JP7473860B1 - 高強度鋼板、その製造方法、部材及び自動車部品 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
高いＹＲ及び高い曲げ性を有し、かつ腐食環境下でのせん断端面の損傷度を低減した、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を提供する。質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、Ｍｎ：０．１０％以上５．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：１．０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下及びＯ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、板厚１／４位置において、マルテンサイトの面積率が４０％以上、フェライトの面積率が７０％以下、残留オーステナイトの体積率が２０．０％以下である鋼組織と、を有し、板厚の１／２位置において、Ｓｉ濃度の平均値に対するＳｉ濃度の標準偏差の比の値が１．００以下である、高強度鋼板。
Description
本発明は、高強度鋼板、その製造方法、部材及び自動車部品に関する。
車輌の軽量化によるＣＯ２排出量削減を図りつつ、耐衝突性能を向上させることを目的として、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ことを背景に、車体強度の増加を目的として、自動車キャビンの骨格を形成する主要な構造部品や補強部品（以下、「自動車の骨格構造部品」などともいう）に対して高強度鋼板を適用する事例が増加しており、特に、引張強さ（以下、「ＴＳ」ともいう）で１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の適用事例の増加が顕著である。
自動車の骨格構造部品などに用いられる高強度鋼板には、所望の形状に成形した際に、高い部品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、鋼板の降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ×１００。以下、「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が上昇する。
さらに、自動車の骨格構造部品などのうち、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、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。
さらに、自動車の骨格構造部品などのうち、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、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。
このような高強度鋼板に関する技術として、例えば、特許文献１の請求項１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、及びＮ：０.０１％以下、残部Ｆｅ及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及び／又は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、及びフェライト：２％以上２０％未満を含有するとともに、マルテンサイト及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。」が記載されている。
自動車の骨格構造部品には、腐食環境にさらされる部位に使用される部品があり、そのような部品は自動車の使用環境下においてせん断端面が腐食により損傷することが懸念される。この点から、高強度鋼板は腐食環境下でのせん断端面の損傷度が低減されていることが望ましい。
しかしながら、特許文献１に記載の高強度鋼板では、腐食環境下でのせん断端面の損傷度について考慮が払われていない。そのため、自動車の骨格構造部品などへのＴＳで１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の適用比率を増加させる観点から、高いＹＲと高い曲げ性を有し、かつ、腐食環境下でのせん断端面の損傷度を低減した、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の開発が、求められているのが現状である。
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、高いＹＲと高い曲げ性を有し、かつ、腐食環境下でのせん断端面の損傷度を低減した、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を提供することを目的とする。
また、本発明は、上記の高強度鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
さらに、本発明は、上記の高強度鋼板を用いてなる部材を提供することを目的とする。
また、本発明は、上記の高強度鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
さらに、本発明は、上記の高強度鋼板を用いてなる部材を提供することを目的とする。
ここで、「高いＹＲ」とは、ＹＲが６５％以上であることを意味する。ＹＲは次式（２）により求める。
ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ×１００・・・・（２）
ＴＳ及びＹＳはそれぞれ、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して測定する。
ここで、「高い曲げ性」とは、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠して行う曲げ試験（詳細は、後述の実施例の記載参照）において、曲げ頂点の稜線部における亀裂発生有無の評価を行い、割れの発生がないか、あるいは２００μｍ未満の微小割れが発生することを意味する。
ここで、「腐食環境下でのせん断端面の損傷度の低減」とは、後述の実施例に記載した塩酸浸漬試験において、塩酸浸漬後の試験片のせん断端面での割れ長さが３００μｍ以下であることを意味する。
ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ×１００・・・・（２）
ＴＳ及びＹＳはそれぞれ、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して測定する。
ここで、「高い曲げ性」とは、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠して行う曲げ試験（詳細は、後述の実施例の記載参照）において、曲げ頂点の稜線部における亀裂発生有無の評価を行い、割れの発生がないか、あるいは２００μｍ未満の微小割れが発生することを意味する。
ここで、「腐食環境下でのせん断端面の損傷度の低減」とは、後述の実施例に記載した塩酸浸漬試験において、塩酸浸漬後の試験片のせん断端面での割れ長さが３００μｍ以下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）マルテンサイト（焼入れマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト）を主体とする組織とすることで、高いＹＲを実現できる。
（２）残留オーステナイトの体積率を２０％以下とすることで、高い曲げ性及び腐食環境下でのせん断端面の損傷度の低減を実現できる。
（３）板厚１／２位置におけるＳｉ濃度の平均値に対するＳｉ濃度の標準偏差の比の値（以下「Ｓｉ濃度の標準偏差／平均Ｓｉ濃度」ともいう）を１．００以下とすることで、腐食環境下でのせん断端面の損傷度の低減を実現できる。
（１）マルテンサイト（焼入れマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト）を主体とする組織とすることで、高いＹＲを実現できる。
（２）残留オーステナイトの体積率を２０％以下とすることで、高い曲げ性及び腐食環境下でのせん断端面の損傷度の低減を実現できる。
（３）板厚１／２位置におけるＳｉ濃度の平均値に対するＳｉ濃度の標準偏差の比の値（以下「Ｓｉ濃度の標準偏差／平均Ｓｉ濃度」ともいう）を１．００以下とすることで、腐食環境下でのせん断端面の損傷度の低減を実現できる。
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：０．０３０％以上０．５００％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上５．００％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：１．０００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下及び
Ｏ：０．０１００％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
板厚１／４位置において、
マルテンサイトの面積率が４０％以上、
フェライトの面積率が７０％以下、
残留オーステナイトの体積率が２０．０％以下である鋼組織と、
を有し、
板厚の１／２位置において、
Ｓｉ濃度の平均値に対するＳｉ濃度の標準偏差の比の値が１．００以下である、
高強度鋼板。
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｖ：０．２００％以下、
Ｔａ：０．１０％以下、
Ｗ：０．１０％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｏ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．１００％以下、
Ｔｅ：０．１００％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下及び
Ｂｉ：０．２００％以下
からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、［１］の高強度鋼板。
［３］前記高強度鋼板が、前記高強度鋼板の板厚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％以下の領域であって、前記高強度鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以内の領域である表層軟質層を有し、
前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置及び板厚方向深さの１／２位置のそれぞれにおける板面の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、
前記高強度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、全測定数に対して０．１０以下であり、
さらに、前記高強度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、前記高強度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、［１］又は［２］の高強度鋼板。
［４］前記高強度鋼板の片面又は両面の表面上において、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ及びＢｉから選択される１種又は２種以上を合計で５０質量％超含む金属めっき層を有する、［１］～［３］のいずれかの高強度鋼板。
［５］前記高強度鋼板の片面又は両面の最外層に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む金属めっき層を有する、［１］～［４］のいずれかの高強度鋼板。
［６］［１］又は［２］の成分組成を有する溶鋼を鋳造した後、５００℃以上７００℃以下の温度域における平均冷却速度を３．０℃／ｈｒ以上、４００℃以上５００℃未満の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｈｒ以上として冷却して鋼スラブを得る工程；
前記鋼スラブを１１５０℃以上のスラブ加熱温度Ｔ１に加熱した後、巻取温度を６００℃以下、巻取り後の冷却における３００℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間を５００００ｓ以下とする熱間圧延を施して熱延板を得る工程であって、鋼スラブの加熱において１１００℃以上Ｔ１以下の温度域における滞留時間を２０分以上とする工程；
前記熱延板に酸洗を施す工程；
前記酸洗を施した熱延板に冷間圧延を施して冷延板を得る工程；
前記冷延板に対し、［１］式で定義される温度をＡｃ３点（℃）として、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を１０℃／ｓ以上として、Ａｃ３点以上の加熱温度Ｔ２までの加熱を施し、冷延板を焼鈍する工程であって、７５０℃以上Ａｃ３点未満の温度域における滞留時間を２００ｓ以下とする工程；及び
前記焼鈍した冷延板を２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上として冷却して高強度鋼板を得る工程；
を含む、高強度鋼板の製造方法。
Ａｃ３点（℃）＝９１０－２０３×［％Ｃ］１／２＋４４．７×［％Ｓｉ］－３０×［％Ｍｎ］＋７００×［％Ｐ］＋４００×［％Ａｌ］＋４００×［％Ｔｉ］＋１０４×［％Ｖ］＋１３．１×［％Ｗ］－１１×［％Ｃｒ］＋３１．５×［％Ｍｏ］－１５．２×［％Ｎｉ］－２０×［％Ｃｕ］・・・［１］
式中、[％Ｘ]は、鋼中の成分元素Ｘの含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０とする。
［７］前記冷延板の焼鈍工程において、２５０℃以上７００℃以下の温度域における雰囲気の酸素濃度が２体積ｐｐｍ以上３０体積ｐｐｍ以下、かつ加熱温度Ｔ２での雰囲気の露点が－３５℃以上である、［６］の高強度鋼板の製造方法。
［８］前記焼鈍した冷延板の冷却工程において、１００℃以上４５０℃以下の温度Ｔ３で、５ｓ以上保熱する保熱工程を設ける、［６］又は［７］の高強度鋼板の製造方法。
［９］前記焼鈍した冷延板の冷却工程において、２５０℃以下の冷却停止温度Ｔ４で冷却を停止した後、（Ｔ４＋５０℃）以上４５０℃以下の温度に再加熱し、該温度で５ｓ以上保熱する、［６］～［８］のいずれかの高強度鋼板の製造方法。
［１０］前記冷延板を焼鈍する前に、冷延板の片面又は両面において、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ及びＢｉから選択される１種又は２種以上を合計で５０質量％超含む金属めっきを施す工程を含む、［６］～［９］のいずれかの高強度鋼板の製造方法。
［１１］前記焼鈍した冷延板を冷却した後、めっき処理を施し、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む金属めっきを施す工程を含む、［６］～［１０］のいずれかの高強度鋼板の製造方法。
［１２］［１］～［５］のいずれかの高強度鋼板を少なくとも一部に用いてなる、部材。
［１３］［１２］の部材からなる自動車部品。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上５．００％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：１．０００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下及び
Ｏ：０．０１００％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
板厚１／４位置において、
マルテンサイトの面積率が４０％以上、
フェライトの面積率が７０％以下、
残留オーステナイトの体積率が２０．０％以下である鋼組織と、
を有し、
板厚の１／２位置において、
Ｓｉ濃度の平均値に対するＳｉ濃度の標準偏差の比の値が１．００以下である、
高強度鋼板。
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｖ：０．２００％以下、
Ｔａ：０．１０％以下、
Ｗ：０．１０％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｏ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．１００％以下、
Ｔｅ：０．１００％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下及び
Ｂｉ：０．２００％以下
からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、［１］の高強度鋼板。
［３］前記高強度鋼板が、前記高強度鋼板の板厚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％以下の領域であって、前記高強度鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以内の領域である表層軟質層を有し、
前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置及び板厚方向深さの１／２位置のそれぞれにおける板面の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、
前記高強度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、全測定数に対して０．１０以下であり、
さらに、前記高強度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、前記高強度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、［１］又は［２］の高強度鋼板。
［４］前記高強度鋼板の片面又は両面の表面上において、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ及びＢｉから選択される１種又は２種以上を合計で５０質量％超含む金属めっき層を有する、［１］～［３］のいずれかの高強度鋼板。
［５］前記高強度鋼板の片面又は両面の最外層に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む金属めっき層を有する、［１］～［４］のいずれかの高強度鋼板。
［６］［１］又は［２］の成分組成を有する溶鋼を鋳造した後、５００℃以上７００℃以下の温度域における平均冷却速度を３．０℃／ｈｒ以上、４００℃以上５００℃未満の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｈｒ以上として冷却して鋼スラブを得る工程；
前記鋼スラブを１１５０℃以上のスラブ加熱温度Ｔ１に加熱した後、巻取温度を６００℃以下、巻取り後の冷却における３００℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間を５００００ｓ以下とする熱間圧延を施して熱延板を得る工程であって、鋼スラブの加熱において１１００℃以上Ｔ１以下の温度域における滞留時間を２０分以上とする工程；
前記熱延板に酸洗を施す工程；
前記酸洗を施した熱延板に冷間圧延を施して冷延板を得る工程；
前記冷延板に対し、［１］式で定義される温度をＡｃ３点（℃）として、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を１０℃／ｓ以上として、Ａｃ３点以上の加熱温度Ｔ２までの加熱を施し、冷延板を焼鈍する工程であって、７５０℃以上Ａｃ３点未満の温度域における滞留時間を２００ｓ以下とする工程；及び
前記焼鈍した冷延板を２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上として冷却して高強度鋼板を得る工程；
を含む、高強度鋼板の製造方法。
Ａｃ３点（℃）＝９１０－２０３×［％Ｃ］１／２＋４４．７×［％Ｓｉ］－３０×［％Ｍｎ］＋７００×［％Ｐ］＋４００×［％Ａｌ］＋４００×［％Ｔｉ］＋１０４×［％Ｖ］＋１３．１×［％Ｗ］－１１×［％Ｃｒ］＋３１．５×［％Ｍｏ］－１５．２×［％Ｎｉ］－２０×［％Ｃｕ］・・・［１］
式中、[％Ｘ]は、鋼中の成分元素Ｘの含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０とする。
［７］前記冷延板の焼鈍工程において、２５０℃以上７００℃以下の温度域における雰囲気の酸素濃度が２体積ｐｐｍ以上３０体積ｐｐｍ以下、かつ加熱温度Ｔ２での雰囲気の露点が－３５℃以上である、［６］の高強度鋼板の製造方法。
［８］前記焼鈍した冷延板の冷却工程において、１００℃以上４５０℃以下の温度Ｔ３で、５ｓ以上保熱する保熱工程を設ける、［６］又は［７］の高強度鋼板の製造方法。
［９］前記焼鈍した冷延板の冷却工程において、２５０℃以下の冷却停止温度Ｔ４で冷却を停止した後、（Ｔ４＋５０℃）以上４５０℃以下の温度に再加熱し、該温度で５ｓ以上保熱する、［６］～［８］のいずれかの高強度鋼板の製造方法。
［１０］前記冷延板を焼鈍する前に、冷延板の片面又は両面において、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ及びＢｉから選択される１種又は２種以上を合計で５０質量％超含む金属めっきを施す工程を含む、［６］～［９］のいずれかの高強度鋼板の製造方法。
［１１］前記焼鈍した冷延板を冷却した後、めっき処理を施し、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む金属めっきを施す工程を含む、［６］～［１０］のいずれかの高強度鋼板の製造方法。
［１２］［１］～［５］のいずれかの高強度鋼板を少なくとも一部に用いてなる、部材。
［１３］［１２］の部材からなる自動車部品。
本発明によれば、高いＹＲと高い曲げ性を有し、かつ、腐食環境下でのせん断端面の損傷度を低減した、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板をその製造方法とともに提供することができる。
本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。本発明は、以下の実施形態に限定されない。
［１］高強度鋼板
［１－１］成分組成
はじめに、本発明の高強度鋼板に関し、その成分組成について説明する。なお、以下の説明において、鋼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。
［１－１］成分組成
はじめに、本発明の高強度鋼板に関し、その成分組成について説明する。なお、以下の説明において、鋼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。
［Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下］
Ｃは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、マルテンサイト、フェライト及び残留オーステナイトの面積率に影響する重要な元素である。Ｃの含有量が０．０３０％未満では、マルテンサイトの面積率が減少し、所望のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｃの含有量が０．５００％を超えると、マルテンサイトが脆化し、また、残留オーステナイトが増加し、残留オーステナイトから変態するマルテンサイトの量が増加するため、曲げ性が低下する。また、残留オーステナイトの増加で、せん断時にせん断端面に割れが形成するため、塩酸浸漬後の割れ長さが増大し、腐食環境下でのせん断端面の損傷度が劣化する。したがって、Ｃの含有量は、０．０３０％以上０．５００％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．０５０％以上、より好ましくは０．０７０％以上であり、また、好ましくは０．４００％以下、より好ましくは０．３００％以下である。
Ｃは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、マルテンサイト、フェライト及び残留オーステナイトの面積率に影響する重要な元素である。Ｃの含有量が０．０３０％未満では、マルテンサイトの面積率が減少し、所望のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｃの含有量が０．５００％を超えると、マルテンサイトが脆化し、また、残留オーステナイトが増加し、残留オーステナイトから変態するマルテンサイトの量が増加するため、曲げ性が低下する。また、残留オーステナイトの増加で、せん断時にせん断端面に割れが形成するため、塩酸浸漬後の割れ長さが増大し、腐食環境下でのせん断端面の損傷度が劣化する。したがって、Ｃの含有量は、０．０３０％以上０．５００％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．０５０％以上、より好ましくは０．０７０％以上であり、また、好ましくは０．４００％以下、より好ましくは０．３００％以下である。
［Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下］
Ｓｉは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、連続焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、マルテンサイトの硬さ及び残留オーステナイトの面積率に影響する元素である。Ｓｉの含有量が０．０１％未満では、マルテンサイトの焼戻しが進行し、所望のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると、Ｓｉの偏析が顕著となるため、板厚１／２位置におけるＳｉ濃度の標準偏差／平均Ｓｉ濃度が増加し、腐食環境下でのせん断端面の損傷度が劣化する。また、残留オーステナイトが増加し、残留オーステナイトから変態するマルテンサイトの量が増加するため、曲げ性が低下する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．０１％以上２．５０％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上であり、また、好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．８０％以下である。
Ｓｉは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、連続焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、マルテンサイトの硬さ及び残留オーステナイトの面積率に影響する元素である。Ｓｉの含有量が０．０１％未満では、マルテンサイトの焼戻しが進行し、所望のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると、Ｓｉの偏析が顕著となるため、板厚１／２位置におけるＳｉ濃度の標準偏差／平均Ｓｉ濃度が増加し、腐食環境下でのせん断端面の損傷度が劣化する。また、残留オーステナイトが増加し、残留オーステナイトから変態するマルテンサイトの量が増加するため、曲げ性が低下する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．０１％以上２．５０％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上であり、また、好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．８０％以下である。
［Ｍｎ：０．１０％以上５．００％以下］
Ｍｎは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、マルテンサイトの面積率に影響する重要な元素である。Ｍｎの含有量が０．１０％未満では、マルテンサイトの面積率が減少し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｍｎの含有量が５．００％を超えると、Ｍｎの偏析が顕著となり、結果としてＳｉの偏析も顕著となるため、板厚１／２位置におけるＳｉ濃度の標準偏差／平均Ｓｉ濃度が増加し、腐食環境下でのせん断端面の損傷度が劣化する。また、残留オーステナイトが増加し、残留オーステナイトから変態するマルテンサイトの量が増加するため、曲げ性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は、０．１０％以上５．００％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは０．８０％以上、より好ましくは１．００％以上であり、また、好ましくは４．５０％以下、より好ましくは４．００％以下である。
Ｍｎは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、マルテンサイトの面積率に影響する重要な元素である。Ｍｎの含有量が０．１０％未満では、マルテンサイトの面積率が減少し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｍｎの含有量が５．００％を超えると、Ｍｎの偏析が顕著となり、結果としてＳｉの偏析も顕著となるため、板厚１／２位置におけるＳｉ濃度の標準偏差／平均Ｓｉ濃度が増加し、腐食環境下でのせん断端面の損傷度が劣化する。また、残留オーステナイトが増加し、残留オーステナイトから変態するマルテンサイトの量が増加するため、曲げ性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は、０．１０％以上５．００％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは０．８０％以上、より好ましくは１．００％以上であり、また、好ましくは４．５０％以下、より好ましくは４．００％以下である。
［Ｐ：０．１００％以下］
Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、鋼板の極限変形能を低下させる元素であり、曲げ性も低下し得る。そのため、Ｐの含有量は０．１００％以下とし、好ましくは０．０７０％以下である。Ｐの含有量の下限は特に限定されないが、Ｐは固溶強化元素であり、鋼板の強度を上昇さ得ることから、０．００１％以上であることが好ましい。
Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、鋼板の極限変形能を低下させる元素であり、曲げ性も低下し得る。そのため、Ｐの含有量は０．１００％以下とし、好ましくは０．０７０％以下である。Ｐの含有量の下限は特に限定されないが、Ｐは固溶強化元素であり、鋼板の強度を上昇さ得ることから、０．００１％以上であることが好ましい。
［Ｓ：０．０２００％以下］
Ｓは、硫化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させる元素であり、曲げ性が低下し得る。そのため、Ｓの含有量は０．０２００％以下とし、好ましくは０．００５０％以下である。Ｓの含有量の下限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、０．０００１％以上であることが好ましい。
Ｓは、硫化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させる元素であり、曲げ性が低下し得る。そのため、Ｓの含有量は０．０２００％以下とし、好ましくは０．００５０％以下である。Ｓの含有量の下限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、０．０００１％以上であることが好ましい。
［Ａｌ：１．０００％以下］
Ａｌは、Ａ３変態点を上昇させる元素であり、鋼組織中のフェライトが多量となり、所望のＹＲを実現することを困難にし得る。そのため、Ａｌの含有量は１．０００％以下とし、好ましくは０．５００％以下である。Ａｌの含有量の下限は特に限定されないが、連続焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、０．００１％以上であることが好ましい。
Ａｌは、Ａ３変態点を上昇させる元素であり、鋼組織中のフェライトが多量となり、所望のＹＲを実現することを困難にし得る。そのため、Ａｌの含有量は１．０００％以下とし、好ましくは０．５００％以下である。Ａｌの含有量の下限は特に限定されないが、連続焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、０．００１％以上であることが好ましい。
［Ｎ：０．０１００％以下］
Ｎは、窒化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させる元素であり、曲げ性が低下し得る。そのため、Ｎの含有量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００５０％以下である。Ｎの含有量の下限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。
Ｎは、窒化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させる元素であり、曲げ性が低下し得る。そのため、Ｎの含有量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００５０％以下である。Ｎの含有量の下限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。
［Ｏ：０．０１００％以下］
Ｏは、酸化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させる元素であり、曲げ性が低下し得る。そのため、Ｏの含有量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００５０％以下である。Ｏの含有量の下限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、Ｏの含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。
Ｏは、酸化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させる元素であり、曲げ性が低下し得る。そのため、Ｏの含有量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００５０％以下である。Ｏの含有量の下限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、Ｏの含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。
［任意成分］
本発明の高強度鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、
Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｏ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．０２０％以下、Ｔｅ：０．０２０％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下及び
Ｂｉ：０．２００％以下
からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素を含有していてもよい。これらの元素は、単独でも、２種以上の組み合わせでもよい。
本発明の高強度鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、
Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｏ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．０２０％以下、Ｔｅ：０．０２０％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下及び
Ｂｉ：０．２００％以下
からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素を含有していてもよい。これらの元素は、単独でも、２種以上の組み合わせでもよい。
Ｔｉ、Ｎｂ又はＶを含有する場合、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能が低下し、曲げ性が低下することを回避するため、Ｔｉ、Ｎｂ又はＶの含有量はそれぞれ０．２００％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．１００％以下である。Ｔｉ、Ｎｂ又はＶの含有量の下限は特に限定されないが、熱間圧延時又は連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させることから、Ｔｉ、Ｎｂ又はＶの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｔａ又はＷを含有する場合、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能が低下し、曲げ性が低下することを回避するため、Ｔａ又はＷの含有量はそれぞれ０．１０％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．０８％以下である。Ｔａ又はＷの含有量の下限は特に限定されないが、熱間圧延時又は連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させることから、Ｔａ又はＷの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｂを含有する場合、鋳造時又は熱間圧延時において鋼板内部に割れが生成し、鋼板の極限変形能を低下し、ひいては曲げ性が低下することを回避するため、Ｂの含有量は０．０１００％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．００８０％以下である。Ｂの含有量の下限は特に限定されないが、焼鈍中にオーステナイト粒界に偏析し、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｂの含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。
Ｃｒ、Ｍｏ又はＮｉを含有する場合、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能が低下し、ひいては曲げ性が低下することを回避するため、Ｃｒ、Ｍｏ又はＮｉの含有量はそれぞれ１．００％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．８０％以下である。Ｃｒ、Ｍｏ又はＮｉの含有量の下限は特に限定されないが、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｒ、Ｍｏ又はＮｉの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｃｏを含有する場合、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能が低下し、ひいては曲げ性が低下することを回避するため、Ｃｏの含有量は０．０１０％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．００８％以下である。Ｃｏの含有量の下限は特に限定されないが、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｏの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｃｕを含有する場合、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能が低下し、ひいては曲げ性が低下することを回避するため、Ｃｕの含有量は１．００％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．８０％以下である。Ｃｕの含有量の下限は特に限定されないが、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｓｎを含有する場合、鋳造時又は熱間圧延時において、鋼板内部に割れが生成し、鋼板の極限変形能が低下し、ひいては曲げ性が低下することを回避するため、Ｓｎの含有量は０．２００％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．１００％以下である。なお、Ｓｎの含有量の下限は特に限定されないが、Ｓｎは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｓｎの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓｂを含有する場合、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能が低下し、ひいては曲げ性が低下することを回避するため、Ｓｂの含有量は０．２００％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．１００％以下である。Ｓｂの含有量の下限は特に限定されないが、表層軟化厚みを制御し、強度調整を可能にする元素であることから、Ｓｂの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｃａ、Ｍｇ又はＲＥＭを含有する場合、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能が低下し、ひいては曲げ性が低下することを回避するため、Ｃａ、Ｍｇ又はＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０１００％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．００５０％以下である。Ｃａ、Ｍｇ又はＲＥＭの含有量の下限は特に限定されないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｃａ、Ｍｇ又はＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｚｒ又はＴｅを含有する場合、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能が低下し、ひいては曲げ性が低下することを回避するそのため、Ｚｒ又はＴｅの含有量はそれぞれ０．１００％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．０８０％以下である。なお、Ｚｒ又はＴｅの含有量の下限は特に限定されないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｚｒ又はＴｅの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｈｆを含有する場合、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能が低下し、ひいては曲げ性が低下することを回避するため、Ｈｆの含有量は０．１０％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．０８％以下である。Ｈｆの含有量の下限は特に限定されないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｈｆの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｂｉを含有する場合、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能が低下し、ひいては曲げ性が低下することを回避するため、Ｂｉの含有量は０．２００％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．１００％以下である。Ｂｉの含有量の下限は特に限定されないが、偏析を軽減する元素であることから、Ｂｉの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
本発明の高強度鋼板は、必須成分及び場合に寄り任意成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する。ここで、不可避的不純物としては、Ｚｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｇｅ、Ｓｒ及びＣｓが挙げられる。これらの不可避的不純物は、合計で０．１００％以下の量で含有されることが許容される。
［１－２］鋼組織
本発明の高強度鋼板の鋼組織について説明する。
本発明の高強度鋼板の鋼組織について説明する。
［マルテンサイトの面積率：４０％以上］
マルテンサイトの面積率を４０％未満では、１１８０ＭＰａ以上のＴＳ、高いＹＲ及び高い曲げ性を実現することが困難となる。したがって、マルテンサイトの面積率は４０％以上とする。マルテンサイトの面積率は、好ましくは５５％以上、より好ましくは６０％以上、さらに好ましくは８０％以上である。マルテンサイトの面積率の上限は特に限定されず、１００％であっても所望の特性が得られる。
ここでいうマルテンサイトには、焼入れマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）に加え、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトが含まれる。マルテンサイトの面積率の観察位置は、後述のとおり、鋼板の板厚の１／４位置とする。
マルテンサイトの面積率を４０％未満では、１１８０ＭＰａ以上のＴＳ、高いＹＲ及び高い曲げ性を実現することが困難となる。したがって、マルテンサイトの面積率は４０％以上とする。マルテンサイトの面積率は、好ましくは５５％以上、より好ましくは６０％以上、さらに好ましくは８０％以上である。マルテンサイトの面積率の上限は特に限定されず、１００％であっても所望の特性が得られる。
ここでいうマルテンサイトには、焼入れマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）に加え、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトが含まれる。マルテンサイトの面積率の観察位置は、後述のとおり、鋼板の板厚の１／４位置とする。
［フェライトの面積率：７０％以下］
フェライトの面積率を７０％超であると、１１８０ＭＰａ以上のＴＳ、高いＹＲ及び高い曲げ性を実現することが困難となる。したがって、フェライトの面積率は７０％以下とする。フェライトの面積率は、好ましくは５０％以下、より好ましくは４０％以下、さらに好ましくは３０％以下である。フェライトの面積率の下限は特に限定されず、０％であっても所望の特性が得られる。
ここでいうフェライトには、ベイニティックフェライトが含まれる。なお、フェライトの面積率の観察位置は、後述のとおり、鋼板の板厚の１／４位置とする。
フェライトの面積率を７０％超であると、１１８０ＭＰａ以上のＴＳ、高いＹＲ及び高い曲げ性を実現することが困難となる。したがって、フェライトの面積率は７０％以下とする。フェライトの面積率は、好ましくは５０％以下、より好ましくは４０％以下、さらに好ましくは３０％以下である。フェライトの面積率の下限は特に限定されず、０％であっても所望の特性が得られる。
ここでいうフェライトには、ベイニティックフェライトが含まれる。なお、フェライトの面積率の観察位置は、後述のとおり、鋼板の板厚の１／４位置とする。
ここで、マルテンサイト（焼入れマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト及びベイナイト）、並びにフェライト（ベイニティックフェライト）の面積率の測定方法は、以下のとおりである。
鋼板から、そ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に、サンプルを切り出す。サンプルの観察面を、ダイヤモンドペーストを用いて鏡面研磨を施し、その後、アルミナを用いて仕上げ研磨を施し、さらに３体積％ナイタールでエッチングし、組織を現出させる。
次いで、サンプルについて、後半の板厚１／４位置を観察面とし、加速電圧１０ｋＶの条件で、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて３０００倍の倍率で観察し、３視野（１視野４０μｍ×３０μｍ）分のＳＥＭ像を得る。
得られたＳＥＭ画像から、Ａｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ（Ａｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社製）を用いて、各組織（フェライト（ベイニティックフェライト）、マルテンサイト（焼入れマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト及びベイナイト））の面積率を算出する。具体的には、各組織の面積を測定面積で除した得られる値を、各組織の面積率とする。各組織の面積率を３視野分算出し、それらの平均値を各組織の面積率とする。
鋼板から、そ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に、サンプルを切り出す。サンプルの観察面を、ダイヤモンドペーストを用いて鏡面研磨を施し、その後、アルミナを用いて仕上げ研磨を施し、さらに３体積％ナイタールでエッチングし、組織を現出させる。
次いで、サンプルについて、後半の板厚１／４位置を観察面とし、加速電圧１０ｋＶの条件で、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて３０００倍の倍率で観察し、３視野（１視野４０μｍ×３０μｍ）分のＳＥＭ像を得る。
得られたＳＥＭ画像から、Ａｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ（Ａｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社製）を用いて、各組織（フェライト（ベイニティックフェライト）、マルテンサイト（焼入れマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト及びベイナイト））の面積率を算出する。具体的には、各組織の面積を測定面積で除した得られる値を、各組織の面積率とする。各組織の面積率を３視野分算出し、それらの平均値を各組織の面積率とする。
ＳＥＭ画像において、フェライト（ベイニティックフェライト）は凹部の組織で炭化物を含まない平坦な組織、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトは凹部の組織で微細な炭化物を含む組織、焼入れマルテンサイトは凸部でかつ組織内部が微細な凹凸を有した組織であり、互いに識別可能である。なお、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトは、マルテンサイトの面積率として合計の面積率を求めることから、互いに識別可能でなくてよい。
なお、鋼板の鋼組織は、通常、板厚方向に概ね上下対称となるので、組織の同定ならびに後述する残留オーステナイトの体積率及び表層軟質層の厚みの測定では、鋼板の表面（オモテ面及び裏面）のうち、任意の一面を代表とすることができ、例えば、鋼板の表面（オモテ面及び裏面）のうちの任意の一面を板厚１／４位置などの板厚位置の起点（板厚０位置）とすればよい。以下も同様である。
［残留オーステナイトの体積率：２０．０％以下］
残留オーステナイトの体積率が２０．０％超の場合、残留オーステナイトから変態するマルテンサイトの量が増加するため、曲げ性が低下する。また、せん断時にせん断端面に割れが形成するため、塩酸浸漬後の割れ長さが増大し、腐食環境下でのせん断端面の損傷度が劣化する。したがって、残留オーステナイトの体積率は２０．０％以下とする。残留オーステナイトの体積率は、好ましくは１５％以下、より好ましくは１０％以下、さらに好ましくは５％以下である。残留オーステナイトの体積率の下限は特に限定されず、０％であっても所望の特性が得られる。
残留オーステナイトの体積率が２０．０％超の場合、残留オーステナイトから変態するマルテンサイトの量が増加するため、曲げ性が低下する。また、せん断時にせん断端面に割れが形成するため、塩酸浸漬後の割れ長さが増大し、腐食環境下でのせん断端面の損傷度が劣化する。したがって、残留オーステナイトの体積率は２０．０％以下とする。残留オーステナイトの体積率は、好ましくは１５％以下、より好ましくは１０％以下、さらに好ましくは５％以下である。残留オーステナイトの体積率の下限は特に限定されず、０％であっても所望の特性が得られる。
残留オーステナイトの体積率の観察位置は、鋼板の板厚１／４位置とし、測定方法は以下のとおりである。
まず、鋼板を、その板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）が測定面となるように、鋼板を研削し、その後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨し、サンプルを得る。
サンプルの測定面について、Ｘ線回折装置により、ＣｏのＫα線源を用いて、ｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面及び（３１１）面、ならびに、ｂｃｃ鉄の（２００）面、（２１１）面及び（２２０）面の積分反射強度を測定する。
ｂｃｃ鉄の各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄からの各面の積分反射強度の強度比を求める。９つの強度比の平均値を、残留オーステナイトの体積率とする。
まず、鋼板を、その板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）が測定面となるように、鋼板を研削し、その後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨し、サンプルを得る。
サンプルの測定面について、Ｘ線回折装置により、ＣｏのＫα線源を用いて、ｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面及び（３１１）面、ならびに、ｂｃｃ鉄の（２００）面、（２１１）面及び（２２０）面の積分反射強度を測定する。
ｂｃｃ鉄の各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄からの各面の積分反射強度の強度比を求める。９つの強度比の平均値を、残留オーステナイトの体積率とする。
［残部組織］
本発明の鋼組織は、上述したマルテンサイト、フェライト及び残留オーステナイト以外の組織（残部組織）を有していてもよい。
残部組織としては、マルテンサイト、フェライト及び残留オーステナイト以外の組織であって、鋼板の組織として公知の組織が挙げられ、例えば、パーライト、セメンタイト、準安定炭化物（イプシロン（ε）炭化物、イータ（η）炭化物、カイ（χ）炭化物等）等の炭化物が包含される。残部組織の同定は、例えばＳＥＭによる観察により行うことができる。
本発明の鋼組織は、上述したマルテンサイト、フェライト及び残留オーステナイト以外の組織（残部組織）を有していてもよい。
残部組織としては、マルテンサイト、フェライト及び残留オーステナイト以外の組織であって、鋼板の組織として公知の組織が挙げられ、例えば、パーライト、セメンタイト、準安定炭化物（イプシロン（ε）炭化物、イータ（η）炭化物、カイ（χ）炭化物等）等の炭化物が包含される。残部組織の同定は、例えばＳＥＭによる観察により行うことができる。
鋼板の板厚１／４位置における残部組織の面積率は５％以下であることが好ましく、０％であってもよい。
残部組織の面積率は、次式により算出する。
［残部組織の面積率（％）］＝１００－［マルテンサイトの面積率（％）］－［フェライトの面積率（％）］－［残留オーステナイトの体積率（％）］
残部組織の面積率は、次式により算出する。
［残部組織の面積率（％）］＝１００－［マルテンサイトの面積率（％）］－［フェライトの面積率（％）］－［残留オーステナイトの体積率（％）］
［１－３］板厚１／２位置におけるＳｉ濃度の標準偏差／平均Ｓｉ濃度
Ｓｉ濃度の平均値に対するＳｉ濃度の標準偏差の比の値（Ｓｉ濃度の標準偏差／平均Ｓｉ濃度）は、本発明において、極めて重要な構成であり、Ｓｉ濃度の標準偏差／平均Ｓｉ濃度を減少させる、換言すれば、Ｓｉの偏析を抑制することで、腐食環境下でのせん断端面の損傷度を低減することができる。こうした効果を得るため、板厚１／２位置におけるＳｉ濃度の標準偏差／平均Ｓｉ濃度を１．００以下とし、好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．６０％以下、さらに好ましくは０．５０％以下とする。板厚１／２位置におけるＳｉ濃度の標準偏差／平均Ｓｉ濃度の下限は特に限定されず、０であっても所望の特性が得られる。
Ｓｉ濃度の平均値に対するＳｉ濃度の標準偏差の比の値（Ｓｉ濃度の標準偏差／平均Ｓｉ濃度）は、本発明において、極めて重要な構成であり、Ｓｉ濃度の標準偏差／平均Ｓｉ濃度を減少させる、換言すれば、Ｓｉの偏析を抑制することで、腐食環境下でのせん断端面の損傷度を低減することができる。こうした効果を得るため、板厚１／２位置におけるＳｉ濃度の標準偏差／平均Ｓｉ濃度を１．００以下とし、好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．６０％以下、さらに好ましくは０．５０％以下とする。板厚１／２位置におけるＳｉ濃度の標準偏差／平均Ｓｉ濃度の下限は特に限定されず、０であっても所望の特性が得られる。
ここで、板厚１／２位置におけるＳｉ濃度の標準偏差／平均Ｓｉ濃度の測定方法は、以下のとおりである。
鋼板から、圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるように、サンプルを切り出す。サンプルの観察面を研磨する。次いで、サンプルの観察面にダイヤモンドペーストを用いて鏡面研磨を施し、その後、アルミナを用いて仕上げ研磨を施す。
次いで、サンプルの観察面において、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ；Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）により、鋼板の板厚の中心位置を観察位置とし（すなわち、鋼板の板厚の中心位置（板厚１／２位置）が測定領域の板厚方向の中心位置となるようにする）、加速電圧：１５ｋＶ、測定領域：５００μｍ×８００μｍ、ビーム径２．０μｍ、測定点数を２５０×４００（測定間隔２μｍの格子状）の条件でＳｉ濃度を測定し、板厚１／２位置におけるＳｉ濃度の標準偏差／平均Ｓｉ濃度を算出する。３つの領域で算出した値の平均値を板厚１／２位置におけるＳｉ濃度の標準偏差／平均Ｓｉ濃度とする。
鋼板から、圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるように、サンプルを切り出す。サンプルの観察面を研磨する。次いで、サンプルの観察面にダイヤモンドペーストを用いて鏡面研磨を施し、その後、アルミナを用いて仕上げ研磨を施す。
次いで、サンプルの観察面において、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ；Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）により、鋼板の板厚の中心位置を観察位置とし（すなわち、鋼板の板厚の中心位置（板厚１／２位置）が測定領域の板厚方向の中心位置となるようにする）、加速電圧：１５ｋＶ、測定領域：５００μｍ×８００μｍ、ビーム径２．０μｍ、測定点数を２５０×４００（測定間隔２μｍの格子状）の条件でＳｉ濃度を測定し、板厚１／２位置におけるＳｉ濃度の標準偏差／平均Ｓｉ濃度を算出する。３つの領域で算出した値の平均値を板厚１／２位置におけるＳｉ濃度の標準偏差／平均Ｓｉ濃度とする。
［１－４］板厚
本発明の高強度鋼板の板厚は特に限定されないが、通常、０．３ｍｍ以上２．８ｍｍ以下である。
本発明の高強度鋼板の板厚は特に限定されないが、通常、０．３ｍｍ以上２．８ｍｍ以下である。
［１－５］表層軟質層
本発明の高強度鋼板の表層は、軟質層（表層軟質層）であることが好ましい。プレス成形時及び車体衝突時に前記表層軟質層が曲げ割れ進展の抑制に寄与するため、曲げ性の一層の向上を実現することができる。
本発明の高強度鋼板の表層は、軟質層（表層軟質層）であることが好ましい。プレス成形時及び車体衝突時に前記表層軟質層が曲げ割れ進展の抑制に寄与するため、曲げ性の一層の向上を実現することができる。
表層とは、高強度鋼板表面から板厚方向に２００μｍまでの厚み２００μｍに対応する領域をいう。
高強度鋼板が溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛めっき鋼板及びその他金属めっき鋼板といっためっき処理が施されている高強度鋼板の場合、高強度鋼板の表層は、各種めっきの素地（下地）である鋼板の表面から板厚方向に２００μｍまでの厚み２００μｍに対応する領域をいう。
高強度鋼板が溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛めっき鋼板及びその他金属めっき鋼板といっためっき処理が施されている高強度鋼板の場合、高強度鋼板の表層は、各種めっきの素地（下地）である鋼板の表面から板厚方向に２００μｍまでの厚み２００μｍに対応する領域をいう。
軟質層は、高強度鋼板の板厚１／４位置の断面（鋼板表面に平行な面）のビッカース硬さに対して、８５％以下のビッカース硬さの領域をいう。軟質層は、高強度鋼板の表層における脱炭層を包含する。
表層軟質層は、表層に含まれる軟質層をいい、表層全体が軟質層であっても、表層の一部が軟質層であってもよい。表層軟質層は、高強度鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以内の厚みに対応する領域であることができる。
例えば、高強度鋼板の板厚１／４位置の断面（鋼板表面に平行な面）のビッカース硬さに対して８５％以下の領域が、高強度鋼板表面から板厚方向に所定の深さで形成されているとして、所定の深さが板厚方向に２００μｍ以内の場合、表面から板厚方向の所定の深さまでの厚みに対応する領域が表層軟質層であり、所定の深さが板厚方向に２００μｍ超の場合、高強度鋼板表面から板厚方向深さ２００μｍまでの厚み２００μｍに対応する領域が表層軟質層である。
表層軟質層は、表層に含まれる軟質層をいい、表層全体が軟質層であっても、表層の一部が軟質層であってもよい。表層軟質層は、高強度鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以内の厚みに対応する領域であることができる。
例えば、高強度鋼板の板厚１／４位置の断面（鋼板表面に平行な面）のビッカース硬さに対して８５％以下の領域が、高強度鋼板表面から板厚方向に所定の深さで形成されているとして、所定の深さが板厚方向に２００μｍ以内の場合、表面から板厚方向の所定の深さまでの厚みに対応する領域が表層軟質層であり、所定の深さが板厚方向に２００μｍ超の場合、高強度鋼板表面から板厚方向深さ２００μｍまでの厚み２００μｍに対応する領域が表層軟質層である。
表層軟質層を有する場合、表層軟質層の厚みは１０μｍ以上であることが好ましく、より好ましくは１２μｍ以上、さらに好ましくは１５μｍ以上である。ＴＳが低下することを回避する点から、表層軟質層の厚みは１５０μｍ以下であることが好ましく、より好ましくは１００μｍ以下、さらに好ましくは８０μｍ以下である。
ここで、表層軟質層の厚みは、以下の方法により測定することができる。母材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、ビッカース硬度計を用いて、荷重１０ｇｆで、母材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した。
表層軟質層を有する場合、高強度鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置（高強度鋼板表面から深さ方向に表層軟質層の厚さの１／４位置）の板面の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、ナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の割合が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及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、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容易に得ることができる。
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、高強度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、高強度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。高強度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、高強度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、プレス成形時及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曲げ性と衝突時の優れた曲げ破断特性を容易に得ることができる。
また、高強度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のより好ましい範囲は、１．７ＧＰａ以下である。高強度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。
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、高強度鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置までする。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、ダイヤモンド及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、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。
まず、めっき層が形成されている場合は、めっき層剥離後、高強度鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置までする。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、ダイヤモンド及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、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。
［１－６］めっき層
加えて、本発明の高強度鋼板は、表面にめっき層を有していてもよい。
加えて、本発明の高強度鋼板は、表面にめっき層を有していてもよい。
〈第一めっき層〉
本発明の高強度鋼板は、素地鋼板の片面又は両面の表面上において、金属めっき層である第一めっき層を有することが好ましい。第一めっき層は、素地鋼板表面に直接形成されており、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ及びＢｉから選択される１種又は２種以上を合計で５０質量％超含む金属めっき層であり、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層の亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層は除かれる。第一めっき層は、金属電気めっき層が好ましく、以下では、金属電気めっき層を例に説明する。
本発明の高強度鋼板は、素地鋼板の片面又は両面の表面上において、金属めっき層である第一めっき層を有することが好ましい。第一めっき層は、素地鋼板表面に直接形成されており、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ及びＢｉから選択される１種又は２種以上を合計で５０質量％超含む金属めっき層であり、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層の亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層は除かれる。第一めっき層は、金属電気めっき層が好ましく、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、プレス成形時及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。
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。
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（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ 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及びＣｏからなる群から選ばれる１又は２以上の元素を合計で１０質量％以下含み、残部はＦｅ及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。
〈第二めっき層〉
本発明の一実施形態に従う高強度鋼板は、高強度鋼板の片面又は両面の最外層として、金属めっき層である第二めっき層を有していてもよい。第二めっき層は、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含み、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層等であることができる。
本発明の一実施形態に従う高強度鋼板は、高強度鋼板の片面又は両面の最外層として、金属めっき層である第二めっき層を有していてもよい。第二めっき層は、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含み、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層等であることができる。
第二めっき層は、素地鋼板表面の片面又は両面に直接形成されていてもよく、第一めっき層上に形成されていてもよい。
ここで、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層は、Ｚｎ（亜鉛）を主成分（Ｚｎ含有量が５０．０質量％以上）とするめっき層をいう。
また、アルミニウムめっき鋼板のめっき層は、Ａｌ（アルミニウム）を主成分（Ａｌ含有量が５０．０質量％以上）とするめっき層をいう。
また、アルミニウムめっき鋼板のめっき層は、Ａｌ（アルミニウム）を主成分（Ａｌ含有量が５０．０質量％以上）とするめっき層をいう。
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及びＲＥＭからなる群から選ばれる１種又は２種以上の元素を合計で０．０質量％超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、前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及びＲＥＭからなる群から選ばれる１種又は２種以上の元素を合計で０質量％超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、前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及びＲＥＭからなる群から選ばれる１種又は２種以上の元素を合計で０質量％超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、前記の元素以外の残部は、不可避的不純物である。
加えて、上記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８０ｇ/ｍ２以下とすることが好ましい。
上記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。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。次いで、該処理液に、亜鉛めっき層を備えた鋼板のサンプルを浸漬し、亜鉛めっき層を溶解させる。そして、溶解前後でのsアンプル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。
［２］高強度鋼板の製造方法
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法（以下、「製造方法」ともいう）を説明する。本発明の製造方法は、上述した本発明の高強度鋼板を製造する方法でもある。
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法（以下、「製造方法」ともいう）を説明する。本発明の製造方法は、上述した本発明の高強度鋼板を製造する方法でもある。
本発明の高強度鋼板を製造する方法は、上記の成分組成を有する溶鋼を鋳造した後、５００℃以上７００℃以下の温度域における平均冷却速度を３．０℃／ｈｒ以上、４００℃以上５００℃未満の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｈｒ以上として冷却して鋼スラブを得る工程；
前記鋼スラブを１１５０℃以上のスラブ加熱温度Ｔ１に加熱した後、巻取温度を６００℃以下、巻取り後の冷却における３００℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間を５００００ｓ以下とする熱間圧延を施して熱延板を得る工程であって、鋼スラブの加熱において１１００℃以上Ｔ１以下の温度域における滞留時間を２０分以上とする工程；
前記熱延板に酸洗を施す工程；
前記酸洗を施した熱延板に冷間圧延を施して冷延板とする工程；、
前記冷延板に対し、（１）式で定義される温度をＡｃ３点（℃）として、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を１０℃／ｓ以上として、Ａｃ３点以上の加熱温度域Ｔ２までの加熱を施し、冷延板を焼鈍する工程であって、７５０℃以上Ａｃ３点以下の温度域における滞留時間を２００ｓ以下とする工程；
前記焼鈍した冷延板を２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上として冷却して高強度鋼板を得る工程；
を含むを含む。
前記鋼スラブを１１５０℃以上のスラブ加熱温度Ｔ１に加熱した後、巻取温度を６００℃以下、巻取り後の冷却における３００℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間を５００００ｓ以下とする熱間圧延を施して熱延板を得る工程であって、鋼スラブの加熱において１１００℃以上Ｔ１以下の温度域における滞留時間を２０分以上とする工程；
前記熱延板に酸洗を施す工程；
前記酸洗を施した熱延板に冷間圧延を施して冷延板とする工程；、
前記冷延板に対し、（１）式で定義される温度をＡｃ３点（℃）として、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を１０℃／ｓ以上として、Ａｃ３点以上の加熱温度域Ｔ２までの加熱を施し、冷延板を焼鈍する工程であって、７５０℃以上Ａｃ３点以下の温度域における滞留時間を２００ｓ以下とする工程；
前記焼鈍した冷延板を２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上として冷却して高強度鋼板を得る工程；
を含むを含む。
［２－１］鋼スラブの製造工程
本発明の製造方法は、高強度鋼板の成分組成を有する鋼素材を溶製して鋼スラブ（スラブ）とする工程を含む。鋼素材の溶製方法は特に限定されず、転炉や電気炉等、公知の溶製方法いずれもが適合する。鋼スラブは、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できる。
本発明の製造方法は、高強度鋼板の成分組成を有する鋼素材を溶製して鋼スラブ（スラブ）とする工程を含む。鋼素材の溶製方法は特に限定されず、転炉や電気炉等、公知の溶製方法いずれもが適合する。鋼スラブは、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できる。
本発明に製造方法では、鋼素材を溶製した後の冷却において、５００℃以上７００℃以下の温度域における平均冷却速度を３．０℃／ｈｒ以上、４００℃以上５００℃未満の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｈｒ以上として冷却する。
［５００℃以上７００℃以下の温度域における平均冷却速度：３．０℃／ｈｒ以上］
本発明の製造方法において、５００℃以上７００℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／ｈｒ以上とすることは肝要な構成であり、この条件を採用することで、スラブ組織を主として低温変態相とすることができる。結果として、次工程のスラブ加熱時にＳｉの局所濃化が減少し、Ｓｉの偏析を抑制することができる。こうした効果を得るため、５００℃以上７００℃以下の温度域における平均冷却速度を３．０℃／ｈｒ以上とし、好ましくは５．０℃／ｈｒ以上とする。５００℃以上７００℃以下の温度域における平均冷却速度の上限は特に限定されないが、焼鈍後の表層軟質層の厚みを適正な範囲に制御し、好適なＴＳを得る点から、１００．０℃／ｈｒ以下であることが好ましい。
ここで、スラブの温度はスラブの表面の温度とする。
本発明の製造方法において、５００℃以上７００℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／ｈｒ以上とすることは肝要な構成であり、この条件を採用することで、スラブ組織を主として低温変態相とすることができる。結果として、次工程のスラブ加熱時にＳｉの局所濃化が減少し、Ｓｉの偏析を抑制することができる。こうした効果を得るため、５００℃以上７００℃以下の温度域における平均冷却速度を３．０℃／ｈｒ以上とし、好ましくは５．０℃／ｈｒ以上とする。５００℃以上７００℃以下の温度域における平均冷却速度の上限は特に限定されないが、焼鈍後の表層軟質層の厚みを適正な範囲に制御し、好適なＴＳを得る点から、１００．０℃／ｈｒ以下であることが好ましい。
ここで、スラブの温度はスラブの表面の温度とする。
［４００℃以上５００℃未満の温度域における平均冷却速度：１℃／ｈｒ以上］
本発明の製造方法において、４００℃以上５００℃未満の温度域における平均冷却速度を１℃／ｈｒ以上とすることは肝要な構成であり、この条件を採用することで、スラブ組織を主として低温変態相とすることができる。結果として、次工程の鋼スラブ加熱時にＳｉの局所濃化が減少し、Ｓｉの偏析を抑制することができる。こうした効果を得るため、４００℃以上５００℃未満の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｈｒ以上とし、好ましくは３．０℃／ｈｒ以上とする。４００℃以上５００℃未満の温度域における平均冷却速度の上限は特に限定されないが、焼鈍後の表層軟質層の厚みを適切な範囲に制御し、好適なＴＳを得る点から、８０．０℃／ｈｒ以下であることが好ましい。
ここで、スラブの温度はスラブの表面の温度とする。
本発明の製造方法において、４００℃以上５００℃未満の温度域における平均冷却速度を１℃／ｈｒ以上とすることは肝要な構成であり、この条件を採用することで、スラブ組織を主として低温変態相とすることができる。結果として、次工程の鋼スラブ加熱時にＳｉの局所濃化が減少し、Ｓｉの偏析を抑制することができる。こうした効果を得るため、４００℃以上５００℃未満の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｈｒ以上とし、好ましくは３．０℃／ｈｒ以上とする。４００℃以上５００℃未満の温度域における平均冷却速度の上限は特に限定されないが、焼鈍後の表層軟質層の厚みを適切な範囲に制御し、好適なＴＳを得る点から、８０．０℃／ｈｒ以下であることが好ましい。
ここで、スラブの温度はスラブの表面の温度とする。
［２－２］熱延工程
鋼スラブを１１５０℃以上のスラブ加熱温度Ｔ１に加熱する。その際、１１００℃以上スラブ加熱温度Ｔ１以下の温度域における滞留時間を２０分以上とする。加熱に付す鋼スラブは、前記工程で得られた鋼スラブを一旦室温まで冷却したものであっても、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する直送圧延などの省エネルギープロセスを適用してもよい。
鋼スラブを１１５０℃以上のスラブ加熱温度Ｔ１に加熱する。その際、１１００℃以上スラブ加熱温度Ｔ１以下の温度域における滞留時間を２０分以上とする。加熱に付す鋼スラブは、前記工程で得られた鋼スラブを一旦室温まで冷却したものであっても、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する直送圧延などの省エネルギープロセスを適用してもよい。
［スラブ加熱温度Ｔ１：１１５０℃以上］
スラブ加熱温度Ｔ１を１１５０℃以上とすることで、Ｓｉの局所濃化が減少し、Ｓｉの偏析を抑制することができる。こうした効果を得るため、スラブ加熱温度Ｔ１を１１５０℃以上とし、好ましくは１１８０℃以上とする。スラブ加熱温度Ｔ１の上限は特に限定されないが、焼鈍後の表層軟質層の厚みを適切な範囲に制御し、好適なＴＳを得る点から、１３００℃以下であることが好ましい。スラブ加熱温度Ｔ１は好ましくは１３００℃以下とする。ここで、スラブ加熱温度はスラブ表面の温度である。
スラブ加熱温度Ｔ１を１１５０℃以上とすることで、Ｓｉの局所濃化が減少し、Ｓｉの偏析を抑制することができる。こうした効果を得るため、スラブ加熱温度Ｔ１を１１５０℃以上とし、好ましくは１１８０℃以上とする。スラブ加熱温度Ｔ１の上限は特に限定されないが、焼鈍後の表層軟質層の厚みを適切な範囲に制御し、好適なＴＳを得る点から、１３００℃以下であることが好ましい。スラブ加熱温度Ｔ１は好ましくは１３００℃以下とする。ここで、スラブ加熱温度はスラブ表面の温度である。
［１１００℃以上スラブ加熱温度Ｔ１以下の温度域における滞留時間：２０分以上］
１１００℃以上スラブ加熱温度Ｔ１以下の温度域における滞留時間を２０分以上とすることで、Ｓｉの局所濃化が減少し、Ｓｉの偏析を抑制することができる。こうした効果を得るため、１１００℃以上Ｔ１以下の温度域における滞留時間を２０分以上とし、好ましくは３０分以上とする。１１００℃以上スラブ加熱温度Ｔ１以下の温度域における滞留時間の上限は特に限定されないが、焼鈍後の表層軟質層の厚みを好適な範囲に制御し、好適なＴＳを得る点から、３００分以下であることが好ましい。
ここで、スラブ加熱温度はスラブ表面の温度である。
１１００℃以上スラブ加熱温度Ｔ１以下の温度域における滞留時間を２０分以上とすることで、Ｓｉの局所濃化が減少し、Ｓｉの偏析を抑制することができる。こうした効果を得るため、１１００℃以上Ｔ１以下の温度域における滞留時間を２０分以上とし、好ましくは３０分以上とする。１１００℃以上スラブ加熱温度Ｔ１以下の温度域における滞留時間の上限は特に限定されないが、焼鈍後の表層軟質層の厚みを好適な範囲に制御し、好適なＴＳを得る点から、３００分以下であることが好ましい。
ここで、スラブ加熱温度はスラブ表面の温度である。
次いで、スラブを熱間圧延する。熱間圧延は、粗圧延及び仕上げ圧延からなることができる。
例えば、スラブを粗圧延によりシートバーとすることができる。粗圧延の条件は特に限定されず、公知の条件とすることができる。
次いでシートバーに仕上げ圧延を施すことができる。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してもよい。
例えば、スラブを粗圧延によりシートバーとすることができる。粗圧延の条件は特に限定されず、公知の条件とすることができる。
次いでシートバーに仕上げ圧延を施すことができる。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してもよい。
仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上が好ましい。Ａｒ３変態点以上であれば、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の上昇を回避することができ、ひいては圧延方向に伸長した異常な組織の発達を抑制し、焼鈍後に得られる鋼板の加工性の低下を容易に回避することができる。
Ａｒ３変態点は次式により求める。
Ａｒ３（℃）＝８６８－３９６×［％Ｃ］＋２４．６×［％Ｓｉ］－６８．１×［％Ｍｎ］－３６．１×［％Ｎｉ］－２０．７×［％Ｃｕ］－２４．８×［％Ｃｒ］
式中の［％元素記号］は、成分組成における当該元素の含有量（質量％）を表す。
Ａｒ３（℃）＝８６８－３９６×［％Ｃ］＋２４．６×［％Ｓｉ］－６８．１×［％Ｍｎ］－３６．１×［％Ｎｉ］－２０．７×［％Ｃｕ］－２４．８×［％Ｃｒ］
式中の［％元素記号］は、成分組成における当該元素の含有量（質量％）を表す。
仕上げ圧延は、シートバー同士を接合して連続的に行ってもよい。また、シートバーを仕上げ圧延前に一旦巻き取ってもよい。さらに、圧延荷重を低減するため、仕上げ圧延の一部又は全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化や材質の均一化の観点からも有効である。潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上０．２５以下の範囲であることが好ましい。
本発明の製造方法では、熱延工程における巻取温度及び巻取り後の冷却における３００℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間の制御が特に重要である。
［巻取温度：６００℃以下］
熱延工程では、仕上げ圧延後、熱延板を巻き取って回収し、その後、冷却する。その際、巻取温度を６００℃以下とすることにより、熱延組織を主として低温変態相とすることができる。結果として、最終工程の焼鈍時にＳｉの局所濃化が減少し、Ｓｉの偏析を抑制することができる。こうした効果を得るため、巻取温度を６００℃以下とし、好ましくは５５０℃以下とする。巻取温度は、巻取り後の冷却における３００℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間の制御が必要なことから、３００℃以上であることが好ましい。
熱延工程では、仕上げ圧延後、熱延板を巻き取って回収し、その後、冷却する。その際、巻取温度を６００℃以下とすることにより、熱延組織を主として低温変態相とすることができる。結果として、最終工程の焼鈍時にＳｉの局所濃化が減少し、Ｓｉの偏析を抑制することができる。こうした効果を得るため、巻取温度を６００℃以下とし、好ましくは５５０℃以下とする。巻取温度は、巻取り後の冷却における３００℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間の制御が必要なことから、３００℃以上であることが好ましい。
［巻取り後の冷却における３００℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間（以下、３００℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間）：５００００ｓ以下］
熱延板をコイル状に巻取った後、３００℃以上４００℃以下の温度域で５００００ｓ以下滞留させる。これにより、熱延組織を主として低温変態相とすることができる。結果として、最終工程の焼鈍時にＳｉの局所濃化が減少し、Ｓｉの偏析を抑制することができる。こうした効果を得るため、３００℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間を５００００ｓ以下とし、好ましくは３００００ｓ以下とする。３００℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間の下限は特に限定されず、例えば２０００ｓであっても所望の特性が得られる。
熱延板をコイル状に巻取った後、３００℃以上４００℃以下の温度域で５００００ｓ以下滞留させる。これにより、熱延組織を主として低温変態相とすることができる。結果として、最終工程の焼鈍時にＳｉの局所濃化が減少し、Ｓｉの偏析を抑制することができる。こうした効果を得るため、３００℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間を５００００ｓ以下とし、好ましくは３００００ｓ以下とする。３００℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間の下限は特に限定されず、例えば２０００ｓであっても所望の特性が得られる。
３００℃以上４００℃以下の温度域での滞留後の冷却条件については、特に限定されず、公知の条件を採用することができる。例えば、冷却速度は０．００１℃／ｓ以上１℃／ｓ以下が好ましく、冷却停止温度は２０℃以上２００℃以下が好ましい。
［２－３］酸洗工程
熱延工程後、熱延板を酸洗する。酸洗によって、鋼板表面の酸化物を除去することができ、良好な化成処理性やめっき品質が確保される。酸洗は、１回のみ行ってもよく、複数回に分けて行ってもよい。酸洗条件は特に限定されず、公知の条件を適用することができる。
熱延工程後、熱延板を酸洗する。酸洗によって、鋼板表面の酸化物を除去することができ、良好な化成処理性やめっき品質が確保される。酸洗は、１回のみ行ってもよく、複数回に分けて行ってもよい。酸洗条件は特に限定されず、公知の条件を適用することができる。
［２－４］熱処理工程（任意）
酸洗後、熱延板に熱処理（熱延板焼鈍）を施してもよい。熱処理条件は特に限定されず、公知の条件を適用することができる。
酸洗後、熱延板に熱処理（熱延板焼鈍）を施してもよい。熱処理条件は特に限定されず、公知の条件を適用することができる。
［２－５］冷延工程
次いで、熱延板に冷間圧延を施して冷延板とする。冷間圧延条件は特に限定されず、公知の条件を適用することができる。
例えば、タンデム式の多スタンド圧延又はリバース圧延等により、２パス以上の圧延パスによる冷間圧延を施すことができる。冷間圧延の累積圧下率は、例えば、２０％以上７５％以下であることが好ましい。なお、圧延パスの回数や各パスの圧下率については、特に限定されず、公知の条件を適用することができる。
次いで、熱延板に冷間圧延を施して冷延板とする。冷間圧延条件は特に限定されず、公知の条件を適用することができる。
例えば、タンデム式の多スタンド圧延又はリバース圧延等により、２パス以上の圧延パスによる冷間圧延を施すことができる。冷間圧延の累積圧下率は、例えば、２０％以上７５％以下であることが好ましい。なお、圧延パスの回数や各パスの圧下率については、特に限定されず、公知の条件を適用することができる。
［２－６］第一めっき工程（任意）
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）、かつ焼鈍工程の前の鋼板の片面又は両面において、金属めっき層である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。第一めっき工程は、金属電気めっき処理工程であることが好ましい。
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）、かつ焼鈍工程の前の鋼板の片面又は両面において、金属めっき層である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。第一めっき工程は、金属電気めっき処理工程であることが好ましい。
例えば、上記のようにして得られた冷延板の表面に金属電気めっき処理等の金属めっき処理（第一めっき処理）を施して、焼鈍前金属めっき層が少なくとも片面に形成された焼鈍前金属めっき鋼板としてもよい。なお、ここでいう金属めっき層は、上記第一めっき層であることができる。焼鈍前金属めっき鋼板は、焼鈍前金属電気めっき層を備えた焼鈍前金属電気めっき鋼板であることが好ましい。
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板、熱延後酸洗処理板又は冷延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ため、Ｆｅ系電気めっきの製造方法を以下に述べる。
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イオンに加えて、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｖ及びＣｏからなる群から選ばれる少なくとも一種の元素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。
また、Ｆｅ系電気めっき浴中にはＦｅイオンに加えて、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｖ及びＣｏからなる群から選ばれる少なくとも一種の元素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は、特に限定されない。Ｆｅ系電気めっき液の温度は、定温保持性の観点から、３０℃以上とすることが好ましく、また、８５℃以下が好ましい。Ｆｅ系電気めっき浴のｐＨも、特に限定されないが、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の観点から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、また、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以下であることが好ましい。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、また、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。
Ｆｅ系電気めっき処理を施す前の処理として、冷延板表面を清浄化するための脱脂処理及び水洗、さらには、冷延板表面を活性化するための酸洗処理及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。脱脂処理及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、硝酸及びこれらの混合物等各種の酸が使用できる。中でも、硫酸、塩酸及びこれらの混合物が好ましい。酸の濃度は特に限定されないが、酸化皮膜の除去能力及び過酸洗による肌荒れ（表面欠陥）防止等の観点から、１質量％以上２０質量％以下が好ましい。
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。
酸洗処理においては、硫酸、塩酸、硝酸及びこれらの混合物等各種の酸が使用できる。中でも、硫酸、塩酸及びこれらの混合物が好ましい。酸の濃度は特に限定されないが、酸化皮膜の除去能力及び過酸洗による肌荒れ（表面欠陥）防止等の観点から、１質量％以上２０質量％以下が好ましい。
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。
［２－７］焼鈍工程
上記のようにして得られた冷延板又は第一めっき工程の後の冷延板に焼鈍を施す。冷延板は、金属めっき処理されたものであってもよいが、当該処理を施されていなくてもよい。焼鈍の際、以下の条件を満足させることが重要である。
上記のようにして得られた冷延板又は第一めっき工程の後の冷延板に焼鈍を施す。冷延板は、金属めっき処理されたものであってもよいが、当該処理を施されていなくてもよい。焼鈍の際、以下の条件を満足させることが重要である。
［２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度：１０℃／ｓ以上］
２５０℃以上７００℃以下の温度域（以下「加熱温度域」ともいう）における平均加熱速度を上昇させることにより、加熱中に生成するオーステナイトが微細化し、Ｓｉの局所濃化が減少した結果、Ｓｉの偏析を抑制することができる。そのため、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度は１０℃／ｓ以上とし、好ましくは１２℃／ｓ以上、より好ましくは１４℃／ｓ以上とする。２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度の上限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、好ましくは５０℃／ｓ以下、より好ましくは４０℃／ｓ以下である。
２５０℃以上７００℃以下の温度域（以下「加熱温度域」ともいう）における平均加熱速度を上昇させることにより、加熱中に生成するオーステナイトが微細化し、Ｓｉの局所濃化が減少した結果、Ｓｉの偏析を抑制することができる。そのため、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度は１０℃／ｓ以上とし、好ましくは１２℃／ｓ以上、より好ましくは１４℃／ｓ以上とする。２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度の上限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、好ましくは５０℃／ｓ以下、より好ましくは４０℃／ｓ以下である。
［７５０℃以上Ａｃ３点未満の温度域における滞留時間：２００ｓ以下］
本発明において極めて重要な構成あり、７５０℃以上Ａｃ３点未満の温度域における滞留時間を短くすることで、加熱中に生成するオーステナイトが微細化し、Ｓｉの局所濃化が減少した結果、Ｓｉの偏析を抑制することができる。こうした効果を得る点から、７５０℃以上Ａｃ３点未満の温度域における滞留時間を２００ｓ以下とし、好ましくは１５０ｓ以下、より好ましくは１２０ｓ以下とする。７５０℃以上Ａｃ３点未満の温度域における滞留時間の下限は特に限定されないが、マルテンサイトの面積率を好適な面積率として、ＴＳをより好適にする点から、１０ｓ以上が好ましい。
本発明において極めて重要な構成あり、７５０℃以上Ａｃ３点未満の温度域における滞留時間を短くすることで、加熱中に生成するオーステナイトが微細化し、Ｓｉの局所濃化が減少した結果、Ｓｉの偏析を抑制することができる。こうした効果を得る点から、７５０℃以上Ａｃ３点未満の温度域における滞留時間を２００ｓ以下とし、好ましくは１５０ｓ以下、より好ましくは１２０ｓ以下とする。７５０℃以上Ａｃ３点未満の温度域における滞留時間の下限は特に限定されないが、マルテンサイトの面積率を好適な面積率として、ＴＳをより好適にする点から、１０ｓ以上が好ましい。
［加熱温度Ｔ２：Ａｃ３点以上］
加熱温度（焼鈍温度）Ｔ２がＡｃ３点以上では、フェライトとオーステナイトの二相域での焼鈍処理になるため、焼鈍後に多量のフェライトを含有し、所望のＴＳ及び曲げ性を実現することが困難になる。また、加熱前に存在していたフェライトが加熱温度で消失しないため、Ｓｉの局所濃化が増加し、Ｓｉの偏析を抑制することが困難になる。そのため、加熱温度Ｔ２はＡｃ３点以上とし、好ましくは（Ａｃ３点＋１０℃）以上、より好ましくは（Ａｃ３点＋１５℃）以上とする。加熱温度Ｔ２の上限は特に限定されないが、加熱温度Ｔ２が上昇すると、焼鈍後の表層軟質層の厚みが増加し、ＴＳが低下するおそれがあることから、９５０℃以下が好ましく、より好ましくは９２０℃以下とする。
加熱温度（焼鈍温度）Ｔ２での保熱時間は特に限定されないが、１０ｓ以上６００ｓ以下とすることが好ましい。
ここで、加熱温度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。
加熱温度（焼鈍温度）Ｔ２がＡｃ３点以上では、フェライトとオーステナイトの二相域での焼鈍処理になるため、焼鈍後に多量のフェライトを含有し、所望のＴＳ及び曲げ性を実現することが困難になる。また、加熱前に存在していたフェライトが加熱温度で消失しないため、Ｓｉの局所濃化が増加し、Ｓｉの偏析を抑制することが困難になる。そのため、加熱温度Ｔ２はＡｃ３点以上とし、好ましくは（Ａｃ３点＋１０℃）以上、より好ましくは（Ａｃ３点＋１５℃）以上とする。加熱温度Ｔ２の上限は特に限定されないが、加熱温度Ｔ２が上昇すると、焼鈍後の表層軟質層の厚みが増加し、ＴＳが低下するおそれがあることから、９５０℃以下が好ましく、より好ましくは９２０℃以下とする。
加熱温度（焼鈍温度）Ｔ２での保熱時間は特に限定されないが、１０ｓ以上６００ｓ以下とすることが好ましい。
ここで、加熱温度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。
［２５０℃以上７００℃以下の温度域における雰囲気の酸素濃度：２体積ｐｐｍ以上３０体積ｐｐｍ以下（好適条件）］
冷延板の焼鈍時、２５０℃以上７００℃以下の温度域における酸素濃度を上昇させることで、空気中の酸素を介して脱炭が進行し、表層軟質層を形成することができ、その結果、より好適な曲げ性を実現することができる。こうした効果を得る点から、２５０℃以上７００℃以下の温度域における酸素濃度を２体積ｐｐｍ以上にすることが好ましく、より好ましくは４体積ｐｐｍ以上、さらに好ましくは５体積ｐｐｍ以上とする。一方、２５０℃以上７００℃以下の温度域における酸素濃度の増加に伴い、焼鈍後の表層軟質層の厚みが増加し、ＴＳが低下するおそれがあることから、２５０℃以上７００℃以下の温度域における酸素濃度は３０体積ｐｐｍ以下とすることが好ましく、より好ましくは２８体積ｐｐｍ以下、さらに好ましくは２５体積ｐｐｍ以下とする。
ここで、２５０℃以上７００℃以下の温度域の温度は鋼板表面温度を基準とする。すなわち、鋼板表面温度が上記２５０℃以上７００℃以下の温度域にある場合に、酸素濃度を上記範囲に調整する。
冷延板の焼鈍時、２５０℃以上７００℃以下の温度域における酸素濃度を上昇させることで、空気中の酸素を介して脱炭が進行し、表層軟質層を形成することができ、その結果、より好適な曲げ性を実現することができる。こうした効果を得る点から、２５０℃以上７００℃以下の温度域における酸素濃度を２体積ｐｐｍ以上にすることが好ましく、より好ましくは４体積ｐｐｍ以上、さらに好ましくは５体積ｐｐｍ以上とする。一方、２５０℃以上７００℃以下の温度域における酸素濃度の増加に伴い、焼鈍後の表層軟質層の厚みが増加し、ＴＳが低下するおそれがあることから、２５０℃以上７００℃以下の温度域における酸素濃度は３０体積ｐｐｍ以下とすることが好ましく、より好ましくは２８体積ｐｐｍ以下、さらに好ましくは２５体積ｐｐｍ以下とする。
ここで、２５０℃以上７００℃以下の温度域の温度は鋼板表面温度を基準とする。すなわち、鋼板表面温度が上記２５０℃以上７００℃以下の温度域にある場合に、酸素濃度を上記範囲に調整する。
［加熱温度Ｔ２における雰囲気の露点：－３５℃以上（好適条件）］
冷延板の焼鈍時、加熱温度Ｔ２における雰囲気の露点を上昇させることで、空気中の水分を介して脱炭が進行し、表層軟質層を形成することができ、その結果、より好適な曲げ性を実現することができる。こうした効果を得る点から、加熱温度Ｔ２における露点を－３５℃以上にすることが好ましく、より好ましくは－３０℃以上、さらに好ましくは－２５℃以上とする。加熱温度Ｔ２における露点の上限は特に限定されないが、焼鈍後の表層軟質層の厚みを好適な範囲に制御し、より好適なＴＳを得る点から、加熱温度Ｔ２における露点は１５℃以下であることが好ましく、より好ましくは５℃以下である。
ここで、加熱温度Ｔ２は鋼板表面温度を基準とする。すなわち、鋼板表面温度が上記加熱温度Ｔ２にある場合に、露点を上記範囲に調整する。
冷延板の焼鈍時、加熱温度Ｔ２における雰囲気の露点を上昇させることで、空気中の水分を介して脱炭が進行し、表層軟質層を形成することができ、その結果、より好適な曲げ性を実現することができる。こうした効果を得る点から、加熱温度Ｔ２における露点を－３５℃以上にすることが好ましく、より好ましくは－３０℃以上、さらに好ましくは－２５℃以上とする。加熱温度Ｔ２における露点の上限は特に限定されないが、焼鈍後の表層軟質層の厚みを好適な範囲に制御し、より好適なＴＳを得る点から、加熱温度Ｔ２における露点は１５℃以下であることが好ましく、より好ましくは５℃以下である。
ここで、加熱温度Ｔ２は鋼板表面温度を基準とする。すなわち、鋼板表面温度が上記加熱温度Ｔ２にある場合に、露点を上記範囲に調整する。
加熱後の冷却において、加熱温度Ｔ２以下４００℃超における平均冷却速度は特に限定されないが、５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下とすることが好ましい。また、加熱温度Ｔ２以下４００℃超の温度域において、高強度鋼板を一旦冷却し、再度鋼板温度を上昇してもよい。
［２－８］冷却工程
［２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度：１．０℃／ｓ以上］
２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度が１．０℃／ｓ未満では、焼鈍後に多量のベイニティックフェライトを含有し、所望のＴＳ、ＹＲ及び曲げ性を実現することが困難になる。したがって、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度は１．０℃／ｓ以上とし、好ましくは２．０℃／ｓ以上であり、より好ましくは３．０℃／ｓ以上である。２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度の上限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、好ましくは１０００℃／ｓ以下であり、好ましくは１００．０℃／ｓ以下であり、より好ましくは８０．０℃／ｓ以下とする。
ここで平均冷却速度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。
［２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度：１．０℃／ｓ以上］
２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度が１．０℃／ｓ未満では、焼鈍後に多量のベイニティックフェライトを含有し、所望のＴＳ、ＹＲ及び曲げ性を実現することが困難になる。したがって、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度は１．０℃／ｓ以上とし、好ましくは２．０℃／ｓ以上であり、より好ましくは３．０℃／ｓ以上である。２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度の上限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、好ましくは１０００℃／ｓ以下であり、好ましくは１００．０℃／ｓ以下であり、より好ましくは８０．０℃／ｓ以下とする。
ここで平均冷却速度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。
２５０℃以上４００℃以下の温度域における冷却方法は、特に限定されず、例えばガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷、及び空冷などを適用することができる。
［冷却工程での保熱温度Ｔ３：１００℃以上４５０℃以下（好適条件）］
冷却工程において、高強度鋼板に保熱を施すことで、ＴＳ、ＹＲ及び曲げ性をより好適な範囲内とすることができる。こうした効果を得るためには、冷却工程での保熱温度Ｔ３を１００℃以上にすることが好ましく、より好ましくは１５０℃以上であり、さらに好ましくは２００℃以上である。一方、冷却工程での保熱温度の上昇に伴い、ベイニティックフェライトの面積率が増加し、ＴＳが低下することから、冷却工程での保熱温度Ｔ３は４５０℃以下とすることが好ましく、より好ましくは４００℃以下であり、さらに好ましくは３５０℃以下である。
ここで、冷却工程での温度は鋼板表面温度を基準とする。
冷却工程において、高強度鋼板に保熱を施すことで、ＴＳ、ＹＲ及び曲げ性をより好適な範囲内とすることができる。こうした効果を得るためには、冷却工程での保熱温度Ｔ３を１００℃以上にすることが好ましく、より好ましくは１５０℃以上であり、さらに好ましくは２００℃以上である。一方、冷却工程での保熱温度の上昇に伴い、ベイニティックフェライトの面積率が増加し、ＴＳが低下することから、冷却工程での保熱温度Ｔ３は４５０℃以下とすることが好ましく、より好ましくは４００℃以下であり、さらに好ましくは３５０℃以下である。
ここで、冷却工程での温度は鋼板表面温度を基準とする。
［冷却工程での保熱時間：５ｓ以上（好適条件）］
冷却工程で保熱することで、ＴＳ、ＹＲ及び曲げ性をより好適な範囲内とすることができる。こうした効果を得るためには、冷却工程での保熱温度Ｔ３における保熱時間を５ｓ以上にすることが好ましく、より好ましくは１０ｓ以上であり、さらに好ましくは１５ｓ以上である。一方、冷却工程での保熱温度Ｔ３における保熱時間の上限は特に限定されないが、好適なＴＳを得る点から、冷却工程での保熱温度Ｔ３における保熱時間は５００ｓ以下にすることが好ましく、よりに好ましくは２５０ｓ以下である。
冷却工程で保熱することで、ＴＳ、ＹＲ及び曲げ性をより好適な範囲内とすることができる。こうした効果を得るためには、冷却工程での保熱温度Ｔ３における保熱時間を５ｓ以上にすることが好ましく、より好ましくは１０ｓ以上であり、さらに好ましくは１５ｓ以上である。一方、冷却工程での保熱温度Ｔ３における保熱時間の上限は特に限定されないが、好適なＴＳを得る点から、冷却工程での保熱温度Ｔ３における保熱時間は５００ｓ以下にすることが好ましく、よりに好ましくは２５０ｓ以下である。
保熱温度Ｔ３が２５０℃以上４００℃以下の温度範囲にある場合、上記の２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度は、保熱温度Ｔ３での保熱工程を除いた冷却における平均冷却速度とする。当該平均冷却速度は、２５０℃からＴ３までの平均冷却速度とＴ３から４００℃までの平均冷却速度から算出することができる。
［冷却停止温度Ｔ４：２５０℃以下（好適条件）］
冷却停止温度Ｔ４が２５０℃を超えると、焼鈍後に多量のベイニティックフェライトを含有し、所望のＴＳ、ＹＲ及び曲げ性を実現することが困難になる。したがって、冷却停止温度は２５０℃以下とし、好ましくは２００℃以下である。一方、冷却停止温度Ｔ４の下限は特に限定されないが、生産性の観点から室温以上とすることが好ましい。
ここで、平均停止速度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。
冷却停止温度Ｔ４が２５０℃を超えると、焼鈍後に多量のベイニティックフェライトを含有し、所望のＴＳ、ＹＲ及び曲げ性を実現することが困難になる。したがって、冷却停止温度は２５０℃以下とし、好ましくは２００℃以下である。一方、冷却停止温度Ｔ４の下限は特に限定されないが、生産性の観点から室温以上とすることが好ましい。
ここで、平均停止速度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。
２５０℃から冷却停止温度Ｔ４までの平均冷却速度は特に限定されないが、ＴＳをより上昇するためには、２５０℃以下Ｔ４以下の温度域における平均冷却速度は１℃／ｓ以上にすることが好ましく、より好ましくは２℃／ｓ以上である。一方、生産技術上の制約から、２５０℃以下Ｔ４以下の温度域における平均冷却速度は、１０００℃／ｓ以下にすることが好ましく、より好ましくは１５０℃／ｓ以下である。
冷延板は、冷却停止温度Ｔ４から室温まで冷却してもよい。冷却停止温度Ｔ４から室温までの平均冷却速度は特に限定されず、任意の方法により室温まで冷却することができる。冷却方法としては、ガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷及び空冷などを適用することができる。
焼鈍した冷延板を冷却停止温度Ｔ４まで冷却した後、０．０５％以上２．００％以下の伸長率で圧延してもよい。Ｔ４まで冷却した後に、伸長率０．０５％以上の圧延を施すことで、ＹＲを所望の範囲に制御することができる。伸長率はより好ましくは０．１０％以上である。また、Ｔ４まで冷却した後に、伸長率２．００％以下の圧延を施すことで、残留オーステナイトの体積率をより好適な範囲内とし、曲げ性及び腐食環境下でのせん断端面の損傷度をより好適な範囲とすることができる。伸長率はより好ましくは１．００％以下である。
冷却停止温度Ｔ４まで冷却した後における圧延は、上述した連続焼鈍装置と連続した装置上で（オンラインで）行ってもよいし、上述した連続焼鈍装置とは不連続な装置上によって（オフラインで）行ってもよい。また、一回の圧延で目的の伸長率を達成してもよいし、複数回の圧延を行い、合計で０．０５％以上２．００％以下の伸長率を達成してもよい。なお、ここで記載した圧延とは一般的には調質圧延のことを指すが、調質圧延と同等の伸長率を付与できれば、テンションレベラーやロールによる繰り返し曲げ等による加工の方法であってもよい。
［２－９］再加熱工程
［再加熱温度：（冷却停止温度Ｔ４＋５０℃）以上４５０℃以下（好適条件）］
冷却停止温度Ｔ４までの冷却後、あるいはＴ４までの冷却後にさらに圧延した後に、高強度鋼板に再加熱を施すことで、ＴＳ、ＹＲ及び曲げ性をより好適な範囲内とすることができる。こうした効果を得る点から、再加熱温度を（冷却停止温度Ｔ４＋５０℃）以上にすることが好ましく、より好ましくは（冷却停止温度Ｔ４＋１００℃）以上、さらに好ましくは（冷却停止温度Ｔ４＋１５０℃）以上である
一方、再加熱温度の上昇に伴い、マルテンサイトの焼戻しが進行し、ＴＳが低下することから、再加熱温度は４５０℃以下とすることが好ましく、より好ましくは４００℃以下であり、さらに好ましくは３８０℃以下である。
ここで、上記加熱温度域の温度は鋼板表面温度を基準とする。即ち、鋼板表面温度が上記加熱温度域にある場合に、酸素濃度を上記範囲に調整する。
［再加熱温度：（冷却停止温度Ｔ４＋５０℃）以上４５０℃以下（好適条件）］
冷却停止温度Ｔ４までの冷却後、あるいはＴ４までの冷却後にさらに圧延した後に、高強度鋼板に再加熱を施すことで、ＴＳ、ＹＲ及び曲げ性をより好適な範囲内とすることができる。こうした効果を得る点から、再加熱温度を（冷却停止温度Ｔ４＋５０℃）以上にすることが好ましく、より好ましくは（冷却停止温度Ｔ４＋１００℃）以上、さらに好ましくは（冷却停止温度Ｔ４＋１５０℃）以上である
一方、再加熱温度の上昇に伴い、マルテンサイトの焼戻しが進行し、ＴＳが低下することから、再加熱温度は４５０℃以下とすることが好ましく、より好ましくは４００℃以下であり、さらに好ましくは３８０℃以下である。
ここで、上記加熱温度域の温度は鋼板表面温度を基準とする。即ち、鋼板表面温度が上記加熱温度域にある場合に、酸素濃度を上記範囲に調整する。
［再加熱温度での保熱時間：５ｓ以上（好適条件）］
再加熱温度で保熱することで、ＴＳ、ＹＲ及び曲げ性をより好適な範囲内とすることができる。こうした効果を得るためには、再加熱温度での保熱時間を５ｓ以上にすることが好ましく、より好ましくは１０ｓ以上であり、さらに好ましくは１５ｓ以上である。一方、再加熱温度での保熱時間の上限は特に限定されないが、ＴＳをより好適な範囲内とするためには、再加熱温度での保熱時間は５００ｓ以下にすることがより好ましく、さらに好ましくは２５０ｓ以下とする。
再加熱温度で保熱することで、ＴＳ、ＹＲ及び曲げ性をより好適な範囲内とすることができる。こうした効果を得るためには、再加熱温度での保熱時間を５ｓ以上にすることが好ましく、より好ましくは１０ｓ以上であり、さらに好ましくは１５ｓ以上である。一方、再加熱温度での保熱時間の上限は特に限定されないが、ＴＳをより好適な範囲内とするためには、再加熱温度での保熱時間は５００ｓ以下にすることがより好ましく、さらに好ましくは２５０ｓ以下とする。
なお、前記再加熱温度から室温までの冷却速度は特に限定されず、任意の方法により室温まで冷却することができる。冷却方法としては、ガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷及び空冷などを適用することができる。
［２－１０］第二めっき処理工程（任意）
上記のように製造した高強度鋼板に、めっき処理を施してめっき鋼板とすることができる。例えば、めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき後に合金化を行う処理を例示できる。また、焼鈍と亜鉛めっきとを１ラインで連続して行ってもよい。その他、Ｚｎ－Ｎｉ電気合金めっき等の電気めっきにより、めっき層を形成してもよいし、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっきを施してもよい。なお、上記では亜鉛めっきの場合を中心に説明したが、Ｚｎめっき、Ａｌめっき等のめっき金属の種類は特に限定されない。
上記のように製造した高強度鋼板に、めっき処理を施してめっき鋼板とすることができる。例えば、めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき後に合金化を行う処理を例示できる。また、焼鈍と亜鉛めっきとを１ラインで連続して行ってもよい。その他、Ｚｎ－Ｎｉ電気合金めっき等の電気めっきにより、めっき層を形成してもよいし、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっきを施してもよい。なお、上記では亜鉛めっきの場合を中心に説明したが、Ｚｎめっき、Ａｌめっき等のめっき金属の種類は特に限定されない。
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０．２３質量％以下であり、残部がＺｎ及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。
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、溶融亜鉛めっき層を有する鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板）を４５０℃以上６００℃以下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。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５９０ＭＰａ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、溶融亜鉛めっき層を有する鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板）（ＧＩ）及び合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板（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２０～８０ｇ／ｍ２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。
また、その他金属めっき処理の具体例として挙げられる溶融アルミニウムめっき処理を施すときは、前記冷延板焼鈍を施して得た冷延板を６６０～７３０℃のアルミニウムめっき浴中に浸漬し、溶融アルミニウムめっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。
さらに、電気亜鉛めっき処理を施すときは、特に限定しないが、皮膜厚が２μｍから１５μｍの範囲になるようにすることが好ましい。
［２－１１］スキンパス圧延（任意）
めっき処理後スキンパス圧延を行ってもよい。
スキンパス圧延での圧下率は、降伏強さを上昇させる観点から、０．０５％以上が好ましい。圧下率の上限は、特に限定されないが、生産性の観点から１．５０％が好ましい。
スキンパス圧延は、オンラインで実施してもよいし、オフラインで実施してもよい。
一度に目的の圧下率のスキンパスを実施してもよいし、数回に分けて実施してもよい。
めっき処理後スキンパス圧延を行ってもよい。
スキンパス圧延での圧下率は、降伏強さを上昇させる観点から、０．０５％以上が好ましい。圧下率の上限は、特に限定されないが、生産性の観点から１．５０％が好ましい。
スキンパス圧延は、オンラインで実施してもよいし、オフラインで実施してもよい。
一度に目的の圧下率のスキンパスを実施してもよいし、数回に分けて実施してもよい。
生産性の観点から、上述した焼鈍及びめっき処理等の一連の処理は、ＣＧＬ（Continuous Galvanizing Line）で実施するのが好ましい。
高強度めっき鋼板が取引対象となる場合には、通常、室温まで冷却された後、取引対象となる。
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。
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。
［３］部材及び自動車部品
次に、本発明の部材について、説明する。
本発明の部材は、上記した本発明の高強度鋼板を少なくとも一部に用いてなる部材である。本発明の部材は、例えば、上記した本発明の高強度鋼板を、プレス加工などにより、目的の形状に成形することにより得ることができる。本発明の部材は、好適には自動車部品用（例えば、自動車の骨格構造部品用、自動車の補強部品用等）とすることができる。
本発明はまた、本発明の部材からなる自動車部品に関する。
次に、本発明の部材について、説明する。
本発明の部材は、上記した本発明の高強度鋼板を少なくとも一部に用いてなる部材である。本発明の部材は、例えば、上記した本発明の高強度鋼板を、プレス加工などにより、目的の形状に成形することにより得ることができる。本発明の部材は、好適には自動車部品用（例えば、自動車の骨格構造部品用、自動車の補強部品用等）とすることができる。
本発明はまた、本発明の部材からなる自動車部品に関する。
本発明の高強度鋼板は、高いＹＲ、ならびに、高い曲げ性を有し、かつ、せん断端面の耐食性高めた、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板である。そのため、本発明の部材は車体の軽量化に寄与できるので、自動車部品用（例えば、自動車の骨格構造部品用又は自動車の補強部品用）の部材全般に好適に用いることができる。
［試験Ｎｏ．１～４７］
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを加熱して、熱間圧延後に酸洗処理を施した後、冷間圧延を施した。次いで、焼鈍処理を施し、高強度冷延板（ＣＲ）を得た。さらに、一部の薄鋼板にめっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、及び、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）を得た。鋼板の製造条件は、表２に記載のとおりである。
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを加熱して、熱間圧延後に酸洗処理を施した後、冷間圧延を施した。次いで、焼鈍処理を施し、高強度冷延板（ＣＲ）を得た。さらに、一部の薄鋼板にめっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、及び、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）を得た。鋼板の製造条件は、表２に記載のとおりである。
溶融亜鉛めっき浴は、ＧＩでは、Ａｌ：０．１４～０．１９質量％含有亜鉛浴を使用し、また、ＧＡでは、Ａｌ：０．１４質量％含有亜鉛浴を使用し、浴温は４７０℃とした。めっき付着量は、ＧＩでは、片面あたり４５～７２ｇ/ｍ２（両面めっき）程度とし、また、ＧＡでは、片面あたり４５ｇ/ｍ２（両面めっき）程度とする。また、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度を９質量％以上１２質量％以下とした。めっき層をＺｎ―Ｎｉめっき層とするＥＧでは、めっき層中のＮｉ含有量を９質量％以上２５質量％以下とした。
以上のようにして得られた鋼板について、鋼組織、板厚１／２位置におけるＳｉ濃度の標準偏差／平均Ｓｉ濃度及び表層軟質層の厚さを測定した。
［鋼組織］
前述した方法にしたがって、板厚１／４位置におけるマルテンサイト及びフェライトの面積率ならびに残留オーステナイトの体積率を求めた。残部組織については、以下に記載の方法にて観察した。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるよう試料を切り出した後、観察面をダイヤモンドペーストを用いて鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨を施し、さらに、３体積％ナイタールでエッチングして組織を現出させた。加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭを用いて、鋼板の板厚の１／４位置を観察位置とし、５０００倍の倍率で、１７μｍ×２３μｍの視野範囲で３視野観察する。得られた組織画像から残部組織として炭化物を識別した。
前述した方法にしたがって、板厚１／４位置におけるマルテンサイト及びフェライトの面積率ならびに残留オーステナイトの体積率を求めた。残部組織については、以下に記載の方法にて観察した。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるよう試料を切り出した後、観察面をダイヤモンドペーストを用いて鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨を施し、さらに、３体積％ナイタールでエッチングして組織を現出させた。加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭを用いて、鋼板の板厚の１／４位置を観察位置とし、５０００倍の倍率で、１７μｍ×２３μｍの視野範囲で３視野観察する。得られた組織画像から残部組織として炭化物を識別した。
［板厚１／２位置におけるＳｉ濃度の標準偏差／平均Ｓｉ濃度］
前述した方法にしたがって、板厚１／２位置におけるＳｉ濃度の標準偏差／平均Ｓｉ濃度を算出した。
前述した方法にしたがって、板厚１／２位置におけるＳｉ濃度の標準偏差／平均Ｓｉ濃度を算出した。
［表層軟質層の厚さ］
母材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、ビッカース硬度計を用いて、荷重１０ｇｆで、母材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した。
母材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、ビッカース硬度計を用いて、荷重１０ｇｆで、母材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した。
以上のようにして得られた鋼板について、以下の試験方法にしたがい、引張特性、曲げ性及び腐食環境下でのせん断端面の損傷度を評価した。その結果を表３に示す。
［引張試験］
引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行った。得られた鋼板より、鋼板の圧延方向に対して直角方向となるようにＪＩＳ５号試験片を採取し、クロスヘッド速度が１．６７×１０－１ｍｍ／ｓの条件で引張試験を行い、ＹＳ及びＴＳを測定した。なお、本発明では、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上を合格と判断した。また、部品の寸法精度に優れるとは、部品の寸法精度の指標である降伏比（ＹＲ）が６５％以上の場合を良好と判断した。なお、ＹＲは上述の式（２）に記載の計算方法で算出した。
引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行った。得られた鋼板より、鋼板の圧延方向に対して直角方向となるようにＪＩＳ５号試験片を採取し、クロスヘッド速度が１．６７×１０－１ｍｍ／ｓの条件で引張試験を行い、ＹＳ及びＴＳを測定した。なお、本発明では、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上を合格と判断した。また、部品の寸法精度に優れるとは、部品の寸法精度の指標である降伏比（ＹＲ）が６５％以上の場合を良好と判断した。なお、ＹＲは上述の式（２）に記載の計算方法で算出した。
［曲げ試験］
曲げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠して行った。得られた鋼板より、鋼板の圧延方向に対して平行方向が曲げ試験の軸方向となるように、幅が３０ｍｍ、長さが１００ｍｍの短冊状の試験片を採取した。その後、押込み荷重が１００ｋＮ、押付け保持時間が５秒とする条件で、９０°Ｖ曲げ試験を行った。なお、本開示では、曲げ性は曲げ試験の合格率で評価し、曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除した値Ｒ／ｔが５以下となる最大のＲ（例えば、板厚が１．２ｍｍの場合、曲げ半径は６．０ｍｍ）において、５サンプルの曲げ試験を実施し、次いで、曲げ頂点の稜線部における亀裂発生有無の評価を行い、５サンプルとも割れない場合を、曲げ性が「優」と判断した。また、５サンプルのうち一つ以上のサンプルで２００μｍ未満の微小割れが発生する場合を、曲げ性が「良」と判断した。さらに、５サンプルのうち一つ以上のサンプルで２００μｍ以上の微小割れが発生する場合を、曲げ性が「劣」と判断した。ここで、亀裂発生有無は、曲げ頂点の稜線部をデジタルマイクロスコープ（ＲＨ－２０００：株式会社ハイロックス製）を用いて、４０倍の倍率で測定することにより評価した。
曲げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠して行った。得られた鋼板より、鋼板の圧延方向に対して平行方向が曲げ試験の軸方向となるように、幅が３０ｍｍ、長さが１００ｍｍの短冊状の試験片を採取した。その後、押込み荷重が１００ｋＮ、押付け保持時間が５秒とする条件で、９０°Ｖ曲げ試験を行った。なお、本開示では、曲げ性は曲げ試験の合格率で評価し、曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除した値Ｒ／ｔが５以下となる最大のＲ（例えば、板厚が１．２ｍｍの場合、曲げ半径は６．０ｍｍ）において、５サンプルの曲げ試験を実施し、次いで、曲げ頂点の稜線部における亀裂発生有無の評価を行い、５サンプルとも割れない場合を、曲げ性が「優」と判断した。また、５サンプルのうち一つ以上のサンプルで２００μｍ未満の微小割れが発生する場合を、曲げ性が「良」と判断した。さらに、５サンプルのうち一つ以上のサンプルで２００μｍ以上の微小割れが発生する場合を、曲げ性が「劣」と判断した。ここで、亀裂発生有無は、曲げ頂点の稜線部をデジタルマイクロスコープ（ＲＨ－２０００：株式会社ハイロックス製）を用いて、４０倍の倍率で測定することにより評価した。
［腐食環境下でのせん断端面の損傷度］
得られた鋼板より、鋼板の圧延直角方向がせん断分離面となるように、幅（圧延直角方向）：７５ｍｍ、長さ（圧延方向）：１８ｍｍの短冊状の試験片をクランクプレスでせん断し、採取した。なお、クランクプレスのせん断条件は、シャー角：０．５度、かつ、クリアランス：１０％とした。次いで、クランクプレスのせん断時の抜落し側を２ｍｍ研削加工し、幅：７５ｍｍ、長さ：１６ｍｍの短冊状の試験片とした。
次いで、４点曲げ試験でＹＳ相当の負荷応力を付与した後、ｐＨ３でｐＨを一定管理した塩酸に１２０時間浸漬した後、取り出して流水で洗浄した。次いで、４点曲げ試験治具より短冊状の試験片を取り外し、短冊状の試験片の幅中央位置が観察位置となるように当該試験片を圧延方向と平行に切断した。次いで、試験片の切断面を鏡面研磨後、試験片のせん断分離面について、ＳＥＭを用いて１０００倍の倍率で観察し、試験片のせん断分離面での割れ、つまり塩酸浸漬後の割れ長さが３００μｍ以下である場合を良好と判断した。
得られた鋼板より、鋼板の圧延直角方向がせん断分離面となるように、幅（圧延直角方向）：７５ｍｍ、長さ（圧延方向）：１８ｍｍの短冊状の試験片をクランクプレスでせん断し、採取した。なお、クランクプレスのせん断条件は、シャー角：０．５度、かつ、クリアランス：１０％とした。次いで、クランクプレスのせん断時の抜落し側を２ｍｍ研削加工し、幅：７５ｍｍ、長さ：１６ｍｍの短冊状の試験片とした。
次いで、４点曲げ試験でＹＳ相当の負荷応力を付与した後、ｐＨ３でｐＨを一定管理した塩酸に１２０時間浸漬した後、取り出して流水で洗浄した。次いで、４点曲げ試験治具より短冊状の試験片を取り外し、短冊状の試験片の幅中央位置が観察位置となるように当該試験片を圧延方向と平行に切断した。次いで、試験片の切断面を鏡面研磨後、試験片のせん断分離面について、ＳＥＭを用いて１０００倍の倍率で観察し、試験片のせん断分離面での割れ、つまり塩酸浸漬後の割れ長さが３００μｍ以下である場合を良好と判断した。
表３に示すように、発明例では、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上であり、ＹＲ、曲げ性及び腐食環境下でのせん断端面の損傷度が優れていた。一方、比較例では、ＴＳ、ＹＲ、曲げ性及び腐食環境下でのせん断端面の損傷度のいずれか一つ以上が劣っていた。
［試験Ｎｏ．４８～８０］
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを加熱して、熱間圧延後に酸洗処理を施した後、冷間圧延を施した。
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを加熱して、熱間圧延後に酸洗処理を施した後、冷間圧延を施した。
一部の冷延鋼板に対して、金属電気めっき処理工程を行った。表４の金属電気めっき処理の有無(めっき種)の欄が、有(Fe)とある場合は、Ｆｅ系電気めっき処理を行った例であり、（Ni）とある場合は、Ｎｉ系電気めっき処理を行った例である。金属電気層の組成は、Ｆｅ系電気めっきでは、Ｆｅ：９５～１００質量％、Ｎｉ系電気めっきでは、Ｎｉ：９５～１００質量％を含有し、それぞれ残部は不可避的不純物であった。
次いで、冷延鋼板に、表４に示す種類のめっき処理（ＧＩ、ＧＡ）を施し、両面に溶融亜鉛めっき層を有するめっき鋼板を得た。ＧＩ、ＧＡの条件は上記と同様とした。
次いで、冷延鋼板に、表４に示す種類のめっき処理（ＧＩ、ＧＡ）を施し、両面に溶融亜鉛めっき層を有するめっき鋼板を得た。ＧＩ、ＧＡの条件は上記と同様とした。
次いで、表４に示す条件で、保熱処理又は冷却後に再加熱処理を施した。明記していない条件については、常法に従うものとした。
得られた鋼板の母材鋼板の成分組成は、鋼スラブ段階の成分組成と実質的に同一であり、適合鋼についてはいずれも上記した実施形態に係る成分組成の範囲内であった。
このようにして得られた鋼板について、鋼組織、板厚１／２位置におけるＳｉ濃度の標準偏差／平均Ｓｉ濃度及び表層軟質層の厚さを測定した。また、金属めっき層付着量を測定し、表層軟質層のナノ硬度を測定した。結果を表５に示す。
［表層軟質層のナノ硬度］
高強度めっき鋼板についてはめっき層（溶融亜鉛めっき層又は合金化亜鉛めっき層、場合により金属電気めっき層）剥離後、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置まで機械研磨、ダイヤモンド及びアルミナでのバフ研磨及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。
高強度めっき鋼板についてはめっき層（溶融亜鉛めっき層又は合金化亜鉛めっき層、場合により金属電気めっき層）剥離後、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置まで機械研磨、ダイヤモンド及びアルミナでのバフ研磨及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。
次いで、前記表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置まで機械研磨、ダイヤモンド及び及びアルミナでのバフ研磨及び及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。
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。
得られた鋼板について、上記と同様にして、引張特性、曲げ性及び腐食環境下でのせん断端面の損傷度を評価した。その結果を表５に示す。
さらに得られた鋼板について、Ｕ曲げ＋密着曲げ試験、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験及び軸圧壊試験を行った。これらの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１．２未満の亜鉛めっき鋼板のＵ曲げ＋密着曲げ試験、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験及び軸圧壊試験では、板厚の影響が小さいため、研削処理無しで試験を行った。
［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実施した。
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１（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１（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１（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＋密着曲げ試験は以下のようにして実施した。
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１（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１（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１（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
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ピッ次いで変化
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
スペーサー厚さ：０．５ｍｍピッ次いで変化
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５に示す。
限界スペーサー厚さ（ＳＴ）の合格の基準は以下のとおりである。
１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、５．５ｍｍ≧ＳＴ
１３２０ＭＰａ≦ＴＳの場合、６．０ｍｍ≧ＳＴ
限界スペーサー厚さ（ＳＴ）の不合格の基準は以下のとおりである。
１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、５．５ｍｍ＜ＳＴ
１３２０ＭＰａ≦ＴＳの場合、６．０ｍｍ＜ＳＴ
１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、５．５ｍｍ≧ＳＴ
１３２０ＭＰａ≦ＴＳの場合、６．０ｍｍ≧ＳＴ
限界スペーサー厚さ（ＳＴ）の不合格の基準は以下のとおりである。
１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、５．５ｍｍ＜ＳＴ
１３２０ＭＰａ≦ＴＳの場合、６．０ｍｍ＜ＳＴ
［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実施した。
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２（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２（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２（ａ）及び図２（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曲げ試験は以下のようにして実施した。
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２（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２（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２（ａ）及び図２（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
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
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る。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５に示す。
ＳＦｍａｘの合格の基準は以下のとおりである。
１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１４７０ＭＰａの場合、２４．５ｍｍ≦ＳＦｍａｘ
１４７０ＭＰａ≦ＴＳ、２３．５ｍｍ≦ＳＦｍａｘ
ＳＦｍａｘの合格の基準は以下のとおりである。
１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１４７０ＭＰａの場合、２４．５ｍｍ＞ＳＦｍａｘ
１４７０ＭＰａ≦ＴＳの場合、２３．５ｍｍ＞ＳＦｍａｘ
１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１４７０ＭＰａの場合、２４．５ｍｍ≦ＳＦｍａｘ
１４７０ＭＰａ≦ＴＳ、２３．５ｍｍ≦ＳＦｍａｘ
ＳＦｍａｘの合格の基準は以下のとおりである。
１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１４７０ＭＰａの場合、２４．５ｍｍ＞ＳＦｍａｘ
１４７０ＭＰａ≦ＴＳの場合、２３．５ｍｍ＞ＳＦｍａｘ
［軸圧壊試験］
軸圧壊試験は、以下のようにして実施した。
得られた鋼板から、１５０ｍｍ×１００ｍｍの試験片を剪断加工により採取した。ここで、１５０ｍｍ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３（ａ）及び図３（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３（ａ）及び図３（ｂ）に示すような試験用部材３０を作製した。図３（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３（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３（ｂ）に示すように、鋼板の端部と溶接部が１０ｍｍ、溶接部間が２０ｍｍの間隔となるようにした。次に、図３（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３（ｃ）に示すように、圧壊方向は、試験用部材３０の長手方向と平行な方向とした。結果を表５に示す。
軸圧壊試験は、以下のようにして実施した。
得られた鋼板から、１５０ｍｍ×１００ｍｍの試験片を剪断加工により採取した。ここで、１５０ｍｍ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３（ａ）及び図３（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３（ａ）及び図３（ｂ）に示すような試験用部材３０を作製した。図３（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３（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３（ｂ）に示すように、鋼板の端部と溶接部が１０ｍｍ、溶接部間が２０ｍｍの間隔となるようにした。次に、図３（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３（ｃ）に示すように、圧壊方向は、試験用部材３０の長手方向と平行な方向とした。結果を表５に示す。
軸圧壊破断（外観割れ）有無の評価の基準は以下のとおりである。
Ａ（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。
Ｂ（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
Ｃ（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
Ａ（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。
Ｂ（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
Ｃ（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
表５に示すように、発明例では、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上であり、ＹＲ、曲げ性及び腐食環境下でのせん断端面の損傷度が優れていた。一方、比較例では、ＴＳ、ＹＲ、曲げ性及び腐食環境下でのせん断端面の損傷度のいずれか一つ以上が劣っていた。また、表５において、露点が－３０℃以上－２０℃以下の範囲では、表層の軟質層厚さが１４μｍ以下となり、軸圧壊試験での破断（外観割れ）の判定は「Ｂ」であるが、表層の軟質層厚さが１４μｍ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「Ａ」であった。
以上、本発明の実施の形態について説明したが、本発明は、本実施の形態による本発明の開示の一部をなす記述により限定されるものではない。すなわち、本実施の形態に基づいて当業者等によりなされる他の実施の形態、実施例及び運用技術などは全て本発明の範疇に含まれる。例えば、上記した製造方法における一連の熱処理においては、熱履歴条件さえ満足すれば、鋼板に熱処理を施す設備等は特に限定されるものではない。
本発明によれば、高いＹＲ及び高い曲げ性を有し、かつ腐食環境下でのせん断端面の損傷度を低減した、ＴＳで１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が得られる。
特に、本発明の高強度鋼板は、腐食環境下でのせん断端面の損傷度を低減しているので、高い部品強度を得ながら、種々の大きさ及び形状の自動車の骨格構造部品などに適用することが可能である。これにより、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。
特に、本発明の高強度鋼板は、腐食環境下でのせん断端面の損傷度を低減しているので、高い部品強度を得ながら、種々の大きさ及び形状の自動車の骨格構造部品などに適用することが可能である。これにより、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。
１０ ハット型部材
２０ 亜鉛めっき鋼板
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
Ｓ スペーサー
Ｔ１ 試験片
Ｔ２ 試験片
２０ 亜鉛めっき鋼板
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
Ｓ スペーサー
Ｔ１ 試験片
Ｔ２ 試験片
Claims (19)
- 質量％で、
Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上５．００％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：１．０００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下及び
Ｏ：０．０１００％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
板厚１／４位置において、
マルテンサイトの面積率が４０％以上、
フェライトの面積率が７０％以下、
残留オーステナイトの体積率が２０．０％以下である鋼組織と、
を有し、
板厚の１／２位置において、
Ｓｉ濃度の平均値に対するＳｉ濃度の標準偏差の比の値が１．００以下である、
高強度鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｖ：０．２００％以下、
Ｔａ：０．１０％以下、
Ｗ：０．１０％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｏ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．１００％以下、
Ｔｅ：０．１００％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下及び
Ｂｉ：０．２００％以下
からなる群より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。 - 前記高強度鋼板が、前記高強度鋼板の板厚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％以下の領域であって、前記高強度鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以内の領域である表層軟質層を有し、
前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置及び板厚方向深さの１／２位置のそれぞれにおける板面の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、
前記高強度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、全測定数に対して０．１０以下であり、
さらに、前記高強度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、前記高強度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又は２に記載の高強度鋼板。 - 前記高強度鋼板の片面又は両面の表面上において、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ及びＢｉから選択される１種又は２種以上を合計で５０質量％超含む金属めっき層を有する、請求項１又は２に記載の高強度鋼板。
- 前記高強度鋼板の片面又は両面の表面上において、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ及びＢｉから選択される１種又は２種以上を合計で５０質量％超含む金属めっき層を有する、請求項３に記載の高強度鋼板。
- 前記高強度鋼板の片面又は両面の最外層に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む金属めっき層を有する、請求項１又は２に記載の高強度鋼板。
- 前記高強度鋼板の片面又は両面の最外層に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む金属めっき層を有する、請求項３に記載の高強度鋼板。
- 前記高強度鋼板の片面又は両面の最外層に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む金属めっき層を有する、請求項４に記載の高強度鋼板。
- 前記高強度鋼板の片面又は両面の最外層に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む金属めっき層を有する、請求項５に記載の高強度鋼板。
- 請求項１又は２に記載の成分組成を有する溶鋼を鋳造した後、５００℃以上７００℃以下の温度域における平均冷却速度を３．０℃／ｈｒ以上、４００℃以上５００℃未満の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｈｒ以上として冷却して鋼スラブを得る工程；
前記鋼スラブを１１５０℃以上のスラブ加熱温度Ｔ１に加熱した後、巻取温度を６００℃以下、巻取り後の冷却における３００℃以上４００℃以下の温度域における滞留時間を５００００ｓ以下とする熱間圧延を施して熱延板を得る工程であって、鋼スラブの加熱において１１００℃以上Ｔ１以下の温度域における滞留時間を２０分以上とする工程；
前記熱延板に酸洗を施す工程；
前記酸洗を施した熱延板に冷間圧延を施して冷延板を得る工程；
前記冷延板に対し、（１）式で定義される温度をＡｃ３点（℃）として、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を１０℃／ｓ以上として、Ａｃ３点以上の加熱温度Ｔ２までの加熱を施し、冷延板を焼鈍する工程であって、７５０℃以上Ａｃ３点未満の温度域における滞留時間を２００ｓ以下とする工程；及び
前記焼鈍した冷延板を２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上として冷却して請求項１又は２に記載の高強度鋼板を得る工程；
を含む、高強度鋼板の製造方法。
Ａｃ３点（℃）＝９１０－２０３×［％Ｃ］１／２＋４４．７×［％Ｓｉ］－３０×［％Ｍｎ］＋７００×［％Ｐ］＋４００×［％Ａｌ］＋４００×［％Ｔｉ］＋１０４×［％Ｖ］＋１３．１×［％Ｗ］－１１×［％Ｃｒ］＋３１．５×［％Ｍｏ］－１５．２×［％Ｎｉ］－２０×［％Ｃｕ］・・・（１）
式中、[％Ｘ]は、鋼中の成分元素Ｘの含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０とする。 - 前記冷延板の焼鈍工程において、２５０℃以上７００℃以下の温度域における雰囲気の酸素濃度が２体積ｐｐｍ以上３０体積ｐｐｍ以下、かつ加熱温度Ｔ２での雰囲気の露点が－３５℃以上である、請求項１０に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記焼鈍した冷延板の冷却工程において、１００℃以上４５０℃以下の温度Ｔ３で、５ｓ以上保熱する保熱工程を設ける、請求項１０に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記焼鈍した冷延板の冷却工程において、１００℃以上４５０℃以下の温度Ｔ３で、５ｓ以上保熱する保熱工程を設ける、請求項１１に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記焼鈍した冷延板の冷却工程において、２５０℃以下の冷却停止温度Ｔ４で冷却を停止した後、（Ｔ４＋５０℃）以上４５０℃以下の温度に再加熱し、該温度で５ｓ以上保熱する、請求項１０に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記焼鈍した冷延板の冷却工程において、２５０℃以下の冷却停止温度Ｔ４で冷却を停止した後、（Ｔ４＋５０℃）以上４５０℃以下の温度に再加熱し、該温度で５ｓ以上保熱する、請求項１１に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記焼鈍した冷延板の冷却工程において、２５０℃以下の冷却停止温度Ｔ４で冷却を停止した後、（Ｔ４＋５０℃）以上４５０℃以下の温度に再加熱し、該温度で５ｓ以上保熱する、請求項１２に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記冷延板を焼鈍する前に、冷延板の片面又は両面において、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ及びＢｉから選択される１種又は２種以上を合計で５０質量％超含む金属めっきを施す工程を含む、請求項１０に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記焼鈍した冷延板を冷却した後、めっき処理を施し、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む金属めっきを施す工程を含む、請求項１０に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 請求項１又は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。
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|---|---|---|---|
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|---|---|---|---|---|
| WO2022080497A1 (ja) | 2020-10-15 | 2022-04-21 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
| WO2022270053A1 (ja) | 2021-06-24 | 2022-12-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、ならびに、部材 |
-
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|---|---|---|---|---|
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| WO2022270053A1 (ja) | 2021-06-24 | 2022-12-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、ならびに、部材 |
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