ベイナイトおよび焼戻しベイナイトの面積率：１０．０％以下であり、
焼戻しマルテンサイトの面積率：１０．０％以上７０．０％以下であり、
さらに、フェライト粒内の島状フレッシュマルテンサイトと島状残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下である鋼組織と、
を有し、
前記素地鋼板に含まれる拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下であり、引張強さが７８０ＭＰａ以上である、鋼板。
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、
　　Ｎｂ：０．２００％以下、
　　Ｔｉ：０．２００％以下、
　　Ｖ：０．２００％以下、
　　Ｂ：０．０１００％以下、
　　Ｃｒ：１．０００％以下、
　　Ｎｉ：１．０００％以下、
　　Ｍｏ：１．０００％以下、
　　Ｓｂ：０．２００％以下、
　　Ｓｎ：０．２００％以下、
　　Ｃｕ：１．０００％以下、
　　Ｔａ：０．１００％以下、
　　Ｗ：０．５００％以下、
　　Ｍｇ：０．０２００％以下、
　　Ｚｎ：０．０２００％以下、
　　Ｃｏ：０．０２００％以下、
　　Ｚｒ：０．１０００％以下、
　　Ｃａ：０．０２００％以下、
　　Ｓｅ：０．０２００％以下、
　　Ｔｅ：０．０２００％以下、
　　Ｇｅ：０．０２００％以下、
　　Ａｓ：０．０５００％以下、
　　Ｓｒ：０．０２００％以下、
　　Ｃｓ：０．０２００％以下、
　　Ｈｆ：０．０２００％以下、
　　Ｐｂ：０．０２００％以下、
　　Ｂｉ：０．０２００％以下および
　　ＲＥＭ：０．０２００％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］に記載の鋼板。
［３］前記鋼板の片面または両面において最表層として亜鉛めっき層を備える、［１］または［２］に記載の鋼板。
［４］前記素地鋼板は、素地鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以下の領域を表層とした際、
前記表層に、板厚１／４位置のビッカース硬さに対して、ビッカース硬さが８５％以下である表層軟質層を有し、
　前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置および板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、
前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して０．１０以下であり、
さらに、前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、
さらに、前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下である、前記［１］～［３］のいずれかに記載の鋼板。
［５］前記鋼板の片面または両面において、前記素地鋼板の上に形成された金属めっき層を有する、前記［１］～［４］のいずれかに記載の鋼板。
［６］前記［１］～［５］のいずれかに記載の鋼板を用いてなる、部材。
［７］前記［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブに、
仕上げ圧延温度：８２０℃以上の条件で熱間圧延を施し、熱延鋼板を得る、熱間圧延工程と、
該熱間圧延工程後の鋼板に対して、３５０℃以上６００℃以下の温度域を平均加熱速度７℃／秒以上の条件で昇温する、昇温工程と、
焼鈍温度：７５０℃以上９００℃以下、焼鈍時間：２０秒以上の条件で焼鈍する、焼鈍工程と、
該焼鈍工程後、（前記焼鈍温度－３０℃）から６５０℃までの平均冷却速度を７℃／秒以上とし、６５０℃から５００℃までの平均冷却速度を１４℃／秒以下とする条件で冷却する、第一冷却工程と、
該第一冷却工程後、鋼板に対して、３００℃以上４５０℃以下の温度域で２．０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の張力を付与し、
その後、前記鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／４周分接触させながら、５パス以上通過させ、
ついで、２５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する、第二冷却工程と、
該第二冷却工程後、鋼板を、前記冷却停止温度以上４４０℃以下の温度域まで再加熱して２０秒以上保持する、再加熱工程と、を含み、あるいはさらに
前記熱間圧延工程後、かつ前記昇温工程前の鋼板に、圧下率が２０％以上８０％以下である冷間圧延を施し、冷延鋼板を得る、冷間圧延工程を含む、鋼板の製造方法。
［８］前記第一冷却工程後、かつ前記第二冷却工程前の前記鋼板に亜鉛めっき処理を施し、前記鋼板に亜鉛めっき層を形成する亜鉛めっき工程を含む、前記［７］に記載の鋼板の製造方法。
［９］前記焼鈍工程における焼鈍を、露点：－３０℃以上の雰囲気下で行う、前記［７］または［８］に記載の鋼板の製造方法。
［１０］前記焼鈍工程の前に、前記鋼板の片面または両面において、金属めっきを施し金属めっき層を形成する金属めっき工程を含む、前記［７］～［９］のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
［１１］前記［１］～［５］のいずれかに記載の鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
　本発明によれば、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上であり、かつ、高い降伏応力ＹＳおよび降伏比ＹＲと、優れたプレス成形性（延性、穴広げ性および曲げ性）と、衝突時の耐破断特性（曲げ破断特性および軸圧壊特性）を有する鋼板が得られる。
　また、本発明の鋼板を素材とする部材は、高強度であり、かつ、優れたプレス成形性と耐衝撃特性を有するため、自動車の骨格部材および衝撃エネルギー吸収部材などに極めて有利に適用することができる。
図１は、本発明のＳＥＭ像の一例である（実施例の本発明例Ｎｏ．１３）。 図２（ａ）は、実施例のＵ曲げ＋密着曲げ試験における、Ｕ曲げ加工（一次曲げ加工）を説明するための図である。図２（ｂ）は、実施例のＵ曲げ＋密着曲げ試験における、密着曲げ加工（二次曲げ加工）を説明するための図である。 図３（ａ）は、実施例のＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験における、Ｖ曲げ加工（一次曲げ加工）を説明するための図である。図３（ｂ）は、実施例のＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験における、直交ＶＤＡ曲げ加工（二次曲げ加工）を説明するための図である。 図４（ａ）は、実施例の軸圧壊試験をするために製造した、ハット型部材と、鋼板とをスポット溶接した試験用部材の正面図である。図４（ｂ）は、図４（ａ）に示す試験用部材の斜視図である。図４（ｃ）は、実施例の軸圧壊試験を説明するための概略図である。
　本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。
［１．鋼板］
　本発明の鋼板は、素地鋼板を備える鋼板であって、素地鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．７５％以下、Ｍｎ：２．００％以上３．５０％未満、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、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と、素地鋼板の板厚１／４位置の組織として、フェライトの面積率：２０．０％以上８０．０％以下であり、フレッシュマルテンサイトの面積率：１５．０％以下であり、残留オーステナイトの面積率：３．０％以下であり、フェライト粒内の島状フレッシュマルテンサイトと島状残留オーステナイトの面積率の合計をフレッシュマルテンサイトの面積率と残留オーステナイトの面積率の合計で除した値：０．６５以上であり、ベイナイトおよび焼戻しベイナイトの面積率：１０．０％以下であり、焼戻しマルテンサイトの面積率：１０．０％以上７０．０％以下であり、さらに、フェライト粒内の島状フレッシュマルテンサイトと島状残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下である鋼組織と、を有し、素地鋼板に含まれる拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下であり、引張強さが７８０ＭＰａ以上である。
鋼板は、該鋼板の片面または両面において、最表層として亜鉛めっき層を有していてもよい。亜鉛めっき層を有する鋼板は、亜鉛めっき鋼板としてもよい。
　成分組成
　まず、本発明の一実施形態に従う鋼板の素地鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
　Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下
　Ｃは、焼戻しマルテンサイトやベイナイトおよび焼戻しベイナイトなどを適正量生成させて、７８０ＭＰａ以上のＴＳと、高いＹＳおよび高いＹＲを確保するために有効な元素である。ここで、Ｃ含有量が０．０３０％未満では、フェライトの面積率が増加して、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。また、ＹＳおよびＹＲの低下も招く。
一方、Ｃ含有量が０．２５０％を超えると、フレッシュマルテンサイトの面積率が増加し、ＴＳが過度に高くなり、Ｅｌが低下する。また、フレッシュマルテンサイトの面積率が増加し、Ｖ曲げ試験の曲げ性が低下し、所望のＲ／ｔ（プレス成形性）が得られない。さらに、残留オーステナイトの面積率が増加し、穴広げ試験で鋼板に打抜き加工を受けた時、Ｕ曲げ＋密着曲げ試験でＵ曲げ加工を受けた時、またはＶ曲げ＋直交ＶＤＡ試験でＶ曲げ加工を受けた時、残留オーステナイトの加工誘起変態によって生成した硬いフレッシュマルテンサイトが生成され、その後の試験でボイドの生成および亀裂の進展が生じ、所望のλ（プレス成形性）、ＳＴ（衝突時の耐破断特性）およびＳＦｍａｘ（衝突時の耐破断特性）が得られない。したがって、Ｃ含有量は、０．０３０％以上０．２５０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５０％以上である。また、Ｃ含有量は、好ましくは０．１３０％以下である。
　Ｓｉ：０．０１％以上０．７５％以下
　Ｓｉは、焼鈍中および焼鈍後の冷却過程におけるフェライト変態を促進させる。すなわち、Ｓｉは、フェライトの面積率に影響する元素である。ここで、Ｓｉ含有量が０．０１％未満では、フェライトの面積率が減少し、延性が低下する。
一方、Ｓｉ含有量が０．７５％超では、残留オーステナイトの体積率が増加し、穴広げ試験で鋼板に打抜き加工を受けた時、Ｕ曲げ＋密着曲げ試験でＵ曲げ加工を受けた時、またはＶ曲げ＋直交ＶＤＡ試験でＶ曲げ加工を受けた時、残留オーステナイトの加工誘起変態によって生成した硬いフレッシュマルテンサイトが生成され、その後の試験でボイドの生成および亀裂の進展が生じ、所望のλ、ＳＴおよびＳＦｍａｘが得られない。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０１％以上０．７５％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１０％以上である。また、Ｓｉ含有量は、好ましくは０．７０％以下である。
　Ｍｎ：２．００％以上３．５０％未満
　Ｍｎは、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、さらに焼戻しベイナイトなどの面積率を調整する元素である。ここで、Ｍｎ含有量が２．００％未満では、フェライトの面積率が増加して、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。また、ＹＳおよびＹＲの低下も招く。
一方、Ｍｎ含有量が３．５０％以上となると、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ（以下単に、Ｍｓ点又はＭｓともいう。）が低下し、第一冷却工程で生成するマルテンサイトが減少する。その結果、第二冷却工程で生成するフレッシュマルテンサイトが増加し、その後の再加熱工程で前記フレッシュマルテンサイトが十分に焼戻されず、フレッシュマルテンサイトの面積率が増加し、Ｖ曲げ試験の曲げ性が低下し、所望のＲ／ｔが得られない。したがって、Ｍｎ含有量は、２．００％以上３．５０％未満とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは、２．２０％以上である。また、Ｍｎ含有量は、好ましくは３．００％以下である。
　Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下
　Ｐは、固溶強化の作用を有し、鋼板のＴＳおよびＹＳを上昇させる元素である。このような効果を得るため、Ｐ含有量を０．００１％以上にする。
一方、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、Ｐが旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させる。そのため、Ｖ曲げ試験時、旧オーステナイト粒界に沿ってボイドの生成および亀裂の進展が生じ、所望のＲ／ｔが得られない。また、穴広げ試験で鋼板に打抜き加工を受けた時、Ｕ曲げ＋密着曲げ試験でＵ曲げ加工を受けた時、またはＶ曲げ＋直交ＶＤＡ試験でＶ曲げ加工を受けた時、旧オーステナイト粒界に沿ってボイドの生成および亀裂の進展が生じ、所望のλ、ＳＴおよびＳＦｍａｘが得られない。したがって、Ｐ含有量は、０．００１％以上０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下である。
　Ｓ：０．０２００％以下
　Ｓは、鋼中で硫化物として存在する。とくに、Ｓ含有量が０．０２００％を超えるとＶ曲げ試験時、前記硫化物を起点にボイドの生成および亀裂の進展が生じ、所望のＲ／ｔが得られない。また、穴広げ試験で鋼板に打抜き加工を受けた時、Ｕ曲げ＋密着曲げ試験でＵ曲げ加工を受けた時、またはＶ曲げ＋直交ＶＤＡ試験でＶ曲げ加工を受けた時、前記硫化物を起点にボイドの生成および亀裂の進展が生じ、所望のλ、ＳＴおよびＳＦｍａｘが得られない。したがって、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。
なお、Ｓ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含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
　Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下
　Ａｌは、焼鈍中および焼鈍後の冷却過程におけるフェライト変態を促進させる。すなわち、Ａｌは、フェライトの面積率に影響する元素である。ここで、Ａｌ含有量が０．０１０％未満では、フェライトの面積率が減少し、延性が低下する。
一方、Ａｌ含有量が２．０００％を超えると、フェライトの面積率が過度に増加して、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。また、ＹＳおよびＹＲの低下も招く。したがって、Ａｌ含有量は、０．０１０％以上２．０００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは、０．０１５％以上である。また、Ａｌ含有量は、好ましくは１．０００％以下である。
　Ｎ：０．０１００％以下
　Ｎは、鋼中で窒化物として存在する。特に、Ｎ含有量が０．０１００％を超えるとＶ曲げ試験時、上記窒化物を起点にボイドの生成および亀裂の進展が生じ、所望のＲ／ｔが得られない。また、穴広げ試験で鋼板に打抜き加工を受けた時、Ｕ曲げ＋密着曲げ試験でＵ曲げ加工を受けた時、またはＶ曲げ＋直交ＶＤＡ試験でＶ曲げ加工を受けた時、上記窒化物を起点にボイドの生成および亀裂の進展が生じ、所望のλ、ＳＴおよびＳＦｍａｘが得られない。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。また、Ｎ含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。
なお、Ｎ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含有量は０．０００５％以上が好ましい。
　以上、本発明の一実施形態に従う鋼板の素地鋼板の基本成分組成について説明したが、本発明の一実施形態に従う鋼板の素地鋼板は、上記基本成分を含有し、上記基本成分以外の残部はＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。ここで、本発明の一実施形態に従う鋼板の素地鋼板は、上記基本成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。
　本発明の一実施形態に従う鋼板の素地鋼板には、上記基本成分に加え、以下に示す任意成分のうちから選択される少なくとも一種を含有させてもよい。なお、以下に示す任意成分は、以下で示す上限量以下で含有していれば、本発明の効果が得られるため、下限は特に設けない。なお、下記の任意元素を後述する好適な下限値未満で含む場合、当該元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
　Ｎｂ：０．２００％以下、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｎｉ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下、Ｔａ：０．１００％以下、Ｗ：０．５００％以下、Ｍｇ：０．０２００％以下、Ｚｎ：０．０２００％以下、Ｃｏ：０．０２００％以下、Ｚｒ：０．１０００％以下、Ｃａ：０．０２００％以下、Ｓｅ：０．０２００％以下、Ｔｅ：０．０２００％以下、Ｇｅ：０．０２００％以下、Ａｓ：０．０５００％以下、Ｓｒ：０．０２００％以下、Ｃｓ：０．０２００％以下、Ｈｆ：０．０２００％以下、Ｐｂ：０．０２００％以下、Ｂｉ：０．０２００％以下およびＲＥＭ：０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種
　Ｎｂ：０．２００％以下
　Ｎｂは、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳ、ＹＳおよびＹＲを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。
一方、Ｎｂ含有量が０．２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時、Ｖ曲げ試験時、Ｕ曲げ＋密着曲げ試験時またはＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験時に、ボイドおよび亀裂の起点となるため、所望のλ、Ｒ／ｔ、ＳＴおよびＳＦｍａｘが得られない場合がある。したがって、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量は０．２００％以下が好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０６０％以下である。
　Ｔｉ：０．２００％以下
　Ｔｉは、Ｎｂと同様、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳ、ＹＳおよびＹＲを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。
一方、Ｔｉ含有量が０．２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時、Ｖ曲げ試験時、Ｕ曲げ＋密着曲げ試験時またはＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験時に、ボイドおよび亀裂の起点となるため、所望のλ、Ｒ／ｔ、ＳＴおよびＳＦｍａｘが得られない場合がある。したがって、したがって、Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量は０．２００％以下が好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０６０％以下である。
　Ｖ：０．２００％以下
　Ｖは、ＮｂやＴｉと同様、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳおよびＹＳを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｖ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。Ｖ含有量は、０．０１０％以上であることがさらに好ましく、０．０３０％以上であることがさらにより好ましい。
一方、Ｖ含有量が０．２００％超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時、Ｖ曲げ試験時、Ｕ曲げ＋密着曲げ試験時またはＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験時に、ボイドおよび亀裂の起点となるため、所望のλ、Ｒ／ｔ、ＳＴおよびＳＦｍａｘが得られない場合がある。したがって、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．２００％以下が好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０６０％以下である。
　Ｂ：０．０１００％以下
　Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することにより、焼入れ性を高める元素である。また、Ｂは、焼鈍後の冷却時に、フェライトの生成および粒成長を制御する元素である。このような効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上にすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００２％以上である。
　Ｂ含有量は、０．０００５％以上であることがさらに好ましく、０．０００７％以上であることがさらにより好ましい。
一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、熱間圧延時に鋼板内部に割れが生じるおそれがある。また、穴広げ試験時、Ｖ曲げ試験時、Ｕ曲げ＋密着曲げ試験時またはＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験時に、前記内部割れが亀裂の起点となるため、所望のλ、Ｒ／ｔ、ＳＴおよびＳＦｍａｘが得られない場合がある。したがって、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００５０％以下である。
　Ｃｒ：１．０００％以下
　Ｃｒは、焼入れ性を高める元素であるため、Ｃｒの添加により焼戻しマルテンサイトが適正量生成するため、ＴＳ、ＹＳおよびＹＲを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．０００５％以上にすることが好ましい。また、Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。
　Ｃｒは、０．０３０％以上であることがさらに好ましく、０．０５０％以上であることがさらにより好ましい。
一方、Ｃｒ含有量が１．０００％を超えると、フレッシュマルテンサイトの面積率が増加し、穴広げ性やＶ曲げ試験の曲げ性が低下し、所望のλおよびＲ／ｔが得られない場合がある。したがって、Ｃｒを含有させる場合、Ｃｒ含有量は１．０００％以下にすることが好ましい。また、Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．８００％以下、さらに好ましくは０．７００％以下である。
　Ｎｉ：１．０００％以下
　Ｎｉは、焼入れ性を高める元素であるため、Ｎｉの添加により焼戻しマルテンサイトが多量に生成するため、ＴＳ、ＹＳおよびＹＲを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは、０．０２０％以上である。Ｎｉ含有量は、０．０４０％以上であることがさらに好ましく、０．０６０％以上であることがさらにより好ましい。
一方、Ｎｉ含有量が１．０００％を超えると、フレッシュマルテンサイトの面積率が増加し、穴広げ性やＶ曲げ試験の曲げ性が低下し、所望のλおよびＲ／ｔが得られない場合がある。したがって、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．８００％以下である。
Ｎｉ含有量は、０．６００％以下であることがさらに好ましく、０．４００％以下であることがさらにより好ましい。
　Ｍｏ：１．０００％以下
　Ｍｏは、焼入れ性を高める元素であるため、Ｍｏの添加により焼戻しマルテンサイトが多量に生成するため、ＴＳ、ＹＳおよびＹＲを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１０％以上にすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは、０．０３０％以上である。
一方、Ｍｏ含有量が１．０００％を超えると、フレッシュマルテンサイトの面積率が増加し、穴広げ性やＶ曲げ試験の曲げ性が低下し、所望のλおよびＲ／ｔが得られない場合がある。したがって、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は１．０００％以下にすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．５００％以下であり、さらに好ましくは０．４５０％以下であり、さらにより好ましくは０．４００％以下である。Ｍｏ含有量は、０．３５０％以下であることがより好ましく、０．３００％以下であることがさらにより好ましい。
　Ｓｂ：０．２００％以下
　Ｓｂは、焼鈍中の鋼板表面近傍でのＣの拡散を抑制し、鋼板表面近傍における軟質層の形成を制御するために有効な元素である。鋼板表面近傍に軟質層が過度に増加すると、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難な場合がある。また、ＹＳの低下を招く可能性もある。そのため、Ｓｂ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。
一方、Ｓｂ含有量が０．２００％を超えると、鋼板表面近傍に軟質層が形成されず、λ、Ｒ／ｔ、ＳＴおよびＳＦｍａｘの低下を招くおそれがある。したがって、Ｓｂを含有させる場合、Ｓｂ含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．０２０％以下である。
　Ｓｎ：０．２００％以下
　Ｓｎは、Ｓｂと同様、焼鈍中の鋼板表面近傍でのＣの拡散を抑制し、鋼板表面近傍における軟質層の形成を制御するために有効な元素である。鋼板表面近傍に軟質層が過度に増加すると、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難な場合がある。また、ＹＳの低下を招く可能性もある。そのため、Ｓｎ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。
一方、Ｓｎ含有量が０．２００％を超えると、鋼板表面近傍に軟質層が形成されず、λ、Ｒ／ｔ、ＳＴおよびＳＦｍａｘの低下を招くおそれがある。したがって、Ｓｎを含有させる場合、Ｓｎ含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０２０％以下である。
　Ｃｕ：１．０００％以下
　Ｃｕは、焼入れ性を高める元素であるため、Ｃｕの添加により焼戻しマルテンサイトが多量に生成するため、ＴＳ、ＹＳおよびＹＲを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、０．００８％以上であることがさらに好ましく、０．０１０％以上であることがさらにより好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．０２０％以上である。
一方、Ｃｕ含有量が１．０００％を超えると、フレッシュマルテンサイトの面積率が過度に増加する場合がある。また、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、過度に生成したフレッシュマルテンサイトと粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時、Ｖ曲げ試験時、Ｕ曲げ＋密着曲げ試験時またはＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験時に、ボイドおよび亀裂の起点となるため、所望のλ、Ｒ／ｔ、ＳＴおよびＳＦｍａｘが得られない場合がある。したがって、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。Ｃｕの含有量は、より好ましくは０．２００％以下である。
　Ｔａ：０．１００％以下
　Ｔａは、Ｔｉ、ＮｂおよびＶと同様に、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳ、ＹＳおよびＹＲを上昇させる。加えて、Ｔａは、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）のような複合析出物を生成する。これにより、析出物の粗大化を抑制し、析出強化を安定化させる。これにより、ＴＳ、ＹＳをさらに向上させる。このような効果を得るためには、Ｔａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｔａ含有量は、０．００２％以上であることがさらに好ましく、０．００４％以上であることがさらにより好ましい。
一方、Ｔａ含有量が０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、過粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時、Ｖ曲げ試験時、Ｕ曲げ＋密着曲げ試験時またはＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験時に、ボイドおよび亀裂の起点となるため、所望のλ、Ｒ／ｔ、ＳＴおよびＳＦｍａｘが得られない場合がある。したがって、Ｔａを含有させる場合、Ｔａ含有量は０．１００％以下が好ましい。
Ｔａ含有量は、０．０９０％以下であることがさらに好ましく、０．０８０％以下であることがさらにより好ましい。
　Ｗ：０．５００％以下
　Ｗは、焼入れ性を高める元素であるため、Ｗの添加により焼戻しマルテンサイトが多量に生成するため、ＴＳ、ＹＳおよびＹＲを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｗ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．０３０％以上である。
一方、Ｗ含有量が０．５００％を超えると、フレッシュマルテンサイトの面積率が増加し、穴広げ性やＶ曲げ試験の曲げ性が低下し、所望のλおよびＲ／ｔが得られない場合がある。したがって、Ｗを含有させる場合、Ｗ含有量は０．５００％以下にすることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．４５０％以下、さらに好ましくは０．４００％以下である。Ｗ含有量は、０．３００％以下であることがさらにより好ましい。
　Ｍｇ：０．０２００％以下
　Ｍｇは、硫化物や酸化物などの介在物の形状を球状化し、鋼板の穴広げ性および曲げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．００１０％以上であることがさらに好ましい。
一方、Ｍｇ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、過粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時、Ｖ曲げ試験時、Ｕ曲げ＋密着曲げ試験時またはＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験時に、ボイドおよび亀裂の起点となるため、所望のλ、Ｒ／ｔ、ＳＴおよびＳＦｍａｘが得られない場合がある。したがって、Ｍｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
　Ｚｎ：０．０２００％以下
　Ｚｎは、介在物の形状を球状化し、鋼板の穴広げ性および曲げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｚｎ含有量は、０．００１０％以上にすることが好ましい。Ｚｎ含有量は、０．００２０％以上であることがより好ましく、０．００３０％以上であることがさらに好ましい。
一方、Ｚｎ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、過粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時、Ｖ曲げ試験時、Ｕ曲げ＋密着曲げ試験時またはＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験時に、ボイドおよび亀裂の起点となるため、所望のλ、Ｒ／ｔ、ＳＴおよびＳＦｍａｘが得られない場合がある。したがって、Ｚｎを含有させる場合、Ｚｎ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。Ｚｎ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
　Ｃｏ：０．０２００％以下
　Ｃｏは、Ｚｎと同様、介在物の形状を球状化し、鋼板の穴広げ性および曲げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｏ含有量は、０．００１０％以上にすることが好ましい。Ｃｏ含有量は、０．００２０％以上であることがより好ましく、０．００３０％以上であることがさらに好ましい。
一方、Ｃｏ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、過粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時、Ｖ曲げ試験時、Ｕ曲げ＋密着曲げ試験時またはＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験時に、ボイドおよび亀裂の起点となるため、所望のλ、Ｒ／ｔ、ＳＴおよびＳＦｍａｘが得られない場合がある。したがって、Ｃｏを含有させる場合、Ｃｏ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
　Ｚｒ：０．１０００％以下
　Ｚｒは、ＺｎおよびＣｏと同様、介在物の形状を球状化し、鋼板の穴広げ性および曲げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｚｒ含有量は、０．００１０％以上にすることが好ましい。一方、Ｚｒ含有量が０．１０００％を超えると、このような場合に、過粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時、Ｖ曲げ試験時、Ｕ曲げ＋密着曲げ試験時およびＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験時に、ボイドおよび亀裂の起点となるため、所望のλ、Ｒ／ｔ、ＳＴおよびＳＦｍａｘが得られない場合がある。したがって、Ｚｒを含有させる場合、Ｚｒ含有量は０．１０００％以下とすることが好ましい。
Ｚｒ含有量は、０．０３００％以下であることがより好ましく、０．０１００％以下であることがさらに好ましい。
　Ｃａ：０．０２００％以下
　Ｃａは、鋼中で介在物として存在する。ここで、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、過粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時、Ｖ曲げ試験時、Ｕ曲げ＋密着曲げ試験時またはＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験時に、ボイドおよび亀裂の起点となるため、所望のλ、Ｒ／ｔ、ＳＴおよびＳＦｍａｘが得られない場合がある。したがって、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０２００％以下にすることが好ましい。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００２０％以下である。Ｃａ含有量は、０．００１９％以下であることがより好ましく、０．００１８％以下であることがさらに好ましい。なお、Ｃａ含有量の下限は特に限定されるものではないが、Ｃａ含有量は０．０００５％以上が好ましい。また、生産技術上の制約から、Ｃａ含有量は０．００１０％以上がより好ましい。
　Ｓｅ：０．０２００％以下、Ｔｅ：０．０２００％以下、Ｇｅ：０．０２００％以下、Ａｓ：０．０５００％以下、Ｓｒ：０．０２００％以下、Ｃｓ：０．０２００％以下、Ｈｆ：０．０２００％以下、Ｐｂ：０．０２００％以下、Ｂｉ：０．０２００％以下およびＲＥＭ：０．０２００％以下
　Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭはいずれも、鋼板の穴広げ性および曲げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０００１％以上にすることが好ましい。
一方、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭの含有量がそれぞれ０．０２００％を超えると、または、Ａｓの含有量がそれぞれ０．０５００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、Ｖ曲げ試験、Ｕ曲げ＋密着曲げ試験またはＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験時に、ボイドおよび亀裂の起点となるため、所望のλ、Ｒ／ｔ、ＳＴおよびＳＦｍａｘが得られない場合がある。したがって、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭのうちの少なくとも１種を含有させる場合、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０２００％以下、Ａｓの含有量は０．０５００％以下とすることが好ましい。
　Ｓｅ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。Ｓｅ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
　Ｔｅ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。Ｔｅ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
　Ｇｅ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。Ｇｅ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
　Ａｓ含有量は、０．００１０％以上であることがより好ましく、０．００１５％以上であることがさらに好ましい。Ａｓ含有量は、０．０４００％以下であることがより好ましく、０．０３００％以下であることがさらに好ましい。
　Ｓｒ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。Ｓｒ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
　Ｃｓ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。Ｃｓ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
　Ｈｆ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。Ｈｆ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
　Ｐｂ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。Ｐｂ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
　Ｂｉ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。Ｂｉは、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
　ＲＥＭは、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。ＲＥＭは、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
　なお、本発明でいうＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）と原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、および原子番号５７番のランタン（Ｌａ）から７１番のルテチウム（Ｌｕ）までのランタノイドのことを指す。本発明におけるＲＥＭ濃度とは、上述のＲＥＭから選択された１種または２種以上の元素の総含有量である。
ＲＥＭとしては、特に限定されないが、Ｓｃ、Ｙ、Ｃｅ、Ｌａであることが好ましい。
　鋼組織
　つぎに、本発明の一実施形態に従う鋼板の素地鋼板の鋼組織について説明する。
　フェライトの面積率：２０．０％以上８０．０％以下
　軟質なフェライトは延性を向上させる相である。また、粒内に孤立した島状フレッシュマルテンサイトや孤立した島状残留オーステナイトを生成し、ボイドの連結および亀裂の進展を抑制するために必要な相である。所望の延性と良好なλ、Ｒ／ｔ、ＳＴおよびＳＦｍａｘを両立するために、フェライトの面積率は２０．０％以上とする。一方、フェライトの面積率が過度に増加すると、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。また、ＹＳおよびＹＲの低下も招く。そのため、フェライトの面積率は８０．０％以下とする。また、フェライトの面積率は、好ましくは３０．０％以上である。
　フレッシュマルテンサイトの面積率：１５．０％以下（０．０％を含む）
　本発明において、フレッシュマルテンサイトの面積率が過度に増加すると、穴広げ試験の穴広げ加工時またはＶ曲げ試験の曲げ加工時、フレッシュマルテンサイトがボイド生成起点となるため、所望のλおよびＲ／ｔが得られない。そのため、フレッシュマルテンサイトの面積率は１５．０％以下とする。また、フレッシュマルテンサイトの面積率は、好ましくは１０．０％以下である。なお、フレッシュマルテンサイトの面積率の下限についてはとくに限定されず、０．０％であってもよい。ここでいうフレッシュマルテンサイトとは、焼入れままの（焼戻しを受けていない）マルテンサイトである。また、ここでいうフレッシュマルテンサイトには、後述のフェライト粒内の（孤立した）島状フレッシュマルテンサイトも含まれる。
　残留オーステナイトの面積率：３．０％以下（０．０％を含む）
　本発明において、残留オーステナイトの面積率が過度に増加すると、穴広げ試験で鋼板に打抜き加工を受けた時、Ｕ曲げ＋密着曲げ試験でＵ曲げ加工を受けた時、またはＶ曲げ＋直交ＶＤＡ試験でＶ曲げ加工を受けた時、残留オーステナイトの加工誘起変態によって生成した硬いフレッシュマルテンサイトが生成され、その後の試験でボイドの生成および亀裂の進展が生じ、所望のλ、ＳＴおよびＳＦｍａｘが得られない。そのため、残留オーステナイトの面積率を３．０％以下とする。残留オーステナイトの面積率は、好ましくは２．５％以下であり、より好ましくは２．０％以下である。残留オーステナイトの面積率の下限は特に限定されないが、好ましくは０．１％以上であり、より好ましくは０．２％以上である。
ここでいう残留オーステナイトには、後述のフェライト粒内の（孤立した）島状残留オーステナイトも含まれる。
　ここで、後述する製造方法における第二冷却工程時に、３００℃以上４５０℃以下の温度域で２．０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の張力を鋼板に付与し、その後、鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／４周分接触させながら、鋼板を５パス以上通過させることで、未変態オーステナイトが加工誘起変態し、フレッシュマルテンサイトとなり、その後の再加熱工程で前記フレッシュマルテンサイトが焼戻され、最終的にフレッシュマルテンサイトの面積率が１５．０％以下、残留オーステナイトの体積率が３．０％以下になるよう制御することにより、所望の焼戻しマルテンサイトの面積率の確保が可能となる。
　フェライト粒内の島状フレッシュマルテンサイトと島状残留オーステナイトの面積率の合計を、鋼板全体のフレッシュマルテンサイトの面積率と残留オーステナイトの面積率の合計で除した値：０．６５以上
　本発明において、図１に示すとおり、フェライト（Ｆ）粒内の孤立した島状フレッシュマルテンサイト（Ｍ’）と孤立した島状残留オーステナイト（ＲＡ’）は、フェライト粒界に存在する焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）および硬質第二相（フレッシュマルテンサイト（Ｍ）＋残留オーステナイト（ＲＡ））より微細であり、ボイドの生成位置には成りうるが、ボイドの連結や亀裂の進展には関与しにくい組織であり、７８０ＭＰａ以上のＴＳを確保しつつ、所望のλ、Ｒ／ｔ、ＳＴおよびＳＦｍａｘを得るのに必要な組織である。そのため、フェライト粒内の孤立した島状フレッシュマルテンサイトと孤立した島状残留オーステナイトの面積率の合計をフレッシュマルテンサイトの面積率と残留オーステナイトの面積率の合計で除した値（（Ｍ’＋ＲＡ’）／（Ｍ＋ＲＡ））を０．６５以上とする。
なお、本発明において、フェライト粒内の孤立した島状フレッシュマルテンサイトと孤立した島状残留オーステナイトの面積率の合計をフレッシュマルテンサイトの面積率と残留オーステナイトの面積率の合計で除した値は、フェライト粒内の島状フレッシュマルテンサイトと島状残留オーステナイトの面積率の合計を、鋼板全体のフレッシュマルテンサイトの面積率と残留オーステナイトの面積率の合計で除した値とすることができる。すなわち、本発明では、フェライト粒内の島状フレッシュマルテンサイトと島状残留オーステナイトの面積率の合計を、鋼板全体のフレッシュマルテンサイトの面積率と残留オーステナイトの面積率の合計で除した値を０．６５以上とする。
また、フェライト粒内の島状フレッシュマルテンサイトと島状残留オーステナイトの面積率の合計を鋼板全体のフレッシュマルテンサイトの面積率と残留オーステナイトの面積率の合計で除した値は、好ましくは０．７０以上である。
フェライト粒内の島状フレッシュマルテンサイトと島状残留オーステナイトの面積率の合計を鋼板全体のフレッシュマルテンサイトの面積率と残留オーステナイトの体積率の合計で除した値の上限は特に限定されないが、この値は０．９４以下とすることが好ましく、０．９２以下とすることがより好ましい。
　ベイナイトおよび焼戻しベイナイトの面積率：１０．０％以下（０．０％を含む）
　第一冷却工程で生成するベイナイト、再加熱工程で生成する前記ベイナイトが焼戻しを受けた焼戻しベイナイトの面積率が過度に増加すると、所望の焼戻しマルテンサイトの面積率が得られなくなり、７８０ＭＰａ以上のＴＳを確保が困難となる。そのため、ベイナイトおよび焼戻しベイナイトの面積率（Ｂ＋ＢＴ）は１０．０％以下とする。また、ベイナイトおよび焼戻しベイナイトの面積率は、好ましくは８．０％以下である。ベイナイトおよび焼戻しベイナイトの面積率は、０．０％であってもよい。
　焼戻しマルテンサイトの面積率：１０．０％以上７０．０％以下
　フェライト粒界に存在する硬質第二相（フレッシュマルテンサイト＋残留オーステナイト）は、プレス成形時および衝突時にボイドの生成および亀裂の進展を助長する組織である。一方、焼戻しマルテンサイトは、後述する製造方法における第二冷却工程時に、３００℃以上４５０℃以下の温度域で２．０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の張力を鋼板に付与し、その後、鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／４周分接触させながら、５パス以上通過させることで、未変態オーステナイトが加工誘起変態し、フレッシュマルテンサイトとなり、その後の再加熱工程で上記フレッシュマルテンサイトが焼戻されることで得られる、殆どがフェライト粒界に存在する組織である。上記焼戻しマルテンサイトは、所望のλ、Ｒ／ｔ、ＳＴおよびＳＦｍａｘを得るのに必要な組織である。そのため、焼戻しマルテンサイトの面積率は１０．０％以上とする。焼戻しマルテンサイトの面積率は、好ましくは２０．０％以上である。
一方、焼戻しマルテンサイトの面積率は過度に増加した場合、所望のフェライトの面積率が得られず、所望の延性を確保できない。そのため、焼戻しマルテンサイトの面積率は７０．０％以下とする。焼戻しマルテンサイトの面積率は、好ましくは６０．０％以下である。
　フェライト粒内の島状フレッシュマルテンサイトと島状残留オーステナイトの平均結晶粒径：２．０μｍ以下
　本発明において、フェライト粒内の島状フレッシュマルテンサイトと島状残留オーステナイトの平均結晶粒径が小さい場合、７８０ＭＰａ以上のＴＳを確保しつつ、よりボイドの生成を抑制でき、より良好なλ、Ｒ／ｔ、ＳＴおよびＳＦｍａｘを得ることができる。そのため、フェライト粒内の島状フレッシュマルテンサイトと島状残留オーステナイト（Ｍ’＋ＲＡ’）の平均結晶粒径を２．０μｍ以下とする。なお、フェライト粒内の島状フレッシュマルテンサイトと島状残留オーステナイトの平均結晶粒径は、好ましくは１．０μｍ以下である。
下限は特に限定されないが、フェライト粒内の島状フレッシュマルテンサイトと島状残留オーステナイトの平均結晶粒径は、好ましくは０．１μｍ以上であり、より好ましくは０．２μｍ以上である。
　なお、前述したフェライト、フレッシュマルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、焼戻しベイナイト、焼戻しマルテンサイト以外の残部組織の面積率は１０．０％以下とすることが好ましい。残部組織の面積率は、より好ましくは５．０％以下である。また、残部組織の面積率は０．０％であってもよい。
　残部組織としては、とくに限定されず、例えば、パーライト、セメンタイトなどの炭化物、未再結晶フェライトが挙げられる。なお、残部組織の種類は、例えば、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）による観察で確認することができる。
　ここで、フェライト、ベイナイト、焼戻しベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよび硬質第二相（フレッシュマルテンサイト＋残留オーステナイト）の面積率は、素地鋼板の板厚１／４位置において、以下のように測定する。
　すなわち、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるよう試料を切り出す。ついで、試料の観察面に、ダイヤモンドペーストによる研磨を施し、ついで、アルミナを用いて仕上げ研磨を施す。ついで、試料の観察面を３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングし、組織を現出させる。ついで、鋼板の板厚の１／４位置を観察位置とし、ＳＥＭにより、倍率：３０００倍で５視野観察する。得られた組織画像から、Ａｄｏｂｅ　Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ　Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、各構成組織（フェライト、ベイナイト、焼戻しベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよび硬質第二相（フレッシュマルテンサイト＋残留オーステナイト））の面積を測定面積で除した面積率を５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。
フェライト：黒色を呈した領域であり、形態は塊状である。また、炭化物を殆ど内包しない。また、フェライト粒内の孤立した島状フレッシュマルテンサイトと孤立した島状残留オーステナイトは、フェライトの面積率に含まない。
ベイナイトおよび焼戻しベイナイト：黒色から濃い灰色を呈した領域であり、形態は塊状や不定形などである。また、比較的少数の炭化物を内包する。
焼戻しマルテンサイト：灰色を呈した領域であり、形態は不定形である。また、炭化物を比較的多数内包する。
硬質第二相（残留オーステナイト＋フレッシュマルテンサイト）：白色から薄い灰色を呈する領域であり、形態は不定形である。また、炭化物を内包しない。
炭化物：白色を呈する領域であり、形態は点状や線状である。ベイナイト、焼戻しベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトに内包される。
残部組織：上述したパーライトやセメンタイトなどが挙げられ、これらの形態等は公知のとおりである。
　上記の組織分率測定に用いたＳＥＭ像から、フェライト粒内の孤立した島状フレッシュマルテンサイトと孤立した島状残留オーステナイトの面積の合計を、フェライト粒内の孤立した島状フレッシュマルテンサイトと孤立した島状残留オーステナイトの個数で割って平均面積を求め、上記平均面積を円周率πで除し、その平方根に２を掛けることにより得られる円相当径を平均結晶粒径とする。
なお、１個のフェライト粒内の孤立した島状フレッシュマルテンサイトまたは孤立した島状残留オーステナイトについては、ＳＥＭ像において、外周がフェライトに囲まれて、途切れることなく一体形成された島状の領域を１個として測定する。
　また、残留オーステナイトの面積率は、以下のように測定する。
　すなわち、素地鋼板を板厚方向（深さ方向）に板厚の１／４位置まで機械研削した後、シュウ酸による化学研磨を行い、観察面とする。ついで、観察面を、Ｘ線回折法により観察する。入射Ｘ線にはＭｏＫα線を使用し、ｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）および（２２０）各面の回折強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）、（２２０）および（３１１）各面の回折強度の比を求め、各面の回折強度の比から、残留オーステナイトの体積率を算出する。そして、残留オーステナイトが三次元的に均質であるとみなして、残留オーステナイトの体積率を、残留オーステナイトの面積率とする。
　また、フレッシュマルテンサイトの面積率は、前記のようにして求めた硬質第二相の面積率から、残留オーステナイトの面積率を減じることにより求める。
　［フレッシュマルテンサイトの面積率（％）］＝［硬質第二相の面積率（％）］－［残留オーステナイトの面積率（％）］
　また、残部組織の面積率は、１００．０％から前記のようにして求めたフェライトの面積率、ベイナイトおよび焼戻しベイナイトの面積率、焼戻しマルテンサイトの面積率、硬質第二相の面積率を減じることにより求める。
　［残部組織の面積率（％）］＝１００．０－［フェライトの面積率（％）］－［ベイナイトおよび焼戻しベイナイトの面積率（％）］－［焼戻しマルテンサイトの面積率（％）］－［硬質第二相の面積率（％）］
　素地鋼板に含まれる（鋼中の）拡散性水素量：０．５０質量ｐｐｍ以下
　鋼板中の拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ超の場合、所望のλ、Ｒ／ｔ、ＳＴおよびＳＦｍａｘが得られない。
なお、鋼板中の拡散性水素量は、好ましくは０．２５質量ｐｐｍ以下とする。また、鋼板中の拡散性水素量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、鋼板中の拡散性水素量は０．０１質量ｐｐｍ以上とすることが好ましい。
なお、拡散性水素量を測定する素地鋼板は、めっき処理前の高強度鋼板のほか、亜鉛めっき処理後加工前の高強度亜鉛めっき鋼板の素地鋼板であってもよい。また、亜鉛めっき処理後、打ち抜き加工および伸びフランジ成形等の加工を施された鋼板の素地鋼板であってもよく、さらに加工後の鋼板を溶接して製造された製品の素地部分であってもかまわない。
　ここで、鋼板中の拡散性水素量の測定方法は、以下の通りである。長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取し、鋼板に亜鉛めっき層が形成されている場合には、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層をアルカリ除去する。その後、試験片から放出される水素量を昇温脱離分析法によって測定する。具体的には、室温（－５～５５℃）から３００℃までを昇温速度２００℃／ｈで連続加熱した後、室温まで冷却し、室温から２１０℃までに試験片から放出された積算水素量を測定して、鋼板中の拡散性水素量とする。拡散性水素量の測定は、鋼板の製造完了後に行うことが好ましい。なお、水素量の測定は、鋼板の製造完了後１週間以内に行うことがより好ましい。
なお、室温は世界各国での生産を踏まえた場合、現地での１年間での気温の変化の範囲内とする。一般的には、１０～５０℃の範囲であることが好ましい。
　表層軟質層
　本発明の一実施形態に伴う鋼板の素地鋼板では、素地鋼板表面に表層軟質層を有することが好ましい。プレス成形時および車体衝突時に表層軟質層が曲げ割れ進展の抑制に寄与するため、耐曲げ破断特性がさらに向上する。なお、表層軟質層とは、脱炭層を意味し、板厚１／４位置の断面のビッカース硬さに対して、８５％以下のビッカース硬さの表層領域のことである。
　ここで、表層軟質層は、素地鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以下の領域で形成されている。表層軟質層の形成される領域は、素地鋼板表面から板厚方向に、好ましくは１５０μｍ以下であり、より好ましくは１２０μｍ以下である。なお、表層軟質層の厚さの下限については、特に定めないが、８μｍ以上が好ましく、１７μｍ超がより好ましい。また、表層軟質層は、好ましくは３０μｍ以上であり、より好ましくは４０μｍ以上である。
　また、上記のビッカース硬さを測定する素地鋼板の板厚１／４位置は、非表層軟質層（本発明で規定される表層軟質層の硬さの条件を満たさない層）である。
　ビッカース硬さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４－１（２０２０）に基づいて、荷重を１０ｇｆとして測定する。
　表層軟質層のナノ硬度
　素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置および板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して０．１０以下
　本発明において、プレス成形時の優れた曲げ性と衝突時の優れた曲げ破断特性を得るためには、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置及び板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して０．１０以下であることが好ましい。ナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の割合が０．１０以下の場合、硬質な組織（マルテンサイトなど）、介在物などの割合が小さいことを意味し、硬質な組織（マルテンサイトなど）、介在物などのプレス成形時および衝突時のボイドの生成や連結、さらには亀裂の進展をより抑制することが可能となり、優れたＲ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られる。
　鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、さらに、鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下
　本発明において、プレス成形時の優れた曲げ性と衝突時の優れた曲げ破断特性を得るためには、鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、さらに、鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下であることが好ましい。鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、さらに、鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下の場合、ミクロ領域における組織硬度差が小さいことを意味し、プレス成形時および衝突時のボイドの生成や連結、さらには亀裂の進展をより抑制することが可能となり、優れたＲ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られる。
また、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σの好ましい範囲は、１．７ＧＰａ以下であることが好ましい。素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σは、より好ましくは、１．３ＧＰａ以下である。下限は特に限定されないが、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σは、０．５ＧＰａ以上としてもよい。
素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σのより好ましい範囲は、２．１ＧＰａ以下である。素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σは、より好ましくは、１．７ＧＰａ以下である。下限は特に限定されないが、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σは、０．６ＧＰａ以上としてもよい。
　ここで、板厚方向深さの１／４位置、１／２位置の板面のナノ硬度とは、以下の方法により測定される硬度である。
　まず、めっき層が形成されている場合は、めっき層剥離後、素地鋼板の表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４の位置－５μｍの位置まで機械研磨を実施し、素地鋼板の表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置までダイヤモンドおよびアルミナでのバフ研磨を実施し、さらにコロイダルシリカ研磨を実施する。ここで、剥離するめっき層は、亜鉛めっき層が形成されている場合は、亜鉛めっき層であり、金属めっき層が形成されている場合は、金属めっき層であり、亜鉛めっき層および金属めっき層が形成されている場合は、亜鉛めっき層および金属めっき層である。
Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ－９５０を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、荷重：５００μＮ、測定領域：５０μｍ×５０μｍ、打点間隔：２μｍの条件でナノ硬度を測定する。
　また、表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置まで機械研磨を実施し、ダイヤモンドおよびアルミナでのバフ研磨を実施、さらにコロイダルシリカ研磨を実施する。そして、Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ－９５０を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、荷重：５００μＮ、測定領域：５０μｍ×５０μｍ、打点間隔：２μｍの条件でナノ硬度を測定する。
　板厚方向深さの１／４位置で３００点以上のナノ硬度を測定し、また、板厚方向深さの１／２位置でも３００点以上のナノ硬度を測定する。
例えば、表層軟質層厚さが１００μｍの場合、１／４位置は表層軟質層の表面から２５μｍ位置となり、１／２位置は表層軟質層の表面から５０μｍ位置となる。この２５μｍ位置で３００点以上のナノ硬度を測定し、また、５０μｍ位置でも３００点以上のナノ硬度を測定する。
　金属めっき層（第一めっき層）
　さらに、本発明の一実施形態に伴う鋼板は、素地鋼板の片面または両面の表面上において、金属めっき層（第一めっき層、プレめっき層）（なお、金属めっき層（第一めっき層）は、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層の亜鉛めっき層を除く）を有することが好ましい。金属めっき層は金属電気めっき層とすることが好ましく、以下では、金属電気めっき層を例に説明する。
金属電気めっき層が鋼板表面に形成されることで、プレス成形時および車体衝突時に最表層の前記金属電気めっき層が曲げ割れ発生の抑制に寄与するため、耐曲げ破断特性がさらに向上する。
　本発明では、露点を－２０℃超えとすることで、軟質層の厚みをより大きくすることができ、軸圧壊特性を非常に優れたものとすることが可能になる。この点、本発明では、金属めっき層を有することで、露点を－２０℃以下で、軟質層厚みが小さくても、軟質層厚みが大きい場合と同等の軸圧壊特性を得られる。
　金属電気めっき層の金属種としては、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ、Ｂｉのいずれでもかまわないが、Ｆｅであることがより好ましい。以下では、Ｆｅ系電気めっき層を例に説明するが、他の金属種でも以下のＦｅにおける条件を同様に採用し得る。
　Ｆｅ系電気めっき層の付着量は、０ｇ／ｍ２超とし、好ましくは２．０ｇ／ｍ２以上とする。Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量の上限は特に限定されないが、コストの観点から、Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量を６０ｇ／ｍ２以下とすることが好ましい。Ｆｅ系電気めっき層の付着量は、好ましくは５０ｇ／ｍ２以下であり、より好ましくは４０ｇ／ｍ２以下であり、さらに好ましくは３０ｇ／ｍ２以下とする。
　Ｆｅ系電気めっき層の付着量は、以下のとおり測定する。Ｆｅ系電気めっき鋼板から１０×１５ｍｍサイズのサンプルを採取して樹脂に埋め込み、断面埋め込みサンプルとする。同断面の任意の３か所を走査型電子顕微鏡（ＳｃａｎｎｉｎｇＥｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；ＳＥＭ）を用いて加速電圧１５ｋＶで、Ｆｅ系めっき層の厚みに応じて倍率２０００～１００００倍で観察し、３視野の厚みの平均値に鉄の比重を乗じることによって、Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量に換算する。
　Ｆｅ系電気めっき層としては、純Ｆｅの他、Ｆｅ－Ｂ合金、Ｆｅ－Ｃ合金、Ｆｅ－Ｐ合金、Ｆｅ－Ｎ合金、Ｆｅ－Ｏ合金、Ｆｅ－Ｎｉ合金、Ｆｅ－Ｍｎ合金、Ｆｅ－Ｍｏ合金、Ｆｅ－Ｗ合金等の合金めっき層が使用できる。Ｆｅ系電気めっき層の成分組成は特に限定されないが、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、ＶおよびＣｏからなる群から選ばれる１または２以上の元素を合計で１０質量％以下含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成とすることが好ましい。Ｆｅ以外の元素の量を合計で１０質量％以下とすることで、電解効率の低下を防ぎ、低コストでＦｅ系電気めっき層を形成することができる。Ｆｅ－Ｃ合金の場合、Ｃの含有量は０．０８質量％以下とすることが好ましい。
　つぎに、本発明の一実施形態に従う鋼板の機械特性について、説明する。
　引張強さ（ＴＳ）：７８０ＭＰａ以上
　本発明の一実施形態に従う鋼板の引張強さは、７８０ＭＰａ以上である。
　なお、本発明の一実施形態に従う鋼板の降伏応力（ＹＳ）、降伏比（ＹＲ）、全伸び（Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、Ｕ曲げ＋密着曲げ試験での限界スペーサー厚さ（ＳＴ）およびＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験での荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）の基準値、ならびに軸圧壊試験での破断（外観割れ）の有無については上述したとおりである。
　また、引張強さ（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）、降伏比（ＹＲ）および全伸び（Ｅｌ）は、実施例において後述するＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に準拠する引張試験により、測定する。限界穴広げ率（λ）は、実施例において後述するＪＩＳ　Ｚ　２２５６（２０２０）に準拠する穴広げ試験により、測定する。限界スペーサー厚さ（ＳＴ）は、実施例において後述するＵ曲げ＋密着曲げ試験により、測定する。Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験での荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）は実施例において後述するＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験により、測定する。軸圧壊試験での破断（外観割れ）の有無は実施例において後述する軸圧壊試験により、測定する。
　亜鉛めっき層（第二めっき層）
　本発明の一実施形態に従う鋼板は、最表層として素地鋼板の上（素地鋼板表面上または金属めっき層が形成された場合は金属めっき層表面上）に形成された亜鉛めっき層を有していてもよく、この亜鉛めっき層は、素地鋼板の一方の表面の上のみに設けてもよく、両面の上に設けてもよい。亜鉛めっき層を有する鋼板は、亜鉛めっき鋼板としてもよい。
　すなわち、本発明の鋼板は、素地鋼板を有し、該素地鋼板上に第二めっき層（亜鉛めっき層、アルミニウムめっき層等）が形成されていてもよく、また、素地鋼板を有し、該素地鋼板上に金属めっき層（第一めっき層（亜鉛めっき層の第二めっき層を除く））と第二めっき層（亜鉛めっき層、アルミニウムめっき層等）とが順に形成されていてもよい。
　なお、ここでいう亜鉛めっき層は、Ｚｎを主成分（Ｚｎ含有量が５０．０％以上）とするめっき層を指し、例えば、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層が挙げられる。
　ここで、溶融亜鉛めっき層は、例えば、Ｚｎと、２０．０質量％以下のＦｅ、０．００１質量％以上１．０質量％以下のＡｌにより構成することが好適である。また、溶融亜鉛めっき層には、任意に、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、ＢｉおよびＲＥＭからなる群から選ばれる１種または２種以上の元素を合計で０．０質量％以上３．５質量％以下含有させてもよい。また、溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量は、より好ましくは７．０質量％未満である。なお、上記の元素以外の残部は、不可避的不純物である。
　また、合金化溶融亜鉛めっき層は、例えば、２０質量％以下のＦｅ、０．００１質量％以上１．０質量％以下のＡｌにより構成することが好適である。また、合金化溶融亜鉛めっき層には、任意に、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、ＢｉおよびＲＥＭからなる群から選ばれる１種または２種以上の元素を合計で０．０質量％以上３．５質量％以下含有させてもよい。合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量は、より好ましくは７．０質量％以上、さらに好ましくは８．０質量％以上である。また、合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量は、より好ましくは１５．０質量％以下、さらに好ましくは１２．０質量％以下である。なお、上記の元素以外の残部は、不可避的不純物である。
　加えて、亜鉛めっき層の片面あたりのめっき付着量は、特に限定されるものではないが、２０ｇ／ｍ２以上とすることが好ましい。また、亜鉛めっき層の片面あたりのめっき付着量は、８０ｇ／ｍ２以下とすることが好ましい。
　なお、亜鉛めっき層のめっき付着量は、以下のようにして測定する。
　すなわち、１０質量％塩酸水溶液１Ｌに対し、Ｆｅに対する腐食抑制剤（朝日化学工業（株）製「イビット７００ＢＫ」（登録商標））を０．６ｇ添加した処理液を調整する。ついで、該処理液に、供試材となる鋼板を浸漬し、亜鉛めっき層を溶解させる。そして、溶解前後での供試材の質量減少量を測定し、その値を、素地鋼板の表面積（めっきで被覆されていた部分の表面積）で除することにより、めっき付着量（ｇ／ｍ２）を算出する。
　なお、本発明の一実施形態に従う鋼板の板厚は、特に限定されないが、好ましくは０．５ｍｍ以上である。
板厚は、より好ましくは０．８ｍｍ超である。板厚は、さらに好ましくは０．９ｍｍ以上である。板厚は、より好ましくは１．０ｍｍ以上である。板厚は、さらに好ましくは１．２ｍｍ以上である。
また、鋼板の板厚は、好ましくは３．５ｍｍ以下である。板厚は、より好ましくは２．３ｍｍ以下である。
　また、本発明の鋼板の板幅は、特に限定されないが、５００ｍｍ以上とすることが好ましく、７５０ｍｍ以上とすることがより好ましい。また、鋼板の板幅は、１６００ｍｍ以下とすることが好ましく、１４５０ｍｍ以下とすることがより好ましい。
［２．鋼板の製造方法］
　つぎに、本発明の一実施形態に従う鋼板の製造方法について、説明する。
　本発明の鋼板の製造方法は、上述した成分組成を有する鋼スラブに、仕上げ圧延温度：８２０℃以上の条件で熱間圧延を施し、熱延鋼板を得る、熱間圧延工程と、該熱間圧延工程後の鋼板に対して、３５０℃以上６００℃以下の温度域を平均加熱速度７℃／秒以上の条件で昇温する、昇温工程と、焼鈍温度：７５０℃以上９００℃以下、焼鈍時間：２０秒以上の条件で焼鈍する、焼鈍工程と、焼鈍工程後、（焼鈍温度－３０℃）から６５０℃までの平均冷却速度を７℃／秒以上とし、６５０℃から５００℃までの平均冷却速度を１４℃／秒以下とする条件で冷却する、第一冷却工程と、第一冷却工程後、鋼板に対して、３００℃以上４５０℃以下の温度域で２．０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の張力を付与し、その後、鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／４周分接触させながら、５パス以上通過させ、ついで、２５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する、第二冷却工程と、第二冷却工程後、鋼板を、冷却停止温度以上４４０℃以下の温度域まで再加熱して２０秒以上保持する、再加熱工程と、を含み、あるいはさらに熱間圧延工程後、かつ昇温工程前の鋼板に、圧下率が２０％以上８０％以下である冷間圧延を施し、冷延鋼板を得る、冷間圧延工程を含む。
　本発明において、鋼素材（鋼スラブ）の溶製方法は特に限定されず、転炉や電気炉等、公知の溶製方法の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。
　（熱間圧延工程）
　スラブを加熱する場合は、炭化物の溶解や、圧延荷重の低減の観点から、スラブ加熱温度を１１００℃以上とすることが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブ加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。
なお、スラブ加熱温度はスラブ表面の温度である。また、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、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。
　仕上げ圧延温度：８２０℃以上
　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、最終材の延性、穴広げ性および曲げ性を低下させる。このため、仕上げ圧延温度は８２０℃以上とする。仕上げ圧延温度は、好ましくは８３０℃以上であり、より好ましくは８５０℃以上である。また、仕上げ圧延温度は、好ましくは１０８０℃以下であり、より好ましくは１０５０℃以下である。
　また、熱間圧延後の巻取温度については、特に限定されないが、最終材の延性、穴広げ性および曲げ性を低下する場合を考慮する必要がある。このため、熱間圧延後の巻取温度は３００℃以上とすることが好ましい。また、熱間圧延後の巻取温度は７００℃以下とすることが好ましい。
　なお、熱間圧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い。また、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．２５以下とすることが好ましい。
　（酸洗工程）
　上記のようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行ってよい。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行うことができる。また、酸洗は、一回でも良いし、複数回に分けても良い。
　（冷間圧延工程）
　上記のようにして得られた熱延後酸洗処理板または熱延鋼板に、必要に応じて、冷間圧延を施す。冷間圧延を施す場合、熱間圧延後、酸洗処理板のままで冷間圧延を施してもよいし、熱処理を施したのちに冷間圧延を施してもよい。また、任意に、冷間圧延後に得られた冷延鋼板に酸洗を施してもよい。
冷間圧延は、例えば、タンデム式の多スタンド圧延やリバース圧延等の、２パス以上のパス数を要する多パス圧延により行う。
　必要に応じて、冷間圧延の圧下率：２０％以上８０％以下
　冷間圧延を施す場合、冷間圧延の圧下率（累積圧下率）は特に限定されないが、２０％以上８０％以下とすることが好ましい。冷間圧延の圧下率が２０％未満では、焼鈍工程において鋼組織の粗大化や不均一化が生じやすくなり、最終製品においてＴＳや曲げ性が低下するおそれがある。よって、冷間圧延の圧下率は、２０％以上とすることが好ましい。一方、冷間圧延の圧下率が８０％を超えると、鋼板の形状不良が生じやすくなり、亜鉛めっきの付着量が不均一になるおそれがある。よって、冷間圧延の圧下率は、８０％以下とすることが好ましい。
　（金属めっき（金属電気めっき、第一めっき）工程）
　本発明の一実施形態においては、熱間圧延工程後（冷間圧延を施す場合は、冷間圧延工程後）、かつ昇温工程の前の鋼板の片面もしくは両面において、金属めっきを施し、金属めっき層（第一めっき層）を形成する第一めっき工程を含んでいてもよい。
　例えば、上記のようにして得られた熱延鋼板または冷延鋼板の表面に金属電気めっき処理を施して、焼鈍前金属電気めっき層が少なくとも片面に形成された焼鈍前金属電気めっき鋼板としてもよい。なお、ここでいう金属めっきは、亜鉛めっき（第二めっき）を除く。
金属電気めっき処理方法は特に限定されないが、前述したように素地鋼板上に形成させる金属めっき層としては、金属電気めっき層とすることが好ましいため、金属電気めっき処理を施すことが好ましい。
例えば、Ｆｅ系電気めっき浴では硫酸浴、塩酸浴あるいは両者の混合などが適用できる。また、焼鈍前金属電気めっき層の付着量は、通電時間等によって調整することができる。なお、焼鈍前金属電気めっき鋼板とは、金属電気めっき層が焼鈍工程を経ていないことを意味し、金属電気めっき処理前の熱延鋼板、熱延後酸洗処理板または冷延鋼板について予め焼鈍された態様を除外するものではない。
　ここで、電気めっき層の金属種としては、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ、Ｂｉのいずれでもかまわないが、Ｆｅであることがより好ましい。以下では、Ｆｅ系電気めっきを例に説明するが、他の金属系電気めっきでも以下のＦｅ系電気めっきにおける条件を同様に採用し得る。
　通電開始前のＦｅ系電気めっき浴中のＦｅイオン含有量は、Ｆｅ２＋として０．５ｍｏｌ／Ｌ以上とすることが好ましい。Ｆｅ系電気めっき浴中のＦｅイオン含有量が、Ｆｅ２＋として０．５ｍｏｌ／Ｌ以上であれば、十分なＦｅ付着量を得ることができる。また、十分なＦｅ付着量を得るために、通電開始前のＦｅ系電気めっき浴中のＦｅイオン含有量は、２．０ｍｏｌ／Ｌ以下とすることが好ましい。
　また、Ｆｅ系電気めっき浴中にはＦｅイオンと、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、ＶおよびＣｏからなる群から選ばれる少なくとも一種の元素とを含有することができる。Ｆｅ系電気めっき浴中でのこれらの元素の合計含有量は、焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層中でこれらの元素の合計含有量が１０質量％以下となるようにすることが好ましい。なお、金属元素は金属イオンとして含有すればよく、非金属元素はホウ酸、リン酸、硝酸、有機酸等の一部として含有することができる。また、硫酸鉄めっき液中には、硫酸ナトリウム、硫酸カリウム等の伝導度補助剤や、キレート剤、ｐＨ緩衝剤が含まれていてもよい。
　Ｆｅ系電気めっき浴のその他の条件についても特に限定しない。Ｆｅ系電気めっき液の温度は、定温保持性を考えると、３０℃以上とすることが好ましく、８５℃以下が好ましい。Ｆｅ系電気めっき浴のｐＨも特に規定しないが、水素発生による電流効率の低下を防ぐ観点から１．０以上とすることが好ましく、また、Ｆｅ系電気めっき浴の電気伝導度を考慮すると、３．０以下が好ましい。電流密度は、生産性の観点から１０Ａ／ｄｍ２以上とすることが好ましく、Ｆｅ系電気めっき層の付着量制御を容易にする観点から１５０Ａ／ｄｍ２以下とすることが好ましい。通板速度は、生産性の観点から５ｍｐｍ以上とすることが好ましく、付着量を安定的に制御する観点から１５０ｍｐｍ以下とすることが好ましい。
　なお、Ｆｅ系電気めっき処理を施す前の処理として、鋼板表面を清浄化するための脱脂処理および水洗、さらには、鋼板表面を活性化するための酸洗処理および水洗を施すことができる。これらの前処理に引き続いてＦｅ系電気めっき処理を実施する。脱脂処理および水洗の方法は特に限定されず、通常の方法を用いることができる。酸洗処理においては、硫酸、塩酸、硝酸、およびこれらの混合物等各種の酸が使用できる。中でも、硫酸、塩酸あるいはこれらの混合が好ましい。酸の濃度は特に規定しないが、酸化皮膜の除去能力、および過酸洗による肌荒れ（表面欠陥）防止等を考慮すると、１～２０ｍａｓｓ％が好ましい。また、酸洗処理液には、消泡剤、酸洗促進剤、酸洗抑制剤等を含有してもよい。
　（昇温工程）
　本発明の一実施形態においては、熱間圧延工程後（冷間圧延を施す場合は、冷間圧延工程後、金属めっき層（第一めっき層）を形成する金属めっきを施す場合は、金属めっき工程後、冷間圧延および金属めっきを施す場合は、金属めっき工程後）、鋼板に対して、３５０℃以上６００℃以下の温度域を平均加熱速度７℃／秒以上の条件で昇温する昇温工程を含む。
　３５０℃以上６００℃以下の温度域における平均加熱速度：７℃／秒以上
　本発明において、３５０℃以上６００℃以下の温度域における平均加熱速度が上昇することで、フェライト粒内の孤立した微細な島状硬質第二相（マルテンサイト＋残留オーステナイト）の比率を増やすことで、λ、Ｒ／ｔ、ＳＴおよびＳＦｍａｘの向上が実現できる。したがって、３５０℃以上６００℃以下の温度域における平均加熱速度は７℃／ｓ以上とする。好ましく９℃／ｓ以上とする。
　上限については、特に限定されないが、３５０℃以上６００℃以下の温度域における平均加熱速度は１００℃／ｓ以下とすることが好ましく、９０℃／ｓ以下とすることがより好ましい。
ここで、平均加熱速度（℃／ｓ）は、（加熱終了温度（℃）－加熱開始温度（℃））／加熱時間（ｓ）より算出される。
　（焼鈍工程）
　本発明の一実施形態においては、昇温工程後、焼鈍温度：７５０℃以上９００℃以下、焼鈍時間：２０秒以上の条件で焼鈍する、焼鈍工程を含む。
　焼鈍温度：７５０℃以上９００℃以下
　焼鈍温度が７５０℃未満の場合、フェライトとオーステナイトの二相域での加熱中におけるオーステナイトの生成割合が不十分になる。そのため、焼鈍後にフェライトの面積率が過度に増加して、所望のＴＳ、ＹＳおよびＹＲが得られない。
一方、焼鈍温度が９００℃を超えると、２０．０％以上のフェライトの面積率が得られず、延性が低下する。
したがって、焼鈍温度は７５０℃以上９００℃以下とする。焼鈍温度は、好ましくは８８０℃以下である。なお、焼鈍温度は、焼鈍工程での最高到達温度である。
　焼鈍時間：２０秒以上
　焼鈍時間が２０秒未満になると、フェライトとオーステナイトの二相域での加熱中におけるオーステナイトの生成割合が不十分になる。そのため、焼鈍後にフェライトの面積率が過度に増加して、ＴＳ、ＹＳおよびＹＲが得られない。そのため、焼鈍時間は２０秒以上とする。焼鈍時間は、好ましくは３０秒以上であり、より好ましくは５０秒以上である。
なお、焼鈍時間の上限はとくに限定されないが、焼鈍時間は９００秒以下とすることが好ましく、より好ましくは８００秒以下である。焼鈍時間は３００秒以下とすることがさらに好ましく、さらにより好ましくは２２０秒以下である。
なお、焼鈍時間とは、（焼鈍温度－４０℃）以上焼鈍温度以下の温度域での保持時間である。すなわち、焼鈍時間には、焼鈍温度での保持時間に加え、焼鈍温度に到達する前後の加熱および冷却における（焼鈍温度－４０℃）以上焼鈍温度以下の温度域での滞留時間も含まれる。
なお、焼鈍回数は２回以上でもよいが、エネルギー効率の観点から１回が好ましい。
　焼鈍工程の雰囲気（焼鈍雰囲気）の露点：－３０℃以上
　本発明の一実施形態においては、焼鈍工程の雰囲気（焼鈍雰囲気）の露点を－３０℃以上とすることが好ましい。焼鈍工程における焼鈍雰囲気の露点を－３０℃以上にして焼鈍を行うことで、脱炭反応が促進され、表層軟質層をより深く形成できる。焼鈍工程の焼鈍雰囲気の露点は、より好ましくは－２５℃以上、さらに好ましくは－２０℃超、さらにより好ましくは－１５℃以上、最も好ましくは－５℃以上である。
焼鈍工程の焼鈍雰囲気の露点の上限は特に定めないが、Ｆｅ系電気めっき層表面の酸化を好適に防ぎ、亜鉛めっき層を設ける際のめっき密着性を良好にするため、焼鈍工程の焼鈍雰囲気の露点は３０℃以下とすることが好ましい。焼鈍工程の焼鈍雰囲気の露点は２５℃以下とすることがより好ましく、２０℃以下とすることがさらに好ましい。
　（第一冷却工程）
　本発明では、焼鈍工程後、（焼鈍温度－３０℃）から６５０℃までの平均冷却速度を７℃／秒以上とし、６５０℃から５００℃までの平均冷却速度を１４℃／秒以下とする条件で冷却する第一冷却工程を含む。
　（焼鈍温度－３０℃）から６５０℃までの平均冷却速度：７℃／秒以上
　本発明において、６５０℃以上の高温域で早く冷却した場合、フェライト粒界に微細なオーステナイトが取り残され、最終的にフェライト粒内の孤立した微細な島状硬質第二相（マルテンサイト＋残留オーステナイト）の比率が増加する。したがって、（焼鈍温度－３０℃）から６５０℃までの平均冷却速度は７℃／秒以上とする。（焼鈍温度－３０℃）から６５０℃までの平均冷却速度は、好ましくは９℃／秒以上である。
（焼鈍温度－３０℃）から６５０℃までの平均冷却速度は、好ましくは８０℃／秒以下であり、より好ましくは６０℃／秒以下である。平均冷却速度は、さらに好ましくは３０℃／秒以下であり、さらにより好ましくは１８℃／秒以下である。
ここで、平均冷却速度（℃／ｓ）は、（焼鈍温度（℃）－３０（℃）－６５０（℃））／冷却時間（ｓ）より算出される。
　６５０℃から５００℃までの平均冷却速度：１４℃／秒以下
　本発明において、６５０℃以下の中温域でゆっくり冷却した場合、フェライト粒界の微細オーステナイトが、近い方位を有した隣接するフェライトの合体後、一つのフェライト粒となり、そのフェライト粒内に孤立した微細な島状オーステナイトとして取り残され、最終的にフェライト粒内の孤立した微細な島状硬質第二相（マルテンサイト＋残留オーステナイト）の比率が増加する。したがって、６５０℃から５００℃（第一冷却停止温度）までの平均冷却速度は、１４℃／秒以下であり、好ましくは１２℃／秒以下である。６５０℃から５００℃までの平均冷却速度は、好ましくは１℃／秒以上であり、より好ましくは２℃／秒以上である。
ここで、平均冷却速度（℃／ｓ）は、（６５０（℃）－５００（℃））／冷却時間（ｓ）より算出される。
　（亜鉛めっき工程（第二めっき工程））
　本発明では、第一冷却工程後、鋼板に亜鉛めっき処理を施してもよい。亜鉛めっき処理を施すことにより、亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
　亜鉛めっき処理としては、例えば、溶融亜鉛めっき処理や合金化亜鉛めっき処理が挙げられる。
　溶融亜鉛めっき処理の場合、鋼板を４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬させた後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整することが好ましい。溶融亜鉛めっき浴としては、前記した亜鉛めっき層の組成となれば特に限定されるものではないが、例えば、Ａｌ含有量が０．１０質量％以上であり、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる組成のめっき浴を用いることが好ましい。上記のＡｌ含有量は０．２３質量％以下であることが好ましい。
　また、合金化亜鉛めっき処理の場合、前記の要領で溶融亜鉛めっき処理を施した後、溶融亜鉛めっき鋼板を４５０℃以上の合金化温度に加熱して合金化処理を施すことが好ましい。上記の合金化温度は、６００℃以下とすることが好ましい。
合金化温度が４５０℃未満では、Ｚｎ－Ｆｅ合金化速度が遅くなり、合金化が困難となる場合がある。一方、合金化温度が６００℃を超えると、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難となる。なお、合金化温度は、より好ましくは５００℃以上であり、さらに好ましくは５１０℃以上である。また、合金化温度は、より好ましくは５７０℃以下である。
　また、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）のめっき付着量はいずれも、片面あたり２０ｇ／ｍ２以上とすることが好ましい。また、亜鉛めっき層の片面あたりのめっき付着量は、８０ｇ／ｍ２以下とすることが好ましい。なお、めっき付着量は、ガスワイピング等により調節することが可能である。
　（第二冷却工程）
　本発明では、第一冷却工程後（亜鉛めっき工程を経る場合には、亜鉛めっき工程後）、鋼板に対して、３００℃以上４５０℃以下の温度域で２．０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の張力を付与し、鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／４周分接触させながら、５パス以上通過させ、ついで、２５０℃以下の冷却停止温度（第二冷却停止温度）まで冷却する第二冷却工程を含む。
　３００℃以上４５０℃以下の温度域で付与する張力：２．０ｋｇｆ／ｍｍ２以上
　本発明において、上記のように鋼板に対して２．０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の張力を一回以上付与することで、オーステナイトの大半が加工（応力・ひずみ）誘起変態によりマルテンサイトとなり、その後、再加熱工程で焼戻しを受けるため、最終組織のフレッシュマルテンサイトの面積率を低減でき、さらに、焼戻しマルテンサイトを適正量確保できる。また、第二冷却工程直後のオーステナイトの量を低減でき、最終組織の残留オーステナイトの体積率を低減できる。その結果、所望のλ、Ｒ／ｔ、ＳＴおよびＳＦｍａｘが得られる。
　ここで、張力は、ロール左右のロードセルの荷重（ｋｇｆ）の合計値を、鋼板の断面積（＝板厚（ｍｍ）×板幅（ｍｍ））（ｍｍ２）で割ることで得られる。なお、ロードセルの配置は、張力方向と平行にする必要がある。
ロードセルの配置位置は、ロール両端部から２００ｍｍ位置とすることが好ましい。また、用いるロールの胴長は、１５００ｍｍ以上とすることが好ましい。また、用いるロールの胴長は、２５００ｍｍ以下とすることが好ましい。
　また、この張力は、好ましくは２．２ｋｇｆ／ｍｍ２以上であり、より好ましくは２．４ｋｇｆ／ｍｍ２以上である。また、この張力は、好ましくは１５．０ｋｇｆ／ｍｍ２以下であり、より好ましくは１０．０ｋｇｆ／ｍｍ２以下である。この張力は、さらに好ましくは７．０ｋｇｆ／ｍｍ２以下であり、さらにより好ましくは４．０ｋｇｆ／ｍｍ２以下である。
　鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／４周分接触させながら、通過させるパス数：５パス以上
　本発明において、鋼板を、直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールに１パス当たりロール１／４周分接触させながら、鋼板を５パス以上通過させることで、オーステナイトの大半が加工（応力・ひずみ）誘起変態によりマルテンサイトとなり、その後、再加熱工程で焼戻しを受けるため、最終組織のフレッシュマルテンサイトの面積率を低減でき、さらに、焼戻しマルテンサイトを適正量確保できる。また、第二冷却工程直後のオーステナイトの量を低減でき、最終組織の残留オーステナイトの体積率を低減できる。その結果、所望のλ、Ｒ／ｔ、ＳＴおよびＳＦｍａｘが得られる。
このパス数は、好ましくは６パス以上であり、より好ましくは７パス以上である。
上限は特に限定されないが、このパス数は、好ましくは１０パス以下であり、より好ましくは９パス以下である。
　冷却停止温度：２５０℃以下
　第二冷却工程の冷却条件は特定に限定されず、常法に従えばよい。冷却方法としては、例えば、ガスジェット冷却、ミスト冷却、ロール冷却、水冷および空冷などを適用することができる。冷却停止温度（第二冷却停止温度）を２５０℃以下にすることにより、適正量のオーステナイトがマルテンサイトに変態し、その後、再加熱工程で焼戻しを受けるため、最終組織のフレッシュマルテンサイトの面積率を低減でき、さらに、焼戻しマルテンサイトを適正量確保できる。また、第二冷却工程直後のオーステナイトの量を低減でき、最終組織の残留オーステナイトの体積率を低減できる。その結果、所望のλ、Ｒ／ｔ、ＳＴおよびＳＦｍａｘが得られる。なお、表面の酸化防止の観点から、２００℃以下まで冷却することが好ましい。下限は特に限定されないが、室温（－５℃以上５５℃以下）とすることが好ましい。平均冷却速度は、例えば、１℃／秒以上とすることが好適である。また、平均冷却速度は、５０℃／秒以下とすることが好適である。ここで、平均冷却速度（℃／ｓ）は、（冷却開始温度（℃）－冷却停止温度（℃））／冷却時間（ｓ）より算出される。
　（再加熱工程）
　第二冷却工程後、再加熱工程として、鋼板を、上記冷却停止温度（第二冷却停止温度）以上４４０℃以下の温度域まで再加熱して２０秒以上保持する。
　再加熱温度：上記冷却停止温度（第二冷却停止温度）以上４４０℃以下の温度域
　再加熱保持時間：２０秒以上
　本発明において、冷却停止温度（第二冷却停止温度）以上まで再加熱することおよび２０秒以上保持することにより、鋼中の拡散性水素が放出される。また、最終組織のフレッシュマルテンサイトの面積率を低減でき、焼戻しマルテンサイトを適正量確保できる。また、第二冷却工程直後のオーステナイトの量を低減でき、最終組織の残留オーステナイトの体積率を低減できる。その結果、所望のλ、Ｒ／ｔ、ＳＴおよびＳＦｍａｘが得られる。
一方、再加熱温度が４４０℃を超える場合、亜鉛めっき処理を施す場合、亜鉛めっきが一部溶解し、ロールに付着してしまい、均一に亜鉛めっきされた溶融亜鉛めっき鋼板が得られない。また、再加熱保持時間が２０秒未満の場合、鋼中の拡散性水素が所望量放出されない。
　よって、本発明では、第二冷却停止温度以上４４０℃以下の温度域まで再加熱して、２０秒以上保持する。
再加熱温度は、好ましくは４０℃以上であり、より好ましくは１６０℃以上である。
また、再加熱温度は、好ましくは４２０℃以下であり、より好ましくは３２０℃以下である。
再加熱保持時間は、好ましくは２５秒以上であり、より好ましくは３０秒以上である。
また、再加熱保持時間は、好ましくは３００秒以下であり、より好ましくは２００秒以下である。
　また、上記のようにして得た鋼板に、さらに、調質圧延を施してもよい。調質圧延の圧下率は２．００％を超えると、降伏応力が上昇し、鋼板を部材に成形する際の寸法精度が低下するおそれがある。そのため、調質圧延の圧下率は２．００％以下が好ましい。なお、調質圧延の圧下率の下限は特に限定されるものではないが、生産性の観点から０．０５％以上が好ましい。また、調質圧延は上述した各工程を行うための焼鈍装置と連続した装置上（オンライン）で行ってもよいし、各工程を行うための焼鈍装置とは不連続な装置上（オフライン）で行ってもよい。また、調質圧延の圧延回数は、１回でもよく、２回以上であってもよい。なお、調質圧延と同等の伸長率を付与できれば、レベラー等による圧延であっても構わない。
　その他の製造方法の条件は、とくに限定しないが、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。
［３．部材］
　つぎに、本発明の一実施形態に従う部材について、説明する。
　本発明の一実施形態に従う部材は、上記の鋼板を用いてなる（素材とする）部材である。例えば、素材である鋼板に、成形加工または接合加工の少なくとも一方を施して部材とする。
　ここで、上記の鋼板は、ＴＳ：７８０ＭＰａ以上であり、かつ、高いＹＳおよびＹＲと、優れたプレス成形性（延性、穴広げ性および曲げ性）と、衝突時の耐破断特性（曲げ破断特性および軸圧壊特性）を有する。そのため、本発明の一実施形態に従う部材は、高強度であり、かつ、耐衝撃特性にも優れている。したがって、本発明の一実施形態に従う部材は、自動車分野で使用される衝撃エネルギー吸収部材に適用して特に好適である。
　［４．部材の製造方法］
　つぎに、本発明の一実施形態に従う部材の製造方法について、説明する。
　本発明の一実施形態に従う部材の製造方法は、上記の鋼板（例えば、上記の鋼板の製造方法により製造された鋼板）に、成形加工または接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、工程を有する。
　ここで、成形加工方法は、特に限定されず、例えば、プレス加工等の一般的な加工方法を用いることができる。また、接合加工方法も、特に限定されず、例えば、スポット溶接、レーザー溶接、アーク溶接等の一般的な溶接や、リベット接合、かしめ接合等を用いることができる。なお、成形条件および接合条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
　表１に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を有する鋼素材を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。表１中、－は不可避的不純物レベルの含有量を示す。
　得られた鋼スラブを１２００℃に加熱し、加熱後、鋼スラブに粗圧延と熱間圧延を施し、熱延鋼板とした。ついで、得られた熱延鋼板のＮｏ．１～Ｎｏ．５６、Ｎｏ．６０～Ｎｏ．８３、Ｎｏ．９２～Ｎｏ．１０６、Ｎｏ．１１２～Ｎｏ．１１７に、酸洗および冷間圧延を施し、表３、表５、表７に示す板厚の冷延鋼板とした。また、得られた熱延鋼板のＮｏ．５７～Ｎｏ．５９、Ｎｏ．８４～Ｎｏ．９１、Ｎｏ．１０７～Ｎｏ．１１１に酸洗を施し、表３、表５、表７に示す板厚の熱延鋼板（白皮）とした。
ついで、得られた冷延鋼板または熱延鋼板（白皮）に、表２に示す条件で、昇温工程、焼鈍工程、第一冷却工程、亜鉛めっき工程、第二冷却工程および再加熱工程における処理を行い、鋼板（亜鉛めっき鋼板）を得た。
また、表４に示す条件で、昇温工程、第一めっき工程（金属めっき工程）、焼鈍工程、第一冷却工程、第二めっき工程（亜鉛めっき工程）、第二冷却工程および再加熱工程における処理を行い、鋼板（亜鉛めっき鋼板）を得た。
また、表６に示す条件で、昇温工程、第一めっき工程（金属めっき工程）、焼鈍工程、第一冷却工程、第二冷却工程および再加熱工程における処理を行い、鋼板を得た。
　ここで、表２、表４に示す亜鉛めっき工程では、溶融亜鉛めっき処理または合金化亜鉛めっき処理を行い、溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＩともいう）または合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＡともいう）を得た。なお、表２、表４では、めっき工程の種類についても、「ＧＩ」および「ＧＡ」と表示している。表２、表４中、ＧＩ鋼板の場合に合金化処理を行わないため合金化温度を－と示す。また、表６では、亜鉛めっき処理は行わず、ＣＲ（冷延鋼板（めっき無し））またはＨＲ（熱延鋼板（めっき無し））と表示している。
　亜鉛めっき浴温は、ＧＩおよびＧＡのいずれを製造する場合も、４７０℃とした。
　亜鉛めっき付着量は、ＧＩを製造する場合は、片面あたり４５～７２ｇ／ｍ２とし、ＧＡを製造する場合は、片面あたり４５ｇ／ｍ２とした。
　なお、最終的に得られた溶融亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層の組成は、ＧＩでは、Ｆｅ：０．１～１．０質量％、Ａｌ：０．２～０．３３質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であった。また、ＧＡでは、Ｆｅ：８．０～１２．０質量％、Ａｌ：０．１～０．２３質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であった。
　また、亜鉛めっき層はいずれも、素地鋼板の両面に形成した。
　得られた鋼板を用いて、上述した要領により、素地鋼板の鋼組織の同定を行った。測定結果を表３、表５、表７に示す。表３、表５、表７中、Ｆはフェライト、Ｍはマルテンサイト、ＲＡは残留オーステナイト、Ｍ’およびＲＡ’は孤立した島状フレッシュマルテンサイトおよび孤立した島状残留オーステナイト、ＢおよびＢＴはベイナイトおよび焼戻しベイナイト、ＴＭは焼戻しマルテンサイト、Ｐはパーライト、θは炭化物、Ｆ’は未再結晶フェライトである。
　表層軟質層の測定方法は、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）を湿式研磨により平滑化した後、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４－１（２０２０）に基づき、ビッカース硬度計を用いて、荷重１０ｇｆで、鋼板表面から板厚方向に１μｍの位置より、板厚方向１００μｍの位置まで、１μｍ間隔で測定を行った。その後は板厚中心まで２０μｍ間隔で測定を行った。硬度が板厚１／４位置の硬度に比して８５％以下に減少した領域を軟質層（表層軟質層）と定義し、当該領域の板厚方向の厚さを軟質層の厚さと定義する。
　表１～７中下線部は本発明の適正範囲外を示す。
　また、以下の要領により、引張試験、穴広げ試験、Ｖ曲げ試験、Ｕ曲げ＋密着曲げ試験、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験および軸圧壊試験を行い、以下の基準により、引張強さ（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）、降伏比（ＹＲ）、全伸び（Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、Ｖ曲げ試験でのＲ／ｔ、Ｕ曲げ＋密着曲げ曲げ試験での限界スペーサー厚さ（ＳＴ）、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験で測定される荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）、および軸圧壊試験での破断（外観割れ）有無を評価した。
・ＴＳ
　〇（合格）：７８０ＭＰａ以上
　×（不合格）：７８０ＭＰａ未満
・ＹＳ
　〇（合格）：
（Ａ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、５００ＭＰａ≦ＹＳ
（Ｂ）９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、６００ＭＰａ≦ＹＳ
　×（不合格）：
（Ａ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、５００ＭＰａ＞ＹＳ
（Ｂ）９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、６００ＭＰａ＞ＹＳ
・ＹＲ
　〇（合格）：
（Ａ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、０．６４≦ＹＲ
（Ｂ）９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、０．６１≦ＹＲ
　×（不合格）：
（Ａ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、０．６４＞ＹＲ
（Ｂ）９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、０．６１＞ＹＲ
・Ｅｌ
　〇（合格）： 
（Ａ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、１９．０％≦Ｅｌ
（Ｂ）９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、１５．０％≦Ｅｌ
　×（不合格）：
（Ａ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、１９．０％＞Ｅｌ
（Ｂ）９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、１５．０％＞Ｅｌ
・λ
　〇（合格）：３０％以上
　×（不合格）：３０％未満
・Ｒ／ｔ
　〇（合格）： 
（Ａ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、２．０≧Ｒ/ｔ
（Ｂ）９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、２．５≧Ｒ/ｔ
　×（不合格）：
（Ａ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、２．０＜Ｒ/ｔ
（Ｂ）９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、２．５＜Ｒ/ｔ
・ＳＴ
〇（合格）：
（Ａ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、２．５ｍｍ≧ＳＴ
（Ｂ）９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、４．０ｍｍ≧ＳＴ
×（不合格）：
（Ａ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、２．５ｍｍ＜ＳＴ
（Ｂ）９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、４．０ｍｍ＜ＳＴ
・ＳＦｍａｘ
〇（合格）
（Ａ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、２８．０ｍｍ≦ＳＦｍａｘ
（Ｂ）９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、２６．５ｍｍ≦ＳＦｍａｘ
×（不合格）：
（Ａ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、２８．０ｍｍ＞ＳＦｍａｘ
（Ｂ）９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、２６．５ｍｍ＞ＳＦｍａｘ
・軸圧壊破断（外観割れ）有無
◎（合格）：軸圧壊試験後のサンプルに外観割れが観察されなかった。
〇（合格）：軸圧壊試験後のサンプルに外観割れが１箇所以下観察された
×（不合格）：軸圧壊試験後のサンプルに外観割れが２箇所以上観察された
（１）引張試験
　引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に準拠して行った。すなわち、得られた鋼板から、長手方向が素地鋼板の圧延方向に対して直角となるようにＪＩＳ５号試験片を採取した。採取した試験片を用いて、クロスヘッド速度が１０ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行い、ＴＳ、ＹＳ、ＹＲおよびＥｌを測定した。結果を表３、表５、表７に示す。
（２）穴広げ試験
　穴広げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６（２０２０）に準拠して行った。すなわち、得られた鋼板から、１００ｍｍ×１００ｍｍの試験片を剪断加工により採取した。該試験片に、クリアランスを１２．５％として直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた。ついで、内径：７５ｍｍのダイスを用いて穴の周囲にしわ押さえ力：９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）を加え、頂角：６０°の円錐ポンチを穴に押し込み、亀裂発生限界（亀裂発生時）における試験片の穴の直径を測定した。そして、次式により、限界穴広げ率：λ（％）を求めた。なお、λは、伸びフランジ性を評価する指標となるものである。結果を表３、表５、表７に示す。
　λ（％）＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
　ここで、
　Ｄｆ：亀裂発生時の試験片の穴の直径（ｍｍ）
　Ｄ０：初期の試験片の穴の直径（ｍｍ）
である。
（３）Ｖ曲げ試験
Ｖ（９０°）曲げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８（２０１４）に準拠して行った。
得られた鋼板から、１００ｍｍ×３５ｍｍの試験片を剪断・端面研削加工により採取した。ここで、１００ｍｍの辺は幅（Ｃ）方向に平行する。
曲げ半径Ｒ：０．５ｍｍピッチで変化
試験方法：ダイ支持、パンチ押し込み
成型荷重：１０ｔｏｎ
試験速度：３０ｍｍ/ｍｉｎ
保持時間：５ｓ
曲げ方向：圧延直角（Ｃ）方向
３回評価を行い、いずれも割れが出ない最小の曲げ半径（限界曲げ半径）Ｒを板厚ｔで除したＲ／ｔを算出した。また、ライカ製実体顕微鏡を用いて、２５倍の倍率で長さが２００μｍ以上のき裂を割れと判断した。なお、ＴＳが７８０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満では、２．０≧Ｒ／ｔを、ＴＳが９８０ＭＰａ以上では、２．５≧Ｒ／ｔを良好と判断した。
（４）Ｕ曲げ＋密着曲げ試験
　Ｕ曲げ＋密着曲げ試験は以下のようにして行った。
得られた鋼板から、６０ｍｍ×３０ｍｍの試験片を剪断・端面研削加工により採取した。ここで、６０ｍｍの辺は幅（Ｃ）方向に平行する。曲率半径／板厚：４．２で圧延（Ｌ）方向を軸に幅（Ｃ）方向にＵ曲げ加工（一次曲げ加工）を施し、試験片を準備した。Ｕ曲げ加工（一次曲げ加工）では、図２（ａ）に示すように、ロールＡ１の上に載せた鋼板に対して、パンチＢ１を押し込んで試験片Ｔ１を得た。次に、図２（ｂ）に示すように、下金型Ａ２の上に載せた試験片Ｔ１に対して、上金型Ｂ２で押し潰す密着曲げ（二次曲げ加工）を施した。図２（ａ）において、Ｄ１は幅（Ｃ）方向、Ｄ２は圧延（Ｌ）方向を示している。なお、試験片の間には、後述するスペーサーＳを挿入している。
　Ｕ曲げ＋密着曲げ試験におけるＵ曲げの条件は、以下のとおりである。
試験方法：ロール支持、パンチ押し込み
パンチ先端Ｒ：５．０ｍｍ
ロールとパンチのクリアランス：板厚＋０．１ｍｍ
ストローク速度：１０ｍｍ／ｍｉｎ
曲げ方向：圧延直角（Ｃ）方向
　Ｕ曲げ＋密着曲げ試験における密着曲げの条件は、以下のとおりである。
スペーサー厚さ：０．５ｍｍピッチで変化
試験方法：ダイ支持、パンチ押し込み
成型荷重：１０ｔｏｎ
試験速度：１０ｍｍ／ｍｉｎ
保持時間：５ｓ
曲げ方向：圧延直角（Ｃ）方向
　上記Ｕ曲げ＋密着曲げ試験を３回実施し、３回とも割れが発生しなかったときの限界スペーサー厚さ（ＳＴ）とした。また、ライカ製実体顕微鏡を用いて、２５倍の倍率で長さが２００μｍ以上のき裂を割れと判断した。なお、ＳＴは、衝突時の耐破断特性（軸圧壊試験における縦壁部の耐破断特性）を評価する指標となるものである。結果を表３、表５、表７に示す。
（５）Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験
　Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験は以下のようにして行う。
　得られた鋼板から、６０ｍｍ×６５ｍｍの試験片を剪断・端面研削加工により採取した。ここで、６０ｍｍの辺は圧延（Ｌ）方向に平行する。曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工（一次曲げ加工）を施し、試験片を準備した。９０°曲げ加工（一次曲げ加工）では、図３（ａ）に示すように、Ｖ溝を有するダイＡ３の上に載せた鋼板に対して、パンチＢ３を押し込んで試験片Ｔ１を得た。次に、図３（ｂ）に示すように、支持ロールＡ４の上に載せた試験片Ｔ１に対して、曲げ方向が圧延直角方向となるようにして、パンチＢ４を押し込んで直交曲げ（二次曲げ加工）を施した。図３（ａ）および図３（ｂ）において、Ｄ１は幅（Ｃ）方向、Ｄ２は圧延（Ｌ）方向を示している。
　Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験におけるＶ曲げの条件は、以下のとおりである。
試験方法：ダイ支持、パンチ押し込み
成型荷重：１０ｔｏｎ
試験速度：３０ｍｍ/ｍｉｎ
保持時間：５ｓ
曲げ方向：圧延（Ｌ）方向
　Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験におけるＶＤＡ曲げの条件は、以下のとおりである。
試験方法：ロール支持、パンチ押し込み
ロール径：φ３０ｍｍ
パンチ先端Ｒ：０．４ｍｍ
ロール間距離：（板厚×２）＋０．５ｍｍ
ストローク速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
試験片サイズ：６０ｍｍ×６０ｍｍ
曲げ方向：圧延直角（Ｃ）方向
　上記ＶＤＡ曲げを施した際に得られるストローク－荷重曲線において、荷重最大時のストロークを求めた。前記Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験を３回実施した際の当該荷重最大時のストロークの平均値をＳＦｍａｘ（ｍｍ）とした。なお、ＳＦｍａｘは、衝突時の耐破断特性（軸圧壊試験における曲げ稜線部の耐破断特性）を評価する指標となるものである。結果を表３、表５、表７に示す。
（６）軸圧壊試験
　得られた鋼板から、１６０ｍｍ×２００ｍｍの試験片を剪断加工により採取した。ここで、１６０ｍｍの辺は圧延（Ｌ）方向に平行する。パンチ肩半径が５．０ｍｍであり、ダイ肩半径が５．０ｍｍである金型を用いて、深さ４０ｍｍとなるように成形加工（曲げ加工）して、図４（ａ）および図４（ｂ）に示すハット型部材１０を作製した。また、ハット型部材の素材として用いた鋼板を、８０ｍｍ×１００ｍｍの大きさに別途切り出した。次に、その切り出した後の鋼板２０と、ハット型部材１０とをスポット溶接し、図４（ａ）および図４（ｂ）に示すような試験用部材３０を作製した。図４（ａ）は、ハット型部材１０と鋼板２０とをスポット溶接して作製した試験用部材３０の正面図である。図４（ｂ）は、試験用部材３０の斜視図である。スポット溶接部４０の位置は、図４（ｂ）に示すように、鋼板の端部と溶接部が１０ｍｍ、溶接部間が４５ｍｍの間隔となるようにした。次に、図４（ｃ）に示すように、試験用部材３０を地板５０とＴＩＧ溶接により接合して軸圧壊試験用サンプルを作製した。次に、作製した軸圧壊試験用サンプルにインパクター６０を衝突速度１０ｍｍ／ｍｉｎで等速衝突させ、軸圧壊試験用のサンプルを７０ｍｍ圧壊した。図４（ｃ）に示すように、圧壊方向Ｄ３は、試験用部材３０の長手方向と平行な方向とした。結果を表３、表５、表７に示す。
　板厚１．２ｍｍ超の鋼板のＵ曲げ＋密着曲げ試験、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験および軸圧壊試験では板厚の影響を考慮し、全て板厚１．２ｍｍの鋼板で実施した。板厚１．２ｍｍ超の鋼板は片面研削し、板厚を１．２ｍｍにした。
研削加工により鋼板表面の曲げ性が影響されるおそれがあるため、Ｕ曲げ＋密着曲げ曲げ試験では研削面を曲げ内側（谷側）とし、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験ではＶ曲げ試験時に研削面を曲げ外側（山側）とし、その後のＶＤＡ曲げ試験時に研削面を曲げ内側（谷側）とした。一方、板厚１．２ｍｍ以下の鋼板のＵ曲げ＋密着曲げ試験、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験および軸圧壊試験では、板厚の影響が小さいため、研削処理無しで試験を行った。
＜ナノ硬度測定＞
　プレス成形時の優れた曲げ性と衝突時の優れた曲げ破断特性を得るためには、素地表層から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置および板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数が、板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して０．１０以下であることがより好ましい。ナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の割合が０．１０以下の場合、硬質な組織（マルテンサイトなど）、介在物などの割合が小さいことを意味するため、硬質な組織（マルテンサイトなど）、介在物などのプレス成形時および衝突時のボイドの生成・連結および亀裂の進展をより抑制することが可能となり、優れたＲ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られた。
　本実施例では、めっきを施した場合は、めっき剥離後、素地鋼板の表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置－５μｍまで機械研磨し、素地鋼板の表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置までダイヤモンドおよびアルミナでのバフ研磨後、コロイダルシリカ研磨を実施した。Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ－９５０を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、
　荷重：５００μＮ
　測定領域：５０μｍ×５０μｍ
　打点間隔：２μｍ
の条件で計５１２点のナノ硬度を測定した。
　次いで、上記表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置まで機械研磨、ダイヤモンドおよびアルミナでのバフ研磨およびコロイダルシリカ研磨を実施した。Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ－９５０を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、
　荷重：５００μＮ
　測定領域：５０μｍ×５０μｍ
　打点間隔：２μｍ
の条件で計５１２点のナノ硬度を測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
  
　表３、表５、表７に示したように、発明例ではいずれも、引張強さ（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）、降伏比（ＹＲ）、全伸び（Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、Ｖ曲げ試験でのＲ／ｔ、Ｕ曲げ＋密着曲げ曲げ試験での限界スペーサー厚さ（ＳＴ）、および、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験で測定される荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）の全てが合格であり、軸圧壊試験での破断（外観割れ）はなかった。
　一方、比較例では、引張強さ（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）、降伏比（ＹＲ）、全伸び（Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、Ｖ曲げ試験でのＲ／ｔ、Ｕ曲げ＋密着曲げ曲げ試験での限界スペーサー厚さ（ＳＴ）、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験で測定される荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）、および、軸圧壊試験での破断（外観割れ）有無の少なくとも１つが十分ではなかった。
なお、表５、表７において、露点が－３０℃以上－５℃以下の範囲では、表層の軟質層厚さが１７μｍ以下となり、軸圧壊試験での破断（外観割れ）の判定は「○」であるが、表層の軟質層厚さが１７μｍ以下の場合でも金属めっき層を有する場合は、軸圧壊試験での破断（外観割れ）の判定は「◎」となる。
　また、本発明例の鋼板を用いて、成形加工を施して得た部材または接合加工を施して得た部材は、引張強さ（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）、降伏比（ＹＲ）、全伸び（Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、Ｖ曲げ試験でのＲ／ｔ、Ｕ曲げ＋密着曲げ曲げ試験での限界スペーサー厚さ（ＳＴ）、および、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験で測定される荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）の全てが本発明で特徴とする優れた特性を有し、軸圧壊試験での破断（外観割れ）はなく、本発明で特徴とする優れた特性を有することがわかった。
　１０　　ハット型部材
　２０　　鋼板
　３０　　試験用部材
　４０　　スポット溶接部
　５０　　地板
　６０　　インパクター
　Ａ１　　ダイ
　Ａ２　　支持ロール
　Ａ３　　ダイ
　Ａ４　　支持ロール
　Ｂ１　　パンチ
　Ｂ２　　パンチ
　Ｂ３　　パンチ
　Ｂ４　　パンチ
　Ｄ１　　幅（Ｃ）方向
　Ｄ２　　圧延（Ｌ）方向
　Ｄ３　　圧壊方向
　Ｓ　　スペーサー
　Ｔ１　　試験片
　Ｆ　　フェライト
　Ｍ　　マルテンサイト
　ＲＡ　　残留オーステナイト
　Ｍ’　　孤立した島状フレッシュマルテンサイト
　ＲＡ’　　孤立した島状残留オーステナイト
　Ｂ　　ベイナイト
　ＢＴ　　焼戻しベイナイト
　ＴＭ　　焼戻しマルテンサイト
　本発明によれば、ＴＳ：７８０ＭＰａ以上であり、かつ、高いＹＳおよびＹＲと、優れたプレス成形性（延性、穴広げ性および曲げ性）と、衝突時の耐破断特性（曲げ破断特性および軸圧壊特性）を有する鋼板および部材の製造が可能になる。また、本発明の方法に従って得られた鋼板および部材を、例えば、自動車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、産業上の利用価値は極めて大きい。

Claims (11)

  1. 　素地鋼板を備える鋼板であって、前記素地鋼板は、
    質量％で、
    Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上０．７５％以下、
    Ｍｎ：２．００％以上３．５０％未満、
    Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    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と、
    前記素地鋼板の板厚１／４位置の組織として、
    フェライトの面積率：２０．０％以上８０．０％以下であり、
    フレッシュマルテンサイトの面積率：１５．０％以下であり、
    残留オーステナイトの面積率：３．０％以下であり、
    フェライト粒内の島状フレッシュマルテンサイトと島状残留オーステナイトの面積率の合計を、鋼板全体のフレッシュマルテンサイトの面積率と残留オーステナイトの面積率の合計で除した値：０．６５以上であり、
    ベイナイトおよび焼戻しベイナイトの面積率：１０．０％以下であり、
    焼戻しマルテンサイトの面積率：１０．０％以上７０．０％以下であり、
    さらに、フェライト粒内の島状フレッシュマルテンサイトと島状残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下である鋼組織と、
    を有し、
    前記素地鋼板に含まれる拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下であり、引張強さが７８０ＭＰａ以上である、鋼板。
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    　　Ｎｂ：０．２００％以下、
    　　Ｔｉ：０．２００％以下、
    　　Ｖ：０．２００％以下、
    　　Ｂ：０．０１００％以下、
    　　Ｃｒ：１．０００％以下、
    　　Ｎｉ：１．０００％以下、
    　　Ｍｏ：１．０００％以下、
    　　Ｓｂ：０．２００％以下、
    　　Ｓｎ：０．２００％以下、
    　　Ｃｕ：１．０００％以下、
    　　Ｔａ：０．１００％以下、
    　　Ｗ：０．５００％以下、
    　　Ｍｇ：０．０２００％以下、
    　　Ｚｎ：０．０２００％以下、
    　　Ｃｏ：０．０２００％以下、
    　　Ｚｒ：０．１０００％以下、
    　　Ｃａ：０．０２００％以下、
    　　Ｓｅ：０．０２００％以下、
    　　Ｔｅ：０．０２００％以下、
    　　Ｇｅ：０．０２００％以下、
    　　Ａｓ：０．０５００％以下、
    　　Ｓｒ：０．０２００％以下、
    　　Ｃｓ：０．０２００％以下、
    　　Ｈｆ：０．０２００％以下、
    　　Ｐｂ：０．０２００％以下、
    　　Ｂｉ：０．０２００％以下および
    　　ＲＥＭ：０．０２００％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に記載の鋼板。
  3. 　前記鋼板の片面または両面において、最表層として亜鉛めっき層を備える、請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　前記素地鋼板は、素地鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以下の領域を表層とした際、
    前記表層に、板厚１／４位置のビッカース硬さに対して、ビッカース硬さが８５％以下である表層軟質層を有し、
    　前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置および板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、
    前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して０．１０以下であり、
    さらに、前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、
    さらに、前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下である、請求項１～３のいずれかに記載の鋼板。
  5. 　前記鋼板の片面または両面において、前記素地鋼板の上に形成された金属めっき層を有する、請求項１～４のいずれかに記載の鋼板。
  6. 　請求項１～５のいずれかに記載の鋼板を用いてなる、部材。
  7. 　請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブに、
    仕上げ圧延温度：８２０℃以上の条件で熱間圧延を施し、熱延鋼板を得る、熱間圧延工程と、
    該熱間圧延工程後の鋼板に対して、３５０℃以上６００℃以下の温度域を平均加熱速度：７℃／秒以上の条件で昇温する、昇温工程と、
    焼鈍温度：７５０℃以上９００℃以下、焼鈍時間：２０秒以上の条件で焼鈍する、焼鈍工程と、
    該焼鈍工程後、（前記焼鈍温度－３０℃）から６５０℃までの平均冷却速度を７℃／秒以上とし、６５０℃から５００℃までの平均冷却速度を１４℃／秒以下とする条件で冷却する、第一冷却工程と、
    該第一冷却工程後、鋼板に対して、３００℃以上４５０℃以下の温度域で２．０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の張力を付与し、
    その後、前記鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／４周分接触させながら、５パス以上通過させ、
    ついで、２５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する、第二冷却工程と、
    該第二冷却工程後、鋼板を、前記冷却停止温度以上４４０℃以下の温度域まで再加熱して２０秒以上保持する、再加熱工程と、を含み、あるいはさらに
    前記熱間圧延工程後、かつ前記昇温工程前の鋼板に、圧下率が２０％以上８０％以下である冷間圧延を施し、冷延鋼板を得る、冷間圧延工程を含む、鋼板の製造方法。
  8. 　前記第一冷却工程後、かつ前記第二冷却工程前の前記鋼板に亜鉛めっき処理を施し、前記鋼板に亜鉛めっき層を形成する亜鉛めっき工程を含む、請求項７に記載の鋼板の製造方法。
  9. 　前記焼鈍工程における焼鈍を、露点：－３０℃以上の雰囲気下で行う、請求項７または８に記載の鋼板の製造方法。
  10. 　前記熱間圧延工程の後、かつ前記焼鈍工程の前に、前記鋼板の片面または両面において、金属めっきを施し金属めっき層を形成する金属めっき工程を含む、請求項７～９のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
  11. 　請求項１～５のいずれかに記載の鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
     
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