JP7673875B1 - 高強度鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法並びに部材 - Google Patents

Abstract

伸びフランジ性、曲げ性及びスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性に優れ、かつ高い寸法精度で部品を製造することが可能な１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板、高強度めっき鋼板とそれらの製造方法、ならびに部材を提供することを目的とする。
所定の成分組成を有し、ｘ_{Ｔｉ，ｅｆｆ}＝ｘ_Ｔｉ－ｘ_Ｎ－ｘ_Ｓ（ただし、ｘ_Ｔｉ、ｘ_Ｎ、ｘ_Ｓは各元素の鋼中モル分率）から求められる有効Ｔｉモル分率（ｘ_{Ｔｉ，ｅｆｆ}）が０．００１以上を満たし、板厚１／４位置において、マルテンサイトの面積率が６０％以上９９％以下、フェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率が合計で０％超４０％以下である鋼組織と、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度が０．３ａｔ％以上６．０ａｔ％以下、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度が１５０個／ｍｍ^２以下である、高強度鋼板。

Description

本開示は、自動車の補強部品や骨格構造部品に最適な、高強度鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法、ならびに部材に関する。

車輌の軽量化によるＣＯ_２排出量削減と車体の軽量化による耐衝突性能向上の両立を目的に、自動車用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）に対する高強度鋼板の適用事例が増加している。特に、引張強さ（以下、単にＴＳともいう）で１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の適用事例が増加している。

自動車の補強部品や骨格構造部品に用いられる高強度鋼板には、優れた成形性を有することが求められる。さらに、成形後の部品には寸法精度に優れることが要求される。例えば、クラッシュボックス等の部品では打抜き端面や曲げ加工部を有するため、成形性の観点からは高い伸びフランジ性や曲げ性を有する鋼板が好適である。また、部品のパフォーマンスの観点からは、鋼板の降伏比（ＹＲ＝降伏強度ＹＳ／引張強さＴＳ×１００）を増加することで、衝突時における衝撃吸収エネルギーの上昇が実現される。さらに、部品の寸法精度の観点からは、鋼板の降伏比（ＹＲ）を一定範囲に制御することで、鋼板成形後のスプリングバックを抑制し、部品の寸法精度を制御することが可能となる。自動車部品への高強度鋼板の適用比率を増加させるには、これらの特性を総合的に満足することが要望されている。

また、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、打抜き端面や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、高い伸びフランジ性および曲げ性を有する鋼板を適用することが好ましい。さらに曲げ加工部については、比較的小さな曲げ半径を有する部品への高強度鋼板の適用比率を増加させるために、曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除した値Ｒ／ｔが５．０未満の曲げ加工部で、大割れが生じない高い曲げ性を有する高強度鋼板が要望されている。

さらに最近になって、高強度亜鉛めっき鋼板をスポット溶接する際に、めっき層の亜鉛が鋼板表層の結晶粒界に拡散侵入して、液体金属脆化（ＬＭＥ：Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）が起きることが確認されている。その結果、スポット溶接部ＨＡＺの鋼板間割れ（ＬＭＥ割れ）が発生することが確認されている。スポット溶接部ＨＡＺの鋼板間割れは、亜鉛めっき層を有しない高強度鋼板においても、溶接相手が亜鉛めっき鋼板であれば発生し得るため、いずれの高強度鋼板においても問題視されつつある。なお、量産時には種々の板厚を有する鋼板をスポット溶接するが、通常板厚が厚くなるとスポット溶接部ＨＡＺの鋼板間割れを抑制できるホールド時間が増加する。しかしながら、ホールド時間の増加は生産性の低下につながるため、ホールド時間が短時間でもスポット溶接部ＨＡＺの鋼板間割れを抑制できる高強度鋼板が要望されている。

これらの要求に対し、例えば、特許文献１では、伸びフランジ性、曲げ性及び耐ＬＭＥ特性に優れ、高い寸法精度で部品を製造することが可能な、引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が提供されている。

特許第６７８７５３５号公報

特許文献１に記載の高強度鋼板は、伸びフランジ性、曲げ性、及び、耐ＬＭＥ特性を総合的に満足し、かつ高い寸法精度で部品を製造することが可能である。しかしながら、特許文献１に記載の高強度鋼板は、ＴＳが９８０ＭＰａ級であり、強度にさらなる改善の余地があった。

本開示は、かかる事情に鑑み開発されたものである。その課題は、伸びフランジ性、曲げ性、及び、スポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性に優れ、かつ高い寸法精度で部品を製造することが可能な１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を得るとともに、その高強度鋼板の有利な製造方法を提供することである。

なお、本開示において、高い寸法精度で部品を製造することが可能である（成形時の寸法精度が高い）とは、降伏比（ＹＲ）が６５％以上９０％以下であることを意味する。なお、ＹＲは次式（２）で求められる。
ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ×１００・・・・（２）
伸びフランジ性については、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に準拠して測定する穴広げ率（以下、単にλともいう）が３０％以上の場合、伸びフランジ性に優れると判断する。

曲げ性については、曲げ角度を９０度とするＶブロック法により曲げ試験を行い、曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除した値Ｒ／ｔが約４．５、即ち、４．３～４．７、となるＲにおいて、５サンプルの曲げ試験を実施する。次いで、５サンプル全ての曲げ頂点の稜線部におけるき裂の長さを評価し、き裂長さが２００μｍ以下の場合、曲げ性に優れると判断する。

また、スポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性については、実施例に記載する溶接部の断面を光学顕微鏡（２００倍）で観察し、以下の基準でスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性を評価する。なお、ＡまたはＢであれば、スポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性に優れると判断する。Ｃであれば、スポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性に劣ると判断する。
Ａ :ホールドタイム０．１６秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められない。
Ｂ :ホールドタイム０．１６秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められるが、ホールドタイム０．２０秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められない。
Ｃ :ホールドタイム０．２０秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められる。

ここで、ホールドタイムとは、溶接電流を流し終わってから、電極を開放し始めるまでの時間を指す。

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）を主体とし、さらにフェライトおよび／または残留オーステナイトを含む鋼組織とすることで、部品の寸法精度の指標であるＹＲを６５％以上９０％以下に実現できる。
（２）方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を０．３ａｔ％以上６．０ａｔ％以下とすることで、良好なスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性を実現できる。
（３）大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を１５０個／ｍｍ^２以下とすることで、良好な伸びフランジ性および曲げ性を実現できる。

本開示は、上記知見に基づいてなされたものである。すなわち、本開示の要旨構成は以下のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０３０％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：０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．００２％以上０．２００％以下、および、Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下を含有するとともに、下記（１）式から求められる有効Ｔｉモル分率（ｘ_{Ｔｉ，ｅｆｆ}）が０．００１以上を満たし、残部がＦｅおよ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６０％以上９９％以下、フェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率が合計で０％超４０％以下である鋼組織と、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度が０．３ａｔ％以上６．０ａｔ％以下、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度が１５０個／ｍｍ^２以下である、高強度鋼板。
記
ｘ_{Ｔｉ，ｅｆｆ}＝ｘ_Ｔｉ－ｘ_Ｎ－ｘ_Ｓ・・・（１）
なお、式中のｘ_Ｔｉ、ｘ_Ｎ、ｘ_Ｓは各元素の鋼板中含有量（モル分率）を表す。
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｃｏ：０．０１０％以下、Ｎｉ：１．００％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、Ｂｉ：０．２００％以下、
のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、［１］に記載の高強度鋼板。
［３］［１］または［２］に記載の高強度鋼板の少なくとも片面にめっき層を有する、高強度めっき鋼板。
［４］［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブとし、７００℃以上１０００℃以下の温度域における平均冷却速度を５０℃／ｈｒ以上５００℃／ｈｒ以下として前記鋼スラブを冷却し、次いで、前記鋼スラブを、９００℃以上１１５０℃以下の温度域におけるスラブの平均加熱速度を２５℃／ｍｉｎ以下、１１５０℃以上のスラブ加熱温度まで、１１００℃から前記スラブ加熱温度までの滞留時間を２０分以上として加熱し、次いで、前記鋼スラブに、粗圧延出側温度が１１００℃以上、仕上げ圧延入側温度が１０５０℃以上とする熱間圧延を施して熱延板とし、次いで、前記熱延板に酸洗を施して酸洗板とし、次いで、前記酸洗板に、累積圧下率を２０％以上９５％以下、および、冷間圧延の最終パスの通板速度を５０ｍｐｍ以上として冷間圧延を施して冷延板とし、次いで、前記冷延板を７８０℃以上の加熱温度まで加熱する焼鈍工程を行い、次いで、前記冷延板を加熱温度から６５０℃までの温度域における平均冷却速度を０．５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の条件で第一冷却する、高強度鋼板の製造方法。
［５］前記第一冷却後、さらに、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上とする第二冷却を行う、［４］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［６］前記第一冷却後、さらに、１００℃以上４５０℃以下の保熱温度で５ｓ以上保熱する第二冷却を行う、［４］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［７］前記第一冷却後、さらに、２５０℃以下とし、次いで、前記冷延板を、（前記冷却停止温度＋５０℃）以上４５０℃以下の再加熱温度に再加熱して該再加熱温度にて５ｓ以上保熱する第二冷却を行う、［４］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［８］［４］に記載の焼鈍工程の後、前記冷延板の少なくとも片面にめっき処理を施すめっき工程を行う、高強度めっき鋼板の製造方法。
［９］前記第一冷却後、さらに、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上とする第二冷却を行う、［８］に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
［１０］前記第一冷却後、さらに、１００℃以上４５０℃以下の保熱温度で５ｓ以上保熱する第二冷却を行う、［８］に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
［１１］前記第一冷却後、さらに、２５０℃以下とし、次いで、前記冷延板を、（前記冷却停止温度＋５０℃）以上４５０℃以下の再加熱温度に再加熱して該再加熱温度にて５ｓ以上保熱する第二冷却を行う、［８］に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
［１２］［１］または［２］に記載の高強度鋼板を少なくとも一部に用いてなる、部材。
［１３］［３］に記載の高強度めっき鋼板を少なくとも一部に用いてなる、部材。

本開示によれば、伸びフランジ性、曲げ性及びスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性に優れ、かつ高い寸法精度で部品を製造することが可能な１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板並びに部材を提供することができる。

以下、本開示の実施形態について説明する。なお、本開示は以下の実施形態に限定されない。

先ず、鋼板の成分組成の適正範囲及びその限定理由について説明する。なお、以下の説明において、鋼板の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。また本明細書中において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。

［Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下］
Ｃは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本開示では、マルテンサイト、フェライトの面積率、および、残留オーステナイトの体積率に影響する重要な元素である。Ｃの含有量が０．０３０％未満では、マルテンサイトの面積率が減少し、さらにフェライトの面積率が増加し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。また、所望のＹＲ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、残留オーステナイトの体積率が増加するため、λおよび曲げ性が低下する。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０．０８０％以上とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．４００％以下とする。Ｃの含有量は、より好ましくは０．１１０％以上とする。Ｃの含有量は、より好ましくは０．３５０％以下とする。

［Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下］
Ｓｉは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本開示では、焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、残留オーステナイトの体積率に影響する元素である。Ｓｉの含有量が０．０１％未満では、フェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率が減少するため、所望のＹＲ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、残留オーステナイトの体積率が増加するため、所望のＹＲを実現することが困難になる。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０．２０％以上とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは２．００％以下とする。Ｓｉの含有量は、より好ましくは０．２５％以上とする。Ｓｉの含有量は、より好ましくは１．５０％以下とする。

［Ｍｎ：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、特に本開示では、マルテンサイト、フェライトの面積率、および、残留オーステナイトの体積率に影響する重要な元素である。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、さらにフェライトの面積率が増加し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。また、所望のＹＲ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、マルテンサイトの面積率が増加し、所望のフェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率が得られず、所望のＹＲを実現することが困難になる。また、λおよび曲げ性が低下する。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１．００％以上とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは４．００％以下とする。Ｍｎの含有量は、より好ましくは２．００％以上とする。Ｍｎの含有量は、より好ましくは３．５０％以下とする。

［Ｐ：０．１００％以下］
Ｐが過剰となると、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｐの含有量は０．１００％以下にする必要がある。なお、Ｐの含有量の下限は特に規定しないが、Ｐは固溶強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることができることから、０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｐの含有量は、０．１００％以下とする。Ｐの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｐの含有量は、好ましくは０．０７０％以下とする。

［Ｓ：０．０２００％以下］
Ｓは、硫化物として存在し、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を増加することから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｓの含有量は０．０２００％以下にする必要がある。なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｓの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｓの含有量は０．０２００％以下とする。Ｓの含有量は、好ましくは０．０００１％以上とする。Ｓの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。

［Ａｌ：０．１００％以下］
Ａｌが過剰となると、Ａ_３変態点が上昇し、鋼組織中に多量のフェライトを含んでしまうため、所望のＹＲを実現することが困難になる。そのため、Ａｌの含有量は０．１００％以下にする必要がある。なお、Ａｌの含有量の下限は特に規定しないが、連続焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、Ａｌの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ａｌの含有量は０．１００％以下とする。Ａｌの含有量は好ましくは０．００１％以上とする。Ａｌの含有量は好ましくは０．０５０％以下とする。

［Ｎ：０．０１００％以下］
Ｎは、窒化物として存在し、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を増加させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｎの含有量は０．０１００％以下にする必要がある。なお、Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。したがって、Ｎの含有量は０．０１００％以下とする。Ｎの含有量は、好ましくは０．０００５％以上とする。Ｎの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。

［Ｏ：０．０１００％以下］
Ｏは、酸化物として存在し、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を増加させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｏの含有量は０．０１００％以下にする必要がある。なお、Ｏの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｏの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｏの含有量は０．０１００％以下とする。Ｏの含有量は、好ましくは０．０００１％以上とする。Ｏの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。

［Ｔｉ：０．００２％以上０．２００％以下］
Ｔｉは、熱間圧延時あるいは焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させる。また、Ｔｉを添加することで、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を減少することができる。さらに、ＴｉはＮやＳと析出物を形成することで、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を増加することができる。こうした効果を得るためには、Ｔｉの含有量を０．００２％以上にする必要がある。一方、Ｔｉの含有量が０．２００％を超えると、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物の量が増大するため、所望のＹＲを実現することが困難になる。したがって、Ｔｉの含有量は、０．００２％以上０．２００％以下とする。Ｔｉの含有量は、好ましくは０．００６％以上とする。Ｔｉの含有量は、好ましくは０．１００％以下とする。Ｔｉの含有量は、より好ましくは０．０１０％以上とする。Ｔｉの含有量は、より好ましくは０．０５０％以下とする。

［（１）式から求められる有効Ｔｉモル分率（ｘ_{Ｔｉ，ｅｆｆ}）が０．００１以上］
有効Ｔｉモル分率（ｘ_{Ｔｉ，ｅｆｆ}）＝ｘ_Ｔｉ－ｘ_Ｎ－ｘ_Ｓ・・・（１）
なお、式中のｘ_Ｔｉ、ｘ_Ｎ、ｘ_Ｓは各元素の鋼板中含有量（モル分率）を表す。
上記（１）式から求められる有効Ｔｉモル分率を一定以上とすることで、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を減少し、良好なλおよび曲げ性を実現することができる。さらに、ＴｉはＮやＳと析出物を形成することで、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を増加することができる。こうした効果を得るために、有効Ｔｉモル分率を０．００１％以上にする。なお、有効Ｔｉモル分率の上限は特に規定しないが、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物の量が増大し、所望のＹＲを実現することが困難になることから、有効Ｔｉモル分率は０．０４０以下とすることが好ましい。したがって、有効Ｔｉモル分率は０．００１％以上とする。有効Ｔｉモル分率は、好ましくは０．００２％以上とする。有効Ｔｉモル分率は、好ましくは０．０４０％以下とする。

［Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下］
Ｂは、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を増加し、良好なスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性を実現することができる。こうした効果を得るためには、Ｂの含有量を０．０００２％以上にする必要がある。一方、Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度が増大するため、λおよび曲げ性が低下する。したがって、Ｂの含有量は、０．０００２％以上０．０１００％以下とする。Ｂの含有量は、好ましくは０．０００４％以上とする。Ｂの含有量は、好ましくは０．００８０％以下とする。Ｂの含有量は、より好ましくは０．０００５％以上とする。Ｂの含有量は、より好ましくは０．００５０％以下とする。

本発明の一実施形態に従う高強度鋼板は、上記の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物を含む成分組成を有する。また、好適には、本発明の一実施形態に従う高強度鋼板は、上記の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。ここで、不可避的不純物としては、Ｚｎ、ＰｂおよびＡｓが挙げられる。これらの不純物は合計で０．１００％以下であれば、含有されることが許容される。

本開示の高強度鋼板の成分組成は、上記の必須成分に加えて、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｏ：０．０１０％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｈｆ：０．１０％以下及びＢｉ：０．２００％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を、単独で、あるいは組み合わせて含有することができる。

［Ｎｂ：０．２００％以下］
Ｎｂは、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、Ｎｂの含有量が０．２００％超であるとλおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｎｂの含有量は０．２００％以下にする。なおＮｂの含有量の下限は特に規定しないが、Ｎｂの含有量を０．００１％以上とすることで、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させ、ＹＲを所望の範囲に制御することができる。このことから、Ｎｂの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｎｂの含有量は０．２００％以下とする。Ｎｂの含有量は好ましくは０．００１％以上とする。Ｎｂの含有量は好ましくは０．１００％以下とする。

［Ｖ：０．２００％以下］
Ｖは、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、Ｖの含有量が０．２００％超であるとλおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｖの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｖの含有量の下限は特に規定しないが、Ｖの含有量を０．００１％以上とすることで、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させ、ＹＲを所望の範囲に制御することができる。このことから、Ｖの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｖの含有量は０．２００％以下とする。Ｖの含有量は好ましくは０．００１％以上とする。Ｖの含有量は好ましくは０．１００％以下とする。

［Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下］
ＴａおよびＷの含有量がそれぞれ０．１０％超であると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．１０％以下にする。なおＴａおよびＷの含有量の下限は特に規定しないが、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって鋼板の強度を上昇させることから、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．１０％以下とする。ＴａおよびＷの含有量は、好ましくはそれぞれ０．０１％以上とする。ＴａおよびＷの含有量は、好ましくはそれぞれ０．０８％以下とする。

［Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下］
Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉがそれぞれ１．００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ１．００％以下にする。なお、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量の下限は特に規定しないが、これらは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ１．００％以下とする。Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量は、好ましくは０．８０％以下とする。

［Ｃｏ：０．０１０％以下］
Ｃｏの含有量が０．０１０％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｃｏの含有量は０．０１０％以下にする。なお、Ｃｏの含有量の下限は特に規定しないが、Ｃｏは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｏの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｃｏの含有量は０．０１０％以下とする。Ｃｏの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｃｏの含有量は、好ましくは０．００８％以下とする。

［Ｃｕ：１．００％以下］
Ｃｕの含有量が１．００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｃｕの含有量は１．００％以下にする。なお、Ｃｕの含有量の下限は特に規定しないが、Ｃｕは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕの含有量は１．００％以下とする。Ｃｕの含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。Ｃｕの含有量は、好ましくは０．８０％以下とする。

［Ｓｎ：０．２００％以下］
Ｓｎの含有量が０．２００％超であると、鋳造時あるいは熱間圧延時において鋼板内部に割れを生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｓｎの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｓｎの含有量の下限は特に規定しないが、Ｓｎは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｓｎの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｓｎの含有量は０．２００％以下とする。Ｓｎの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｓｎの含有量は、好ましくは０．１００％以下とする。

［Ｓｂ：０．２００％以下］
Ｓｂの含有量が０．２００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｓｂの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｓｂの含有量の下限は特に規定しないが、Ｓｂは表層軟化厚みを制御し、強度調整を可能にする元素であることから、Ｓｂの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｓｂの含有量は０．２００％以下とする。Ｓｂの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｓｂの含有量は、好ましくは０．１００％以下とする。

［Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下］
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量がそれぞれ０．０１００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０１００％以下にする。なお、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量の下限は特に規定しないが、これら元素は窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０００５％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０１００％以下とする。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量は、好ましくは０．０００５％以上とする。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。なお、ＲＥＭ（希土類元素）とは、Ｓｃ、Ｙと原子番号５７のランタン（Ｌａ）から原子番号７１のルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素の総称であり、ここでいうＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量である。

［Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下］
ＺｒおよびＴｅがそれぞれ０．１００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、ＺｒおよびＴｅの含有量はそれぞれ０．１００％以下にする必要がある。なお、ＺｒおよびＴｅの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、ＺｒおよびＴｅの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、ＺｒおよびＴｅの含有量は０．１００％以下とする。ＺｒおよびＴｅの含有量は、好ましくはそれぞれ０．００１％以上とする。ＺｒおよびＴｅの含有量は、好ましくはそれぞれ０．０８０％以下とする。

［Ｈｆ：０．１０％以下］
Ｈｆの含有量が０．１０％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｈｆの含有量は０．１０％以下にする。なお、Ｈｆの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｈｆの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｈｆの含有量は０．１０％以下とする。Ｈｆの含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。Ｈｆの含有量は、好ましくは０．０８％以下とする。

［Ｂｉ：０．２００％以下］
Ｂｉの含有量が０．２００％超であると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λおよび曲げ性が低下する。そのため、Ｂｉの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｂｉの含有量の下限は特に規定しないが、Ｂｉは偏析を軽減する元素であることから、Ｂｉの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、添加する場合、Ｂｉの含有量は０．２００％以下とする。Ｂｉの含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。Ｂｉの含有量は、好ましくは０．１００％以下とする。

なお、上記したＮｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｗ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｅ、ＨｆおよびＢｉについて、各含有量が好ましい下限値未満の場合には本発明の効果を害することがない。そのため、不可避的不純物として含むものとする。

次に、鋼板の鋼組織について説明する。

［マルテンサイトの面積率：６０％以上９９％以下］
マルテンサイトの面積率が６０％未満では、フェライトの面積率が増加し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。また、所望のＹＲを実現することが困難になる。一方、マルテンサイトの面積率が９９％を超えると、ＹＲの制御に有効なフェライトおよび／または残留オーステナイトが鋼組織中に存在しないため、所望のＹＲを実現することが困難になる。したがって、マルテンサイトの面積率は６０％以上９９％以下とする。マルテンサイトの面積率は、好ましくは６５％以上とする。マルテンサイトの面積率は、好ましくは９８％以下とする。マルテンサイトの面積率は、より好ましくは６７％以上とする。マルテンサイトの面積率は、好ましくは９７％以下とする。なお、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。なお、マルテンサイトの面積率の観察位置は、後述の通り、鋼板の板厚の１／４位置とする。

［フェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率の合計：０％超４０％以下］
フェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率の合計が０％では、鋼組織がマルテンサイト単相組織となるため、所望のＹＲを実現することが困難になる。一方、フェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率の合計が４０％を超えると、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。また、所望のＹＲを実現することが困難になる。したがって、フェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率の合計は０％超４０％以下とする。フェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率の合計は、好ましくは１％以上とする。フェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率の合計は、好ましくは３８％以下とする。フェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率の合計は、より好ましくは２％以上とする。フェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率の合計の面積率は、好ましくは３５％以下とする。なお、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および残留オーステナイトの体積率の観察位置は、後述の通り、鋼板の板厚の１／４位置とする。

ここで、マルテンサイト（焼入れマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト及びベイナイト）、並びにフェライト（ベイニティックフェライトを含む）の面積率の測定方法は、以下の通りである。

鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるよう試料を切り出した後、ダイヤモンドペーストを用いて観察面を鏡面研磨し、その後、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させる。加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）を用いて、鋼板の板厚の１／４位置を観察位置とし、５０００倍の倍率で、１７μｍ×２３μｍの視野範囲で３視野観察する。得られた組織画像を、Ａｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、各構成組織の面積を測定面積で除した面積率を３視野分算出する。それらの値を平均して各組織の面積率とする。また、上記の組織画像において、フェライト（ベイニティックフェライトを含む）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である。また、焼入れマルテンサイトは凸部でかつ組織内部が微細な凹凸を有した組織であり、互いに識別可能である。なお、焼戻しマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトは、マルテンサイトの面積率として合計の面積率を求めることから、互いに識別可能でなくてよい。

また、残留オーステナイトの体積率の測定方法は、以下の通りである。

鋼板表層から板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）が観察面となるように、研削後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨する。その面について、Ｘ線回折装置により、ＣｏのＫα線源を用いて、ｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ｂｃｃ鉄の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定する。次いで、ｂｃｃ鉄の各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の各面からの積分反射強度の強度比からオーステナイトの体積率を求め、これを残留オーステナイトの体積率とする。

［方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度：０．３ａｔ％以上６．０ａｔ％以下］
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。スポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性を制御するためには方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界における元素偏析を制御することが重要である。特に方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を増加することで、スポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性を向上することができる。こうした効果を得るためには、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を０．３ａｔ％以上にする必要がある。一方、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度が６．０ａｔ％を超えると、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度が増大するため、λおよび曲げ性が低下する。したがって、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度は０．３ａｔ％以上６．０ａｔ％以下とする。方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度は、好ましくは０．４ａｔ％以上とする。方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度は、好ましくは５．０ａｔ％以下とする。方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度は、より好ましくは０．５ａｔ％以上とする。方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度は、好ましくは４．０ａｔ％以下とする。方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度は、さらに好ましくは０．６ａｔ％以上とする。方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度は、さらに好ましくは３．０ａｔ％以下とする。

ここで、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度の測定方法は、以下の通りである。

鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるよう試料を切り出した後、ダイヤモンドペーストを用いて観察面を鏡面研磨し、その後、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させる。加速電圧が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、旧γ粒界を３０００～５０００倍の倍率で、複数視野観察する。その視野について、ＦＥ－ＳＥＭ／ＥＢＳＤ（ＪＳＭ７１００Ｆ：日本電子株式会社製、ＯＩＭ：株式会社ＴＳＬ製）で結晶方位を測定する。ＥＢＳＤ測定は、マルテンサイトの下部組織を結晶方位で評価するために十分な測定条件（測定視野：２８μｍ（圧延方向）×３０μｍ（板厚方向）、測定点間隔：４０ｎｍ）で行う。得られたＥＢＳＤ観察結果について、ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ ｖ８．６のソフトにおけるＰａｒｅｎｔ Ｇｒａｉｎ Ｒｅｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎ機能のＮｉｓｈｉｙａｍａ－Ｗａｓｓｅｒｍａｎ関係を用いて、母相再構築を行う。つまり、マルテンサイトの方位からオーステナイトの方位に変換し、得られたオーステナイトのＩＰＦ（Ｉｎｖｅｒｓｅ Ｐｏｌｅ Ｆｉｇｕｒｅ）像に、方位差１５度以上の境界を描くことで方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界を判別する。次いで、方位差１５度以上と判別した旧オーステナイト粒界について、ＦＩＢ（Ｆｏｒｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ）を用いて針状試料を作製する。その後、３次元アトムプローブ（ＥＩＫＯＳ－ＵＶ：ＣＡＭＥＣＡ社製）で、ボロン原子濃度を分析する。なお、３次元アトムプローブはＬａｓｅｒモードで、Ｐｕｒｓｅ Ｅｎｅｒｇｙは７ｎＪの測定条件で行う。得られた結果より、旧オーステナイト粒界でのボロン原子濃度の最大値を算出し、それを方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度とする。

［大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度：１５０個／ｍｍ^２以下］
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。λおよび曲げ性を制御するためには、析出物の個数密度、特に大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を制御することが重要で、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を減少することで、λおよび曲げ性を向上することができる。こうした効果を得るためには、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を１５０個／ｍｍ^２以下にする必要がある。なお、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度の下限は特に限定しないが、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度は低いほど好ましく、０個／ｍｍ^２であっても本開示の効果は得られる。したがって、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度は１５０個／ｍｍ^２以下とする。大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度は、好ましくは０個／ｍｍ^２以上とする。大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度は、好ましくは１００個／ｍｍ^２以下とする。ここで、大きさ２μｍ以上の析出物とは、硫化物、窒化物、酸化物、ホウ化物等が複合析出した結果生成する、粗大介在物である。

ここで、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度の測定方法は、以下の通りである。

鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるよう試料を切り出した後、ダイヤモンドペーストを用いて観察面を鏡面研磨する。加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭの反射電子像を用いて、鋼板の全厚を、３０００倍の倍率で圧延方向に２列、観察する。その視野について、大きさ２μｍ以上の析出物の個数を数え、測定面積で除すことで、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度として算出する。なお、ここでいう「大きさ」とは、析出物の最大長さを意味する。

また、本開示に従う鋼組織では、上述したマルテンサイト（焼入れマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト）、フェライト（ベイニティックフェライトを含む）及び残留オーステナイト以外に以下の組織を含んでもよい。つまり、パーライト、セメンタイトや準安定炭化物等の炭化物、並びにその他鋼板の組織として公知のものが、面積率で５％以下の範囲であれば、含まれていても、本開示の効果が損なわれることはない。なお、準安定炭化物は、イプシロン（ε）炭化物、イータ（η）炭化物、カイ（χ）炭化物等を含む。

［高強度鋼板］
高強度鋼板の成分組成及び鋼組織は上記の通りである。また、高強度鋼板の板厚は特に限定されないが、通常、０．３ｍｍ以上であり、また２．８ｍｍ以下である。

［高強度めっき鋼板］
本開示の高強度めっき鋼板は、本開示の高強度鋼板の少なくとも片面上にめっき層を備える高強度めっき鋼板である。めっき層の種類は特に限定されず、例えば、溶融めっき層、電気めっき層のいずれでもよい。また、めっき層は合金化されためっき層でもよい。めっき層は亜鉛めっき層が好ましい。亜鉛めっき層はＡｌやＭｇを含有してもよい。また、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっき（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき層）も好ましい。この場合、Ａｌ含有量を１質量％以上２２質量％以下、Ｍｇ含有量を０．１質量％以上１０質量％以下とし残部はＺｎとすることが好ましい。また、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき層の場合、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｇ以外に、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｅ及びＬａから選ばれる一種以上を合計で１質量％以下含有してもよい。なお、めっき金属は特に限定されないため、上記のようなＺｎめっき以外に、Ａｌめっき等でもよい。

また、めっき層の組成も特に限定されず、一般的なものであればよい。例えば、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層の場合、一般的には、Ｆｅ：２０質量％以下、Ａｌ：０．００１質量％以上１．０質量％以下を含有する。さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成である。本開示では、片面あたりのめっき付着量が２０～８０ｇ／ｍ^２の溶融亜鉛めっき層、これがさらに合金化された合金化溶融亜鉛めっき層を有することが好ましい。また、めっき層が溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中のＦｅ含有量が７質量％未満であり、合金化溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中のＦｅ含有量は７～２０質量％であり得る。

次に、本開示の高強度鋼板の製造方法について説明する。

まず、上述した成分組成を有する鋼素材を溶製して鋼スラブを製造する。本発明において、鋼素材の溶製方法は特に限定されず、転炉や電気炉等、公知の溶製方法いずれもが適合する。また、鋼スラブ（スラブ）は、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造することも可能である。

次いで、鋼スラブを製造した後、冷却する工程において、７００℃以上１０００℃以下の温度域における平均冷却速度を５０℃／ｈｒ以上５００℃／ｈｒ以下として冷却する。

［７００℃以上１０００℃以下の温度域における平均冷却速度：５０℃／ｈｒ以上５００℃／ｈｒ以下］
７００℃以上１０００℃以下の温度域における平均冷却速度は、極めて重要な発明構成要件である。７００℃以上１０００℃以下の温度域における平均冷却速度を速くすることで、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を減少することができる。こうした効果を得るために、７００℃以上１０００℃以下の温度域における平均冷却速度を５０℃／ｈｒ以上とする。一方、７００℃以上１０００℃以下の温度域における平均冷却速度が５００℃／ｈｒを超えると、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度が減少するため、良好なスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性を実現することができない。したがって、７００℃以上１０００℃以下の温度域における平均冷却速度は５０℃／ｈｒ以上５００℃／ｈｒ以下とする。７００℃以上１０００℃以下の温度域における平均冷却速度は、好ましくは１００℃／ｈｒ以上とする。７００℃以上１０００℃以下の温度域における平均冷却速度は、好ましくは４５０℃／ｈｒ以下とする。７００℃以上１０００℃以下の温度域における平均冷却速度は、より好ましくは１５０℃／ｈｒ以上とする。７００℃以上１０００℃以下の温度域における平均冷却速度は、より好ましくは４００℃／ｈｒ以下とする。なお、ここでの鋼スラブの温度は鋼スラブの表面の温度とする。

なお、鋼スラブは、従来法のように上記の冷却を行った後に一旦室温まで冷却してから再度加熱しても良いが、直送圧延などの省エネルギープロセスを適用しても良い。直送圧延は、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入するプロセスである。

次いで、鋼スラブを９００℃以上１１５０℃以下の温度域におけるスラブの平均加熱速度を２５℃／ｍｉｎ以下、スラブ加熱温度を１１５０℃以上、１１００℃から前記スラブ加熱温度までの滞留時間を２０分以上として加熱する。

［９００℃以上１１５０℃以下の温度域におけるスラブの平均加熱速度：２５℃／ｍｉｎ以下］
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。９００℃以上１１５０℃以下の温度域におけるスラブの平均加熱速度を２５℃／ｍｉｎ以下と遅くすることで、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を増加したり、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を減少したりすることができる。こうした効果を得るため、９００℃以上１１５０℃以下の温度域におけるスラブの平均加熱速度を２５℃／ｍｉｎ以下にする。なお、９００℃以上１１５０℃以下の温度域におけるスラブの平均加熱速度の下限は特に規定しないが、焼鈍後の表層軟化厚みの増加を好適に防ぎ、ＴＳをより好適な範囲内となるために、５℃／ｍｉｎ以上とすることが好ましい。したがって、９００℃以上１１５０℃以下の温度域におけるスラブの平均加熱速度は２５℃／ｍｉｎ以下とする。９００℃以上１１５０℃以下の温度域におけるスラブの平均加熱速度は好ましくは５℃／ｍｉｎ以上とする。９００℃以上１１５０℃以下の温度域におけるスラブの平均加熱速度は好ましくは１５℃／ｍｉｎ以下とする。なお、スラブ加熱温度はスラブ加熱時の鋼スラブの表面の温度とする。

［スラブ加熱温度：１１５０℃以上］
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。スラブ加熱温度を１１５０℃以上と高くすることで、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を増加したり、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を減少したりすることができる。こうした効果を得るため、スラブ加熱温度を１１５０℃以上にする。なお、スラブ再加熱温度の上限は特に規定しないが、焼鈍後の表層軟化厚みの増加を好適に防ぎ、ＴＳをより好適な範囲内となるために、１３００℃以下とすることが好ましい。したがって、スラブ加熱温度は１１５０℃以上とする。スラブ加熱温度は好ましくは１１８０℃以上とする。スラブ加熱温度は好ましくは１３００℃以下とする。なお、スラブ加熱温度はスラブ加熱時の鋼スラブの表面の温度とする。

［１１００℃から前記スラブ加熱温度までの滞留時間：２０分以上］
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。１１００℃から前記スラブ加熱温度までの滞留時間を２０分以上と長くすることで、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を増加したり、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を減少したりすることができる。こうした効果を得るため、１１００℃から前記スラブ加熱温度までの滞留時間を２０分以上にする。なお、１１００℃から前記スラブ加熱温度までの滞留時間の上限は特に規定しないが、焼鈍後の表層軟化厚みの増加を好適に防ぎ、ＴＳをより好適な範囲内となるために、１００分以下とすることが好ましい。したがって、１１００℃から前記スラブ加熱温度までの滞留時間は２０分以上とする。１１００℃から前記スラブ加熱温度までの滞留時間は好ましくは３０分以上とする。１１００℃から前記スラブ加熱温度までの滞留時間は好ましくは１００分以下とする。なお、スラブ加熱温度はスラブ加熱時の鋼スラブの表面の温度とする。

なお、スラブは通常の条件で粗圧延によりシートバーとされるが、スラブ加熱温度を低めにした場合は、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。

［粗圧延出側温度：１１００℃以上］
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。粗圧延出側温度を１１００℃以上と高くすることで、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を増加したり、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を減少したりすることができる。こうした効果を得るため、粗圧延出側温度を１１００℃以上にする。なお、粗圧延出側温度の上限は特に規定しないが、焼鈍後の表層軟化厚みの増加を好適に防ぎ、ＴＳをより好適な範囲内とするために、１２００℃以下とすることが好ましい。したがって、粗圧延出側温度は１１００℃以上とする。粗圧延出側温度は好ましくは１１１０℃以上とする。粗圧延出側温度は好ましくは１２００℃以下とする。

［仕上げ圧延入側温度：１０５０℃以上］
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。仕上げ圧延入側温度を１０５０℃以上と高くすることで、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を増加したり、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を減少したりすることができる。こうした効果を得るため、仕上げ圧延入側温度を１０５０℃以上にする。なお、仕上げ圧延入側温度の上限は特に規定しないが、焼鈍後の表層軟化厚みの増加を好適に防ぎ、ＴＳをより好適な範囲内とするために、１１５０℃以下とすることが好ましい。したがって、仕上げ圧延入側温度は１０５０℃以上とする。仕上げ圧延入側温度は好ましくは１１００℃以上とする。仕上げ圧延入側温度は好ましくは１１５０℃以下とする。

仕上げ圧延は、圧延負荷の増大や、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が高くなり、圧延方向に伸長した異常な組織が発達した結果、焼鈍板の加工性を低下させる場合があるため、Ａｒ_３変態点以上の仕上げ圧延出側温度で行うことが好ましい。また、熱間圧延後の巻取温度は、焼鈍後の加工性をより良好とするために、３００℃以上で行うことが好ましく、また７００℃以下で行うことが好ましい。なお、Ａｒ_３変態点温度は次式により求める。
Ａｒ_３変態点（℃）＝８６８－３９６×［％Ｃ］＋２４．６×［％Ｓｉ］－６８．１×［％Ｍｎ］－３６．１×［％Ｎｉ］－２０．７×［％Ｃｕ］－２４．８×［％Ｃｒ］
なお、上記の式中の［％元素記号］は、上記の成分組成における当該元素の含有量（質量％）を表すし、当該元素を含まない場合には０とする。

なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行ってもよい。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上とすることが好ましく、また０．２５以下とすることが好ましい。

このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、最終製品の高強度鋼板における良好な化成処理性やめっき品質の確保のために重要である。また、酸洗は、一回でもよいし、複数回に分けてもよい。

次いで、酸洗後の熱延板、または酸洗後に任意で熱処理を施した熱延板（熱延焼鈍板）に冷間圧延を施して冷延板とする。歪が均一に効率的に導入され、均一な組織が得られることから、タンデム式の多スタンド圧延またはリバース圧延等の、２パス以上のパス数を要する多パス圧延により冷間圧延を施すことが好ましい。

この際、冷間圧延の累積圧下率を２０％以上９５％以下、および、冷間圧延の最終パスの通板速度を５０ｍｐｍ以上とすることが本実施形態において、極めて重要な発明構成要件である。

［冷間圧延の累積圧下率：２０％以上９５％以下］
冷間圧延の累積圧下率を増加することで、フェライトの面積率を低下、つまりフェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率の合計を４０％以下とすることができる。こうした効果を得るためには、冷間圧延の累積圧下率を２０％以上にする。一方、冷間圧延の累積圧下率が９５％を超えると、焼鈍時に生成するオーステナイトの粒径が微細になり、焼鈍板の残留オーステナイトの量が増加する。つまりフェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率の合計が増加することから、所望のＹＲを実現することができない。したがって、冷間圧延の累積圧下率は２０％以上９５％以下とする。冷間圧延の累積圧下率は、好ましくは２５％以上とする。冷間圧延の累積圧下率は、好ましくは９０％とする。冷間圧延の累積圧下率は、より好ましくは２７％以上とする。冷間圧延の累積圧下率は、より好ましくは７０％以下とする。

［冷間圧延の最終パスの通板速度：５０ｍｐｍ以上］
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。冷間圧延の最終パスの通板速度を増加することで、鋼板に多量の歪を導入し、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界を増加することができる。その結果、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を増加することができ、結果として良好なスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性を実現することができる。こうした効果を得るためには、冷間圧延の最終パスの通板速度は５０ｍｐｍ以上とする。なお、冷間圧延の最終パスの通板速度の上限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、３００ｍｐｍ以下であることが好ましい。したがって、冷間圧延の最終パスの通板速度は５０ｍｐｍ以上とする。冷間圧延の最終パスの通板速度は、好ましくは７０ｍｐｍ以上とする。冷間圧延の最終パスの通板速度は、好ましくは３００ｍｐｍ以下とする。

上記のようにして得られた冷延板に、焼鈍工程を行う。焼鈍条件は以下のとおりである。

［加熱温度：７８０℃以上］
加熱温度（焼鈍温度）が７８０℃未満では、フェライト及びオーステナイトの二相域での焼鈍処理になり、焼鈍後に多量のフェライトを含有するため、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを実現できず、所望のＹＲを実現することが困難になる。また、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度が減少するため、良好なスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性を実現することができない。さらに、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度が増加するため、λおよび曲げ性を向上することができない。したがって、加熱温度は７８０℃以上とする。なお、加熱温度の上限は特に規定しないが、加熱温度が上昇すると、焼鈍後の表層軟化厚みが増加し、ＴＳが低下することや、旧オーステナイト粒径が粗大化し、ＹＲが低下する場合があることから、１０５０℃以下が好ましい。したがって、加熱温度は７８０℃以上とする。好ましくは８００℃以上とする。好ましくは１０５０℃以下とする。より好ましくは８２０℃以上とする。より好ましくは１０００℃以下とする。なお、加熱温度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。

なお、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を増加したり、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を減少したりできることから、７８０℃以上の滞留時間を１０ｓ以上とすることが好ましい。７８０℃以上前記加熱温度以下の滞留時間はより好ましくは２０ｓ以上とする。７８０℃以上の滞留時間はより好ましくは６００ｓ以下とする。７８０℃以上の滞留時間はさらに好ましくは２５ｓ以上とする。７８０℃以上の滞留時間はさらに好ましくは３００ｓ以下とする。

［冷却工程］
焼鈍工程後は、冷延板を冷却する（冷延板の冷却工程という）。冷却条件は以下のとおりである。

［加熱温度から６５０℃までの温度域における平均冷却速度：０．５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下（第一冷却）］
本開示において、極めて重要な発明構成要件である。加熱温度から６５０℃までの温度域における平均冷却速度を増加することで、フェライトの面積率を減少し、所望のＴＳおよびＹＲを実現することができる。また、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を減少することができる。こうした効果を得るため、加熱温度から６５０℃までの温度域における平均冷却速度を０．５℃／ｓ以上にする。一方、加熱温度から６５０℃までの温度域における平均冷却速度が５０℃／ｓを超えると、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度を高めることができない。したがって、加熱温度から６５０℃までの温度域における平均冷却速度は０．５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下とする。加熱温度から６５０℃までの温度域における平均冷却速度は、好ましくは１℃／ｓ以上とする。加熱温度から６５０℃までの温度域における平均冷却速度は、好ましくは４０℃／ｓ以下とする。加熱温度から６５０℃までの温度域における平均冷却速度は、より好ましくは３℃／ｓ以上とする。加熱温度から６５０℃までの温度域における平均冷却速度は、より好ましくは３５℃／ｓ以下とする。

［冷延板の冷却（第二冷却）］
前記第一冷却後、得られた冷延板をさらに冷却する（第二冷却）ことが好ましい。この工程では、加熱温度から６５０℃までの第一冷却後、冷延板をさらに冷却する。冷却停止温度は特に限定されず、室温であってもよい。なお、６５０℃以下における平均冷却速度は、以下で特に明記しない限り、５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下とすることが好ましい。また、６５０℃以下の温度域において、高強度鋼板を一旦冷却し、再度鋼板温度を上昇しても構わない。

［２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度：１．０℃／ｓ以上（好適条件）］
第二冷却工程において、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度が１．０℃／ｓ以上であれば、焼鈍後に含有するベイニティックフェライトの量をより低減し、ＹＲ、λ及び曲げ性をより向上することができる。２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度は、１．０℃／ｓ以上が好ましく、２．０℃／ｓ以上がより好ましく、３．０℃／ｓ以上がさらに好ましい。なお、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度の上限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、１００．０℃／ｓ以下が好ましく、８０．０℃／ｓ以下がさらに好ましい。冷却停止温度が２５０℃を超える場合は、平均冷却速度は冷却停止温度以上４００℃以下の温度域における値とする。なお、平均冷却速度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。

なお、２５０℃以上４００℃以下の温度域におけ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。

［冷却工程での保熱温度：１００℃以上４５０℃以下（好適条件）］
第二冷却工程において、１００℃以上４５０℃以下の温度域の保熱温度で保熱することが好ましい。上記範囲内にあることで、高強度鋼板に保熱を施し、ＹＲ、λ及び曲げ性をより好適な範囲内とすることができる。また、ベイニティックフェライトの面積率をより低減し、ＴＳをより向上するができる。第二冷却工程での保熱温度は１５０℃以上がより好ましく、２００℃以上がさらに好ましい。また、第二冷却工程での保熱温度は４００℃以下がより好ましく、３５０℃以下がさらに好ましい。なお、前記保温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）］
前記保熱温度で保熱することで、ＹＲ、λ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、前記保熱温度における保熱時間は５ｓ以上が好ましく、１０ｓ以上がより好ましく、１５ｓ以上がさらに好ましい。なお、前記保熱時間の上限は特に規定しないが、ＴＳをより好適な範囲内とするためには、５００ｓ以下が好ましく、２５０ｓ以下がより好ましい。

［冷却停止温度：２５０℃以下（好適条件）］
上述した第二冷却工程において、冷却停止温度は２５０℃以下が好ましく、２００℃以下がより好ましい。冷却停止温度が２５０℃以下であれば、焼鈍後に多量の残留オーステナイトが生じることを防ぎ、ＹＲ、λ及び曲げ性をより向上することができる。なお、冷却停止温度の下限は特に規定しないが、生産性の観点から室温以上とすることが好ましい。なお、冷却停止温度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。

なお、２５０℃以下前記冷却停止温度までの平均冷却速度は特に規定しないが、ＴＳをより向上するためには、２５０℃以下前記冷却停止温度までの平均冷却速度は１℃／ｓ以上が好ましく、２℃／ｓ以上がより好ましい。一方、生産技術上の制約から、２５０℃以下前記冷却停止温度までの平均冷却速度は、１０００℃／ｓ以下が好ましく、１５０℃／ｓ以下がより好ましい。

なお、冷延板を、前記冷却停止温度から室温まで冷却してもよい。冷却停止温度から室温までの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。

上述の通りに焼鈍を施した高強度鋼板を、前記冷却停止温度まで冷却した後、圧延してもよい。圧延の伸長率は、０．０５％以上が好ましく、０．１０％以上がより好ましい。前記冷却停止温度まで冷却した後に実施する圧延の伸長率を０．０５％以上とすることで、ＹＲを所望の範囲に制御することができる。また、圧延の伸長率は、２．００％以下が好ましく、１．００％以下がより好ましい。前記冷却停止温度まで冷却した後における圧延の伸長率を２．００％以下とすることで、残留オーステナイトの体積率をより好適な範囲内とし、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。

前記冷却停止温度まで冷却した後における圧延は、上述した連続焼鈍装置と連続した装置上で（オンラインで）行ってもよいし、上述した連続焼鈍装置とは不連続な装置上によって（オフラインで）行ってもよい。また、一回の圧延で目的の伸長率を達成してもよいし、複数回の圧延を行い、合計で０．０５％以上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構わない。

［再加熱温度：（冷却停止温度＋５０℃）以上４５０℃以下（好適条件）］
前記冷却停止温度までの冷却後、あるいは前記冷却停止温度までの冷却後にさらに圧延した後に、高強度鋼板に再加熱を施してもよい（再加熱工程）。高強度鋼板に再加熱を施すことで、ＹＲ、λ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、再加熱温度は、（冷却停止温度＋５０℃）以上が好ましく、（冷却停止温度＋１００℃）以上がより好ましく、（冷却停止温度＋１５０℃）以上がさらに好ましい。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℃以下が好ましく、４００℃以下がより好ましく、３８０℃以下がさらに好ましい。なお、上記再加熱温度の温度は鋼板表面温度を基準とする。

［再加熱温度での保熱時間：５ｓ以上（好適条件）］
前記再加熱温度で保熱することで、ＹＲ、λ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、前記再加熱温度での保熱時間は、５ｓ以上が好ましく、１０ｓ以上がより好ましく、１５ｓ以上がさらに好ましい。なお、前記再加熱温度での保熱時間の上限は特に規定しないが、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以下が好ましく、２５０ｓ以下がより好ましい。

なお、前記再加熱温度から室温まで冷却してもよいが、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。

なお、高強度鋼板が取引対象となる場合には、通常、室温まで冷却された後、取引対象となる。

［高強度めっき鋼板の製造方法］
上記のように製造した高強度鋼板の少なくとも片面に、めっき処理を施して高強度めっき鋼板を得ることができる。例えば、めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき後に合金化を行う処理を例示できる。また、焼鈍と亜鉛めっきとを１ラインで連続して行ってもよい。その他、Ｚｎ－Ｎｉ電気合金めっき等の電気めっきにより、めっき層を形成してもよいし、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっきを施してもよい。なお、上記では亜鉛めっきの場合を中心に説明したが、Ｚｎめっき、Ａｌめっき等のめっき金属の種類は特に限定されない。

上記のように製造した高強度鋼板に、めっき処理を施してめっき鋼板を得ることができる。例えば、めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき後に合金化を行う処理を例示できる。また、焼鈍と亜鉛めっきとを１ラインで連続して行ってもよい。その他、Ｚｎ－Ｎｉ電気合金めっき等の電気めっきにより、めっき層を形成してもよいし、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっきを施してもよい。なお、上記では亜鉛めっきの場合を中心に説明したが、Ｚｎめっき、Ａｌめっき等のめっき金属の種類は特に限定されない。

なお、溶融亜鉛めっき処理を施すときは、高強度鋼板を、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施した後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整することが好ましい。溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．１０質量％以上０．２３質量％以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。また、溶融亜鉛めっき後に、亜鉛めっきの合金化処理を施すときの温度域は、４７０℃以上６００℃以下が好ましく、４７０℃以上５６０℃以下がより好ましい。４７０℃以上で合金化処理を行うことで、Ｚｎ－Ｆｅ合金化速度がより好適であり、生産性がより好適である。また、６００℃以下で合金化処理を行うことで、未変態オーステナイトがパーライトへ変態することを防ぎ、ＴＳがより好適である。また、電気亜鉛めっき処理を施してもよい。また、めっき付着量は片面あたり２０～８０ｇ／ｍ^２（両面めっき）が好ましく、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）は、下記の合金化処理を施すことによりめっき層中のＦｅ濃度を７～１５質量％とすることが好ましい。

なお、めっき処理については、上述焼鈍工程の後、高強度鋼板を冷却せずに加熱温度以下４００℃以上の温度域でめっき処理を施してもよいし、冷延鋼板を一旦４００℃未満まで冷却し、再度、鋼板温度を４００℃以上まで上昇した後にめっき処理を施してもよい。

上述のめっき処理を施した高強度鋼板に圧延を施してもよい。圧延の伸長率は、０．０５％以上が好ましく、０．１０％以上がより好ましい。めっき処理後に実施する圧延の伸長率を０．０５％以上とすることで、ＹＲを所望の範囲に制御することができる。また、圧延の伸長率は、２．００％以下が好ましく、１．００％以下がより好ましい。めっき処理における圧延の伸長率を２．００％以下とすることで、残留オーステナイトの体積率をより好適な範囲内とし、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。

めっき処理後における圧延は、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構わない。また、めっき処理後における圧延後に再加熱処理を施しても良い。

その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、生産性の観点から、上記の焼鈍、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっきの合金化処理などの一連の処理は、溶融亜鉛めっきラインであるＣＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ Ｌｉｎｅ）で行うのが好ましい。溶融亜鉛めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングが可能である。なお、上記した条件以外のめっき等の条件は、溶融亜鉛めっきの常法に依ることができる。

なお、高強度めっき鋼板が取引対象となる場合には、通常、室温まで冷却された後、取引対象となる。

なお、上記した条件以外の製造条件は、常法によることができる。

［部材］
つぎに、本発明の一実施形態に係る部材について、説明する。

本発明の一実施形態に係る部材は、上記した本発明の一実施形態に係る高強度鋼板、又は、高強度めっき鋼板を用いてなる部材である。本発明の一実施形態に係る部材は、例えば、上記した本発明の一実施形態に係る高強度鋼板、又は、高強度めっき鋼板を、冷間プレス加工などにより、目的の形状に成形したものである。したがって、部材に成形後も高強度鋼板、及び、高強度めっき鋼板の鋼組織と諸特性を備えている。本発明の一実施形態に係る部材は、好適には、自動車の骨格構造部品用、または、自動車の補強部品用である。

ここで、上記した本発明の一実施形態に従う高強度鋼板は、曲げ性及びスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性に優れ、かつ高い寸法精度で部品を製造することが可能な１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板である。そのため、本発明の一実施形態に従う部材は車体の軽量化に寄与できるので、特に、自動車の骨格構造部品用、または、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。

表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよ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。冷却後、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２に鋳造後の冷却速度、熱延条件、酸洗条件、冷延条件を示す。板厚１．４ｍｍの焼鈍前冷延鋼板を作製した。一部の実施例では板厚を変化させたものも製造した。

次いで、表２、３に示した条件で焼鈍、冷却、再加熱を施し、高強度冷延鋼板（ＣＲ）を得た。さらに、一部の薄鋼板にめっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、および、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）を得た。溶融亜鉛めっき浴は、ＧＩでは、Ａｌ：０．１４～０．１９質量％含有亜鉛浴を使用し、また、ＧＡでは、Ａｌ：０．１４質量％含有亜鉛浴を使用し、浴温は４７０℃とした。めっき付着量は、ＧＩでは、片面あたり４５～７２ｇ／ｍ^２（両面めっき）程度とし、また、ＧＡでは、片面あたり４５ｇ／ｍ^２（両面めっき）程度とした。また、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度を９質量％以上１２質量％以下とした。めっき層をＺｎ－Ｎｉめっき層とするＥＧでは、めっき層中のＮｉ含有量を９質量％以上２５質量％以下とした。

以上のようにして得られた高強度冷延鋼板および高強度めっき鋼板を供試鋼として、以下の試験方法にしたがい、引張特性、伸びフランジ性（穴広げ性）、曲げ性およびスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性を評価した。その結果を表４に示す。

［引張試験］
引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１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およびＴＳを測定した。なお、本発明では、降伏比（ＹＲ）が６５％以上９０％以下の場合を寸法精度が高いと判断した。なお、ＹＲは上述の式（２）に記載の計算方法で算出した。

［穴広げ試験］
穴広げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に準拠して行った。得られた鋼板より、１００ｍｍ×１００ｍｍにせん断し、ついで、せん断した鋼板にクリアランス：１２．５％で直径：１０ｍｍの穴を打ち抜いた。ついで、内径：７５ｍｍのダイスを用いてしわ押さえ力：９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で鋼板を抑え、その状態で、頂角：６０°の円錐ポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定した。そして、次式により、（限界）穴広げ率：λ（％）を求めた。
限界穴広げ率：λ（％）＝｛（Ｄ_ｆ－Ｄ_０）／Ｄ_０｝×１００
ここで、Ｄ_ｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ_０は初期穴径（ｍｍ）である。そして、限界穴広げ率：λが３０％以上の場合に、製造直後の伸びフランジ性に優れると判断した。

［曲げ試験］
曲げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４８：２０２２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、曲げ性は曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除した値Ｒ／ｔが約４．５、即ち、４．３～４．７となるＲにおいて、５サンプルの曲げ試験を実施した。次いで、５サンプル全ての曲げ頂点の稜線部におけるき裂の長さを評価し、き裂長さが２００μｍ以下の場合、曲げ性に優れると判断した。ここで、き裂長さは、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、４０～１６０倍の倍率で測定することにより評価した。

［スポット溶接部ＨＡＺの鋼板間割れ試験］
圧延方向を長手として、板厚１．４ｍｍ、長さ３０、幅１００ｍｍに切り出した試験片を、同サイズに切り出した、溶融亜鉛めっき層の片面あたりの付着量が５０ｇ／ｍ^２である試験用溶融亜鉛めっき鋼板と重ねて板組とした。次いで、サーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機かつ先端径が６ｍｍの電極を用いて、該抵抗溶接機の電極に対して前記板組を５°傾け、下電極と下の鋼板の間に１．５ｍｍのクリアランスを設けた状態で抵抗溶接を施した。具体的には、前記板組に、加圧力：３．５ｋＮ、ホールドタイム：０．１６秒または０．２０秒、並びにナゲット径が５．９ｍｍになる溶接電流および溶接時間の条件にて抵抗溶接を施して溶接部付き板組とした。次いで、溶接部を含むように前記溶接部付き板組を半切して、該溶接部の断面を光学顕微鏡（２００倍）で観察し、上述の基準でスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性を評価した。また、一部のサンプルでは、板厚を０．８ｍｍおよび２．３ｍｍで、同様の評価を実施した。

前述した方法にしたがって、マルテンサイト及びフェライトの面積率、残留オーステナイトの体積率、方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度、及び、大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度を求めた。また、残部組織について、以下に記載の方法にて観察した。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるよう試料を切り出した後、ダイヤモンドペーストを用いて観察面を鏡面研磨し、その後、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させた。加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭ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視野観察した。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。

表４に示すように、本発明例では、ＴＳ、ＹＲ、λ、曲げ性及びスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性が優れている。一方、比較例では、ＴＳ、ＹＲ、λ、曲げ性及びスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性のいずれか一つ以上が劣っている。

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ない。

本発明によれば、伸びフランジ性、曲げ性及びスポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性に優れ、かつ高い寸法精度で部品を製造することが可能な１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が得られる。

特に、本発明の高強度鋼板は、スポット溶接部ＨＡＺの耐鋼板間割れ特性に優れるので、高い部品強度を得ながら、種々の大きさおよ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。

Claims (13)

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：０．１００％以下、
   Ｎ：０．０１００％以下、
   Ｏ：０．０１００％以下、
   Ｔｉ：０．００２％以上０．２００％以下、および、
   Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下を含有するとともに、
   下記（１）式から求められる有効Ｔｉモル分率（ｘ_{Ｔｉ，ｅｆｆ}）が０．００１以上を満たし、
   残部がＦｅおよ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、
   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を含む、マルテンサイトの面積率が６０％以上９９％以下、
   ベイニティックフェライトを含む、フェライトの面積率および／または残留オーステナイトの体積率が合計で０％超４０％以下である鋼組織と、
   方位差１５度以上の旧オーステナイト粒界におけるボロン原子濃度が０．３ａｔ％以上６．０ａｔ％以下、
   大きさ２μｍ以上の析出物の個数密度が１５０個／ｍｍ^２以下であり、ここで大きさ２μｍ以上の析出物とは、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう試料を切り出した後、ダイヤモンドペーストを用いて観察面を鏡面研磨し、加速電圧１５ｋＶの条件でＳＥＭの反射電子像を用いて鋼板の全厚を３０００倍で圧延方向に２列観察した視野で観察された析出物の最大長さを意味する、高強度鋼板。
   記
   ｘ_{Ｔｉ，ｅｆｆ}＝ｘ_Ｔｉ－ｘ_Ｎ－ｘ_Ｓ・・・（１）
   なお、式中のｘ_Ｔｉ、ｘ_Ｎ、ｘ_Ｓは各元素の鋼板中含有量（モル分率）を表す。
2. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
   Ｎｂ：０．２００％以下、
   Ｖ：０．２００％以下、
   Ｔａ：０．１０％以下、
   Ｗ：０．１０％以下、
   Ｃｒ：１．００％以下、
   Ｍｏ：１．００％以下、
   Ｃｏ：０．０１０％以下、
   Ｎｉ：１．００％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、
   Ｂｉ：０．２００％以下、
   のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、請求項１に記載の高強度鋼板。
3. 請求項１または２に記載の高強度鋼板の少なくとも片面にめっき層を有する、高強度めっき鋼板。
4. 請求項１または２に記載の高強度鋼板の製造方法であって、前記成分組成を有する鋼スラブとし、
   ７００℃以上１０００℃以下の温度域における平均冷却速度を５０℃／ｈｒ以上５００℃／ｈｒ以下として前記鋼スラブを冷却し、
   次いで、前記鋼スラブを、９００℃以上１１５０℃以下の温度域におけるスラブの平均加熱速度を２５℃／ｍｉｎ以下、１１５０℃以上のスラブ加熱温度まで、１１００℃から前記スラブ加熱温度までの滞留時間を２０分以上として加熱し、
   次いで、前記鋼スラブに、粗圧延出側温度が１１００℃以上、仕上げ圧延入側温度が１０５０℃以上とする熱間圧延を施して熱延板とし、
   次いで、前記熱延板に酸洗を施して酸洗板とし、
   次いで、前記酸洗板に、累積圧下率を２０％以上９５％以下、および、冷間圧延の最終パスの通板速度を５０ｍｐｍ以上として冷間圧延を施して冷延板とし、
   次いで、前記冷延板を７８０℃以上の加熱温度まで加熱する焼鈍工程を行い、
   次いで、前記冷延板を加熱温度から６５０℃までの温度域における平均冷却速度を０．５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の条件で第一冷却する、高強度鋼板の製造方法。
5. 前記第一冷却の後、さらに、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上とする第二冷却を行う、請求項４に記載の高強度鋼板の製造方法。
6. 前記第一冷却の後、さらに、１００℃以上４５０℃以下の保熱温度で５ｓ以上保熱する第二冷却を行う、請求項４に記載の高強度鋼板の製造方法。
7. 前記第一冷却の後、さらに、冷却停止温度を２５０℃以下とし、次いで、前記冷延板を、（前記冷却停止温度＋５０℃）以上４５０℃以下の再加熱温度に再加熱して該再加熱温度にて５ｓ以上保熱する第二冷却を行う、請求項４に記載の高強度鋼板の製造方法。
8. 請求項４に記載の焼鈍工程の後、前記冷延板の少なくとも片面にめっき処理を施すめっき工程を行う、高強度めっき鋼板の製造方法。
9. 前記第一冷却の後、さらに、２５０℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上とする第二冷却を行う、請求項８に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
10. 前記第一冷却の後、さらに、１００℃以上４５０℃以下の保熱温度で５ｓ以上保熱する第二冷却を行う、請求項８に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
11. 前記第一冷却の後、さらに、冷却停止温度を２５０℃以下とし、次いで、前記冷延板を、（前記冷却停止温度＋５０℃）以上４５０℃以下の再加熱温度に再加熱して該再加熱温度にて５ｓ以上保熱する第二冷却を行う、請求項８に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
12. 請求項１または２に記載の高強度鋼板を少なくとも一部に用いてなる、部材。
13. 請求項３に記載の高強度めっき鋼板を少なくとも一部に用いてなる、部材。