WO2024252887A1 - 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 - Google Patents

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 Download PDF

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麻衣 青山
克弥 星野
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • Patent Document 1 provides a high-strength steel plate with a tensile strength of 980 MPa or more that has excellent bendability and LME resistance properties and can be used to manufacture parts with high dimensional accuracy.
  • the high-strength steel plate described in Patent Document 1 satisfies overall requirements for bendability and LME resistance, and makes it possible to manufacture parts with high dimensional accuracy.
  • the high-strength steel plate described in Patent Document 1 has a TS of 980 MPa, leaving room for further improvement in strength.
  • This disclosure was developed in consideration of these circumstances, and aims to obtain a high-strength steel plate of 1,180 MPa or more that has excellent bendability and inter-steel plate cracking resistance in the HAZ of spot welds and can be used to manufacture parts with high dimensional accuracy, as well as to provide an advantageous method for manufacturing the high-strength steel plate.
  • YR yield ratio
  • YS YS/TS ⁇ 100...(2)
  • bendability a bending test is performed by a V-block method with a bending angle of 90 degrees, and five samples are subjected to bending tests at an R where the value R/t obtained by dividing the bending radius (R) by the plate thickness (t) is about 4.5, i.e., 4.3 to 4.7. Next, the length of the crack at the ridgeline of the bend apex of all five samples is evaluated, and if the crack length is 200 ⁇ m or less, it is determined that the bendability is excellent.
  • the cross section of the weld described in the examples was observed with an optical microscope (200x), and the inter-steel-plate cracking resistance of the spot weld HAZ was evaluated according to the following criteria: If it was A or B, it was judged that the spot weld HAZ had excellent inter-steel-plate cracking resistance; if it was C, it was judged that the spot weld HAZ had poor inter-steel-plate cracking resistance. A: No cracks longer than 0.1 mm were observed with a hold time of 0.16 seconds.
  • a crack having a length of 0.1 mm or more is observed with a hold time of 0.16 seconds, but no crack having a length of 0.1 mm or more is observed with a hold time of 0.20 seconds.
  • C A crack having a length of 0.1 mm or more is observed at a hold time of 0.20 seconds.
  • the hold time refers to the time from when the welding current stops flowing to when the electrode starts to be released.
  • the microstructure mainly comprise martensite (quenched martensite and tempered martensite) and further containing ferrite and/or retained austenite, it is possible to realize a YR, which is an index of dimensional accuracy of a part, of 65% or more and 90% or less.
  • a YR which is an index of dimensional accuracy of a part, of 65% or more and 90% or less.
  • the Si concentration at a position 5 ⁇ m from the steel sheet surface in the sheet thickness direction is 0.10% to 0.60%, the number density of MnS present in the Mn segregated portion of the steel sheet surface is 5.0 pieces/mm2 or less, and the standard deviation of the Vickers hardness of the steel sheet surface is 15 or less.
  • the hardness fluctuation frequency per 1100 ⁇ m in the sheet width direction on the steel sheet surface is 7 times or less, thereby realizing good bendability.
  • the present disclosure has been made based on the above findings. That is, the gist of the present disclosure is as follows. [1] In mass%, C: 0.030% or more and 0.500% or less, Si: 0.01% or more and 2.50% or less, Mn: 0.10% or more and 5.00% or less, P: 0.100% or less, S: 0.0200% or less, Al: 0.100% or less, N: 0.0100% or less, O: 0.0100% or less, and Ti: 0.002% or more and 0.200% or less, and an effective Ti mole fraction (x Ti,eff ) calculated by the following formula (1) is contained.
  • a steel structure in which, at a 1/4 position in the sheet thickness direction, an area ratio of martensite is 80% or more and 99% or less, and an area ratio of ferrite and/or a volume ratio of retained austenite is more than 0% and 20% or less in total; a Si concentration at a position 5 ⁇ m from the steel sheet surface in the sheet thickness direction is 0.10% or more and 0.60% or less; a number density of MnS present in Mn segregated portions on the steel sheet surface is 5.0 pcs/mm2 or less ; a standard deviation of Vickers hardness on the steel sheet surface is 15 or less; and a hardness fluctuation frequency per 1,100 ⁇ m in the sheet width direction on the steel sheet surface is 7 or less.
  • x Ti, eff x Ti -x N -x S ... (1)
  • x Ti , x N and x S represent the content (molar fraction) of each element in the steel sheet.
  • a steel slab having the composition according to [1] or [2] is heated at an average heating rate of 25°C/min or less in a temperature range of 900°C to 1150°C, a slab heating temperature of 1150°C or more, and a residence time from 1100°C to the slab heating temperature of 20 min or more. Then, the steel slab is subjected to a finish rolling process with a final pass reduction of 9% to 15%, a pass one pass before the final pass reduction of 15% to 21%, and a pass two passes before the final pass reduction of 20% to 21%.
  • a method for producing a high strength steel sheet comprising the steps of: hot rolling a steel sheet having a rolling reduction ratio of 1% to 27% to obtain a hot rolled sheet; pickling the hot rolled sheet to obtain a pickled sheet; cold rolling the pickled sheet with a cumulative rolling reduction ratio of 20% to 75% to obtain a cold rolled sheet; and annealing the cold rolled sheet to a heating temperature of 780°C or higher, wherein the average heating rate in a temperature range of 250°C to 700°C is 100°C/s or less and the residence time from 750°C to the heating temperature is 10s or more.
  • the annealing step is followed by a cooling step, in which the cooling stop temperature is set to 250°C or less, and the cold-rolled sheet is then reheated to a reheating temperature of (the cooling stop temperature + 50°C) or more and 450°C or less, and kept at the reheating temperature for 5s or more.
  • a method for producing a high-strength steel sheet is followed by a cooling step, in which the cooling stop temperature is set to 250°C or less, and the cold-rolled sheet is then reheated to a reheating temperature of (the cooling stop temperature + 50°C) or more and 450°C or less, and kept at the reheating temperature for 5s or more.
  • a method for producing a high-strength plated steel sheet comprising: performing a plating process on at least one surface of the cold-rolled sheet after the annealing process according to any one of [4] to [8]. [10] A member at least in part using the high-strength steel plate according to [1] or [2]. [11] A member at least partially made of the high-strength plated steel sheet according to [3].
  • This disclosure makes it possible to provide high-strength steel plates and components of 1180 MPa or more that have excellent bendability and inter-steel cracking resistance in the HAZ of spot welds, and that can be used to manufacture parts with high dimensional accuracy.
  • % representing the content of the component elements of the steel plate means “mass %” unless otherwise specified.
  • a numerical range expressed using “ ⁇ ” means a range that includes the numerical values written before and after " ⁇ " as the lower and upper limits.
  • C is one of the important basic components of steel.
  • the area ratio of martensite and ferrite, the volume ratio of retained austenite, the standard deviation of Vickers hardness on the steel sheet surface, and the plate hardness on the steel sheet surface are It is an important element that affects the frequency of hardness fluctuation per 1100 ⁇ m in the width direction. If the C content is less than 0.030%, the area ratio of martensite decreases, and the area ratio of ferrite increases, resulting in a hardness fluctuation of 1180 MPa. It becomes difficult to realize the above TS. Also, it becomes difficult to realize the desired YR.
  • the C content is set to 0.030% or more and 0.500% or less.
  • the C content is preferably 0.080% or more.
  • the C content is preferably 0.400% or less.
  • the C content is more preferably 0.110% or more.
  • the content is more preferably 0.350% or less.
  • Si 0.01% or more and 2.50% or less
  • Si is one of the important basic components of steel, and in particular, in the present disclosure, Si is an element that suppresses the formation of carbides during annealing and promotes the formation of retained austenite, thereby affecting the volume fraction of retained austenite.
  • Si exhibits a large resistance to tempering softening at temperatures below 400°C, it is an important element that affects the standard deviation of the Vickers hardness of the steel sheet surface and the frequency of hardness fluctuations per 1100 ⁇ m in the sheet width direction on the steel sheet surface. If the Si content is less than 0.01%, the hardness distribution of martensite in the sheet width direction becomes non-uniform.
  • the Si content is set to 0.01% or more and 2.50% or less.
  • the Si content is preferably set to 0.20% or more.
  • the Si content is preferably set to 2.00% or less.
  • the Si content is more preferably 0.25% or more, and more preferably 1.50% or less.
  • Mn 0.10% or more and 5.00% or less
  • Mn is one of the important basic components of steel.
  • the area ratio of martensite and ferrite, the volume ratio of retained austenite, the standard deviation of Vickers hardness on the steel sheet surface, and the plate hardness on the steel sheet surface are used. It is an important element that affects the frequency of hardness fluctuation per 1100 ⁇ m in the width direction. If the Mn content is less than 0.10%, the area ratio of martensite decreases, and the area ratio of ferrite increases, resulting in a hardness of 1180 MPa.
  • the Mn content is set to 0.10% or more and 5.00% or less.
  • the Mn content is preferably 1.00% or more.
  • the Mn content is preferably 4.00% or less, more preferably 2.00% or more, and more preferably 3.50% or less.
  • P 0.100% or less
  • S 0.0200% or less
  • S exists as sulfide and reduces the ultimate deformability of steel, which reduces its bendability. Therefore, the S content must be 0.0200% or less. Although there is no particular lower limit for S, due to limitations in production technology, it is preferable that the S content be 0.0001% or more. Therefore, the S content is set to 0.0200% or less.
  • S Content The content of S is preferably 0.0050% or less.
  • Al 0.100% or less
  • the Al content is set to 0.100%.
  • the Al content is set to 0.001% or less because it suppresses the formation of carbides during continuous annealing and promotes the formation of retained austenite. Therefore, the Al content is set to 0.100% or less.
  • the Al content is preferably set to 0.001% or more.
  • the Al content is preferably set to 0.050% or less. do.
  • N 0.0100% or less
  • N exists as a nitride and reduces the ultimate deformability of the steel sheet, which reduces the bendability. Therefore, the N content must be 0.0100% or less.
  • the N content is preferably 0.0005% or more. Therefore, the N content is set to 0.0100% or less.
  • the content of N is preferably 0.0005% or more.
  • the content of N is preferably 0.0050% or less.
  • O exists as an oxide and reduces the ultimate deformability of the steel sheet, which reduces the bendability. Therefore, the O content must be 0.0100% or less. Although there is no particular lower limit for O, due to restrictions in production technology, the O content is preferably 0.0001% or more. Therefore, the O content is set to 0.0100% or less. O Content The content of O is preferably 0.0050% or less.
  • Ti increases the strength of the steel sheet by forming fine carbides, nitrides, or carbonitrides during hot rolling or annealing.
  • the addition of Ti increases the strength of the steel sheet by forming fine carbides, nitrides, or carbonitrides during hot rolling or annealing.
  • the number density of MnS can be reduced. To obtain this effect, the Ti content must be 0.002% or more.
  • the Ti content exceeds 0.200%, If the Ti content is too high, the amount of carbides, nitrides, or carbonitrides increases, making it difficult to achieve a desired YR.
  • the Ti content is set to 0.002% or more and 0.200% or less.
  • the Ti content is preferably 0.006% or more.
  • the Ti content is preferably 0.100% or less.
  • the Ti content is more preferably 0.010% or more.
  • the content is more preferably 0.050% or less.
  • Effective Ti mole fraction (x Ti,eff ) x Ti ⁇ x N ⁇ x S (1)
  • x Ti , x N and x S represent the content (molar fraction) of each element in the steel sheet.
  • V 0.200% or less
  • V generates a large amount of coarse precipitates and inclusions, which reduces the ultimate deformability of the steel sheet. Therefore, if the V content exceeds 0.200%, the bendability is reduced.
  • the V content is set to 0.200% or less.
  • the lower limit of the V content is not particularly specified, by setting the V content to 0.001% or more, fine grains can be easily formed during hot rolling or continuous annealing.
  • the V content is set to 0.001% or more. Therefore, when V is added, the V content is set to 0.200% or less.
  • the V content is preferably set to 0.001% or more.
  • the V content is preferably set to 0.100% or less. Let us assume that.
  • B 0.0100% or less
  • the amount of B is preferably 0.0100% or less.
  • the content of B is more preferably 0.0003% or more. Therefore, when B is contained, its content is 0.0100% or less.
  • the content of B is more preferably 0.0003% or more.
  • the B content is more preferably 0.0080% or less.
  • Cr 1.00% or less, Mo: 1.00% or less, Ni: 1.00% or less
  • the Ni content is set to 1.00% or less.
  • the lower limits of the Cr, Mo and Ni contents are not particularly specified, but since these elements improve hardenability, the Cr, Mo and Ni contents are set to 1.00% or less.
  • the content of each of is preferably 0.01% or more. Therefore, when added, the content of each of Cr, Mo and Ni is 1.00% or less.
  • the contents of Cr, Mo and Ni are as follows: The content of Cr, Mo and Ni is preferably 0.01% or more. The content of Cr, Mo and Ni is preferably 0.80% or less.
  • Co 0.010% or less
  • the Co content exceeds 0.010%, the amount of coarse precipitates and inclusions increases, which reduces the ultimate deformability of the steel sheet, thereby reducing the bendability.
  • the lower limit of the Co content is not particularly specified, but since Co is an element that improves hardenability, the Co content is preferably 0.001% or more. Therefore, when Co is added, the Co content is set to 0.010% or less, preferably 0.001% or more, and preferably 0.008% or less. .
  • the Cu content exceeds 1.00%, the amount of coarse precipitates and inclusions increases, which reduces the ultimate deformability of the steel sheet, and therefore the bendability decreases.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more. Therefore, when added, the Cu content is set to 1.00% or less.
  • the Cu content is preferably set to 0.01% or more.
  • the Cu content is preferably set to 0.80% or less. .
  • Sn content exceeds 0.200%, cracks are generated inside the steel sheet during casting or hot rolling, and the ultimate deformability of the steel sheet is reduced, resulting in reduced bendability.
  • the Sn content is set to 0.200% or less. Although there is no particular lower limit for the Sn content, since Sn is an element that improves hardenability, the Sn content is set to 0.001% or more. Therefore, when Sn is added, the Sn content is set to 0.200% or less.
  • the Sn content is preferably set to 0.001% or more.
  • the Sn content is preferably set to 0. The percentage shall be 100% or less.
  • Sb 0.200% or less
  • the lower limit of the Sb content is not particularly specified, but since Sb is an element that controls the softened surface thickness and enables strength adjustment, the Sb content is set to 0.001 % or more. Therefore, when Sb is added, the Sb content is 0.200% or less.
  • the Sb content is preferably 0.001% or more.
  • the Sb content is preferably shall be 0.100% or less.
  • Ca, Mg and REM are each set to 0.0100% or less.
  • the contents of Ca, Mg and REM are preferably 0.0005% or more.
  • the contents of Ca, Mg and REM are The content of Ca, Mg and REM is preferably 0.0005% or more.
  • the content of Ca, Mg and REM is preferably 0.0050% or less.
  • REM rare earth elements
  • REM is a collective term for 15 elements ranging from Sc, Y, and lanthanum (La) with atomic number 57 to lutetium (Lu) with atomic number 71.
  • the REM content here refers to the total amount of these elements. The total content of the elements.
  • Zr: 0.100% or less, Te: 0.100% or less If the Zr and Te contents are each more than 0.100%, the amount of coarse precipitates and inclusions increases, which reduces the ultimate deformability of the steel sheet, thereby reducing the bendability.
  • the lower limits of the Zr and Tellurium contents are not particularly specified, but they are elements that make the shape of nitrides and sulfides spheroidal and improve the ultimate deformability of the steel sheet. Therefore, the content of Zr and the content of Te are preferably 0.001% or more. Therefore, when added, the content of Zr and the content of Te are 0.100% or less.
  • the content of Zr and the content of Te are each preferably 0.080% or less.
  • Hf 0.10% or less
  • the lower limit of the Hf content is not specified, but since Hf is an element that makes the shape of nitrides and sulfides spheroidal and improves the ultimate deformability of the steel sheet, the Hf content is set to 10% or less.
  • the content of Hf is preferably 0.01% or more. Therefore, when Hf is added, the content of Hf is 0.10% or less.
  • the content of Hf is preferably 0.01% or more.
  • the amount is preferably 0.08% or less.
  • Bi content exceeds 0.200%, the amount of coarse precipitates and inclusions increases, which reduces the ultimate deformability of the steel sheet, thereby reducing the bendability.
  • the Bi content is not particularly limited, but since Bi is an element that reduces segregation, the Bi content is preferably 0.001% or more. When Bi is added, the Bi content is set to 0.200% or less, preferably 0.001% or more, and preferably 0.100% or less.
  • Nb, V, Ta, W, B, Cr, Mo, Ni, Co, Cu, Sn, Sb, Ca, Mg, REM, Zr, Te, Hf and Bi do not impair the effects of the present invention when their respective contents are below the preferred lower limit values. Therefore, they are considered to be included as unavoidable impurities.
  • the area ratio of martensite is set to 80% or more and 99% or less.
  • the area ratio of martensite is preferably set to 85% or more.
  • the area ratio of martensite is preferably set to 98% or less.
  • the area ratio of martensite is more preferably set to 87% or more.
  • the area ratio of martensite is preferably set to 97% or less.
  • the martensite referred to here includes tempered martensite and bainite in addition to quenched martensite (fresh martensite).
  • the observation position for the area ratio of martensite is a quarter position in the sheet thickness of the steel sheet, as described later.
  • Total of area ratio of ferrite and/or volume ratio of retained austenite more than 0% and not more than 20%
  • the steel structure becomes a martensite single phase structure, so that it is difficult to realize the desired YR.
  • the total of the area ratio of ferrite and/or the volume ratio of retained austenite exceeds 20%, the area ratio of martensite decreases, so that it is difficult to realize a TS of 1180 MPa or more. It is also difficult to realize the desired YR.
  • the total of the area ratio of ferrite and/or the volume ratio of retained austenite is more than 0% and 20% or less.
  • the total of the area ratio of ferrite and/or the volume ratio of retained austenite is preferably 1% or more.
  • the area ratio of martensite is preferably 18% or less.
  • the area ratio of martensite is more preferably 2% or more.
  • the area ratio of martensite is preferably 15% or less.
  • the ferrite referred to here includes bainitic ferrite. Note that the observation position for the area ratio of ferrite and the volume ratio of retained austenite is a quarter position of the sheet thickness of the steel sheet, as described later.
  • the method for measuring the area ratio of martensite (quenched martensite, tempered martensite, and bainite) and ferrite (bainitic ferrite) is as follows.
  • the observation surface After cutting out the sample so that the plate thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the steel plate is the observation surface, the observation surface is mirror-polished using diamond paste, and then etched with 3 vol. % nital to reveal the structure.
  • SEM scanning electron microscope
  • the observation position is set to 1/4 of the plate thickness of the steel plate, and three fields of view are observed at a magnification of 5000 times and a field of view of 17 ⁇ m x 23 ⁇ m.
  • the area ratio of each constituent structure divided by the measured area is calculated for the three fields of view using Adobe Photoshop from Adobe Systems Inc.
  • each constituent structure means ferrite (bainitic ferrite), martensite (tempered martensite, bainite, and quenched martensite). These values are averaged to determine the area ratio of each structure.
  • ferrite (bainitic ferrite) is a flat structure that does not contain carbides in the recessed portions
  • tempered martensite and bainite are structures that contain fine carbides in the recessed portions.
  • Hardened martensite is a structure that is a convex portion and has fine irregularities inside the structure, and they are distinguishable from each other. Note that tempered martensite, tempered martensite, and bainite do not need to be distinguishable from each other, since the total area ratio is calculated as the area ratio of martensite.
  • the method for measuring the volume fraction of retained austenite is as follows:
  • the steel plate is polished by chemical polishing for a further 0.1 mm so that the observation surface is located 1/4 of the plate thickness from the surface (a position corresponding to 1/4 of the plate thickness in the depth direction from the steel plate surface).
  • an X-ray diffraction device is used with a Co K ⁇ source to measure the integrated reflection intensity of the (200), (220), and (311) surfaces of fcc iron (austenite) and the (200), (211), and (220) surfaces of bcc iron.
  • the volume fraction of austenite is calculated from the intensity ratio of the integrated reflection intensity from each surface of fcc iron (austenite) to the integrated reflection intensity from each surface of bcc iron, and this is taken as the volume fraction of retained austenite.
  • Si concentration at a position 5 ⁇ m from the steel sheet surface in the sheet thickness direction 0.10% or more and 0.60% or less
  • this is an extremely important invention constituent element.
  • it is important to control the concentration of elements at a position 5 ⁇ m from the steel plate surface in the plate thickness direction.
  • the inter-steel plate crack resistance property of the spot welded HAZ can be improved.
  • it is necessary to make the Si concentration at a position 5 ⁇ m from the steel plate surface in the plate thickness direction 0.60% or less.
  • the Si concentration at a position 5 ⁇ m from the steel plate surface in the plate thickness direction is set to 0.10% or more and 0.60% or less.
  • the Si concentration at a position 5 ⁇ m from the steel sheet surface in the sheet thickness direction is preferably 0.15% or more.
  • the Si concentration at a position 5 ⁇ m from the steel sheet surface in the sheet thickness direction is preferably 0.55% or less.
  • the Si concentration at a position 5 ⁇ m from the steel sheet surface in the sheet thickness direction is more preferably 0.20% or more.
  • the Si concentration at a position 5 ⁇ m from the steel sheet surface in the sheet thickness direction is preferably 0.50% or less.
  • the unit of this Si concentration is mass%.
  • the method for measuring the Si concentration at a position 5 ⁇ m from the steel plate surface in the plate thickness direction is as follows.
  • a sample measuring 20 mm in the rolling direction and 20 mm in the width direction is cut from the steel plate.
  • the surface of the high-strength steel plate is used as the measurement surface, and measurements are made using glow discharge optical emission spectrometry (GDS).
  • GDS glow discharge optical emission spectrometry
  • the Si concentration is analyzed along the plate thickness direction under conditions of a high-frequency discharge pressure of 300 Pa, a high-frequency output of 35 W, and a pulse frequency of 100 Hz.
  • the Si concentration at a position 5 ⁇ m from the steel plate surface is averaged and calculated as the Si concentration at a position 5 ⁇ m from the plate thickness surface.
  • the measurement data is converted to Si concentration using the calibration curve method.
  • the lower limit of the number density of MnS present in the Mn segregation part of the steel sheet surface is not particularly limited, but the lower the number density of MnS, the more preferable it is, and even if it is 0.0 pieces/ mm2 , the effect of the present disclosure can be obtained. Therefore, the number density of MnS present in the Mn segregation part of the steel sheet surface is 5.0 pieces/ mm2 or less.
  • the number density of MnS present in the Mn segregation part of the steel sheet surface is preferably 0.0 pieces/ mm2 or more.
  • the number density of MnS present in the Mn segregated portion on the steel sheet surface is preferably 4.0 pieces/mm2 or less .
  • the method for measuring the number density of MnS present in the Mn segregated area on the steel sheet surface is as follows.
  • a bending test is performed by the V-block method with a bending angle of 90 degrees, and a bending test is performed at R where R/t is about 4.5, i.e., 4.3 to 4.7.
  • R/t is about 4.5, i.e., 4.3 to 4.7.
  • a sample of 20 mm in the rolling direction and 5 mm in the width direction is cut to include the crack at the ridge of the bend apex.
  • the surface on the outside of the bend is used as the observation surface, and the observation surface is mirror-polished using diamond paste.
  • the measurement is performed using an electron probe micro analyzer (EPMA; Electron Probe Micro Analyzer) (JXA-8230: manufactured by JEOL Ltd.).
  • Mn and S are measured in three fields of view under the conditions of acceleration voltage: 15 kV, measurement area: rolling direction 1.2 mm x width direction 1.0 mm, and irradiation current: 1.0 x 10 -7 A.
  • the measurement data is converted to C concentration by a calibration curve method.
  • Mn segregation parts the places where Mn is detected in large amounts are identified as Mn segregation parts.
  • S concentrated parts in the Mn segregation parts that is, MnS, are identified and their number is evaluated.
  • the number of MnS present in the obtained Mn segregation parts is divided by the measurement area of 1.2 mm2 to calculate the number density of MnS present in the Mn segregation parts on the steel sheet surface.
  • the standard deviation of the Vickers hardness of the steel sheet surface is 15 or less.
  • the standard deviation of the Vickers hardness of the steel sheet surface is preferably 0 or more.
  • the standard deviation of the Vickers hardness of the steel sheet surface is preferably 13 or less.
  • the method for measuring the standard deviation of the Vickers hardness of the steel plate surface is as follows:
  • a bending test is performed using the V-block method with a bending angle of 90 degrees, with an R/t of approximately 4.5, i.e., 4.3 to 4.7.
  • a sample of 20 mm in the rolling direction and 5 mm in the width direction is cut to include the crack at the ridge of the bend apex.
  • the outer surface of the bend is used as the observation surface, and the observation surface is mirror-polished using diamond paste.
  • the Vickers hardness of the observation surface after mirror polishing is measured at 11 points along the plate width direction at 100 ⁇ m intervals under a load of 100 gf using a Vickers hardness tester.
  • the measurement position is 500 ⁇ m away from the end of the crack in the rolling direction, with the sixth point being parallel to the crack.
  • the standard deviation is calculated from the obtained results to calculate the standard deviation of the Vickers hardness of the steel plate surface.
  • Hardness fluctuation frequency per 1100 ⁇ m in the sheet width direction on the steel sheet surface 7 times or less
  • the desired bendability can be achieved.
  • the lower limit of the hardness fluctuation frequency per 1100 ⁇ m in the sheet width direction on the steel sheet surface is not particularly limited, but the lower the hardness fluctuation frequency, the more preferable it is, and even if it is 0 times, the effect of the present disclosure can be obtained.
  • the hardness fluctuation frequency per 1100 ⁇ m in the sheet width direction on the steel sheet surface is 7 times or less.
  • the hardness fluctuation frequency per 1100 ⁇ m in the sheet width direction on the steel sheet surface is preferably 0 times or more.
  • the hardness fluctuation frequency per 1100 ⁇ m in the sheet width direction on the steel sheet surface is preferably 6 times or less.
  • the frequency of hardness variation per 1,100 ⁇ m in the width direction on the steel plate surface is as follows:
  • the measurement position is a position 500 ⁇ m away from the end of the crack in the rolling direction, and the sixth point is measured parallel to the crack. From the obtained results, a hardness distribution is created by measuring the surface of the steel plate in the plate width direction with a Vickers hardness tester. In the hardness distribution, the value of ⁇ (maximum hardness Hv max )-(minimum hardness Hv min ) ⁇ /2 is first calculated.
  • the value of ⁇ (maximum hardness Hv max )-(minimum hardness Hv min ) ⁇ /2 is used as the standard amount of fluctuation, and each time the hardness fluctuates above or below the standard amount of fluctuation, it is counted as one occurrence, and the number of times the hardness fluctuates in the area where the hardness was measured (length 1100 ⁇ m) is measured.
  • the hardness fluctuates above or below the standard amount of fluctuation it is counted as one occurrence
  • the hardness fluctuates below the standard amount of fluctuation it is counted as one occurrence. Therefore, when the hardness fluctuates above and below once each, the hardness fluctuation frequency is two occurrences.
  • the average heating rate of the slab in the temperature range of 900°C to 1150°C is set to 25°C/min or less.
  • the lower limit of the average heating rate of the slab in the temperature range of 900°C to 1150°C is not particularly specified, it is preferably 5°C/min or more in order to suitably prevent an increase in the softened thickness of the surface layer after annealing and to bring TS within a more suitable range.
  • slab heating temperature 1150°C or higher
  • this is an extremely important invention constituent element.
  • the slab heating temperature 1150°C or more
  • the slab heating temperature by increasing the slab heating temperature, the Mn segregation formed during casting is reduced, and the number density of MnS present in the Mn segregation part on the steel sheet surface is reduced.
  • the slab heating temperature is set to 1150°C or more.
  • the upper limit of the slab reheating temperature is not particularly specified, but it is preferable to set it to 1300°C or less in order to suitably prevent an increase in the surface layer softening thickness after annealing and to set TS within a more suitable range. Therefore, the slab heating temperature is set to 1150°C or more.
  • the slab heating temperature is preferably set to 1180°C or more.
  • the slab heating temperature is preferably set to 1300°C or less.
  • the slab heating temperature refers to the temperature of the surface of the steel slab during heating.
  • the residence time from 1100 ° C. to the slab heating temperature is set to 20 min or more. Although there is no particular upper limit for the residence time from 1100°C to the slab heating temperature, it is preferable to set it to 100 min or less in order to preferably prevent an increase in the softened thickness of the surface layer after annealing and to set TS within a more preferable range. Therefore, the residence time from 1100°C to the slab heating temperature is 20 min or more. The residence time from 1100°C to the slab heating temperature is preferably 30 min or more. The residence time from 1100°C to the slab heating temperature is preferably 100 min or less.
  • the slab heating temperature is the surface temperature of the steel slab during slab heating.
  • the reduction rate of the final pass of the finish rolling is less than 9%, the austenite grain size on the steel sheet surface during hot rolling becomes coarse, i.e., the crystal grain size in the annealed sheet becomes coarse, and the diffusion of Si to the steel sheet surface is suppressed. As a result, it is not possible to reduce the Si concentration at a position 5 ⁇ m from the steel sheet surface in the sheet thickness direction. In addition, since Ti precipitation, i.e., sulfide precipitation, is suppressed, it is not possible to reduce the number density of MnS present in the Mn segregated part of the steel sheet surface. On the other hand, if the reduction rate of the final pass exceeds 15%, it is not possible to reduce the Mn segregation formed during casting.
  • the reduction rate of the final pass of the finish rolling is set to 9% or more and 15% or less.
  • the reduction rate before the final pass is less than 15%, the austenite grain size on the steel sheet surface during hot rolling becomes coarse, i.e., the crystal grain size in the annealed sheet becomes coarse, and the diffusion of Si to the steel sheet surface is suppressed. As a result, it is not possible to reduce the Si concentration at a position 5 ⁇ m from the steel sheet surface in the sheet thickness direction. In addition, since Ti precipitation, i.e., sulfide precipitation, is suppressed, it is not possible to reduce the number density of MnS present in the Mn segregated part on the steel sheet surface. On the other hand, if the reduction rate before the final pass exceeds 21%, it is not possible to reduce the Mn segregation formed during casting.
  • the reduction rate before the final pass of finish rolling is set to 15% to 21%.
  • the austenite grain size on the steel sheet surface during hot rolling becomes coarse, i.e., the crystal grain size in the annealed sheet becomes coarse, and the diffusion of Si to the steel sheet surface is suppressed.
  • Si concentration at a position 5 ⁇ m from the steel sheet surface in the sheet thickness direction since Ti precipitation, i.e., sulfide precipitation, is suppressed, it is not possible to reduce the number density of MnS present in the Mn segregated part of the steel sheet surface.
  • the reduction rate of the second pass before the final pass exceeds 27%, it is not possible to reduce the Mn segregation formed during casting. Therefore, it is not possible to reduce the standard deviation of the Vickers hardness of the steel sheet surface or the frequency of hardness fluctuation per 1100 ⁇ m in the sheet width direction on the steel sheet surface. Therefore, the reduction rate of the second pass before the final pass of finish rolling is set to 21% to 27%.
  • Finish rolling is preferably performed at a finish rolling temperature of the Ar3 transformation point or higher, since the rolling load increases, the reduction rate in the unrecrystallized state of austenite increases, and abnormal structures elongated in the rolling direction develop, which may result in a decrease in the workability of the annealed sheet.
  • the coiling temperature after hot rolling is preferably 300°C or higher and 700°C or lower in order to improve the workability after annealing.
  • the Ar3 transformation point temperature is calculated by the following formula.
  • Ar 3 transformation point (°C) 868-396 ⁇ [%C]+24.6 ⁇ [%Si]-68.1 ⁇ [%Mn]-36.1 ⁇ [%Ni]-20.7 ⁇ [%Cu]-24.8 ⁇ [%Cr]
  • the symbol [% element] represents the content (mass %) of the corresponding element in the above composition, and is set to 0 when the corresponding element is not contained.
  • the rough rolled sheets may be joined together during hot rolling and continuously finished rolling may be performed.
  • the rough rolled sheets may also be wound up once.
  • some or all of the finish rolling may be performed as lubricated rolling.
  • Performing lubricated rolling is also effective from the viewpoint of uniformity of the steel sheet shape and material quality.
  • the friction coefficient during lubricated rolling is preferably 0.10 or more and 0.25 or less.
  • the hot-rolled steel sheet produced in this manner is then pickled.
  • Pickling is capable of removing oxides from the steel sheet surface, and is therefore important for ensuring good chemical conversion treatability and plating quality in the final high-strength steel sheet product. Pickling may be performed once or multiple times.
  • the hot-rolled sheet after pickling or the hot-rolled sheet (hot-rolled annealed sheet) that has been optionally heat-treated after pickling, is cold-rolled to produce a cold-rolled sheet. Since strain is introduced uniformly and efficiently and a uniform structure is obtained, it is preferable to perform cold rolling by multi-pass rolling that requires two or more passes, such as tandem multi-stand rolling or reverse rolling.
  • bending and bending back at least once each before cold rolling in order to introduce processing strain into the steel sheet surface and reduce the Si concentration at a position 5 ⁇ m from the steel sheet surface in the sheet thickness direction during annealing.
  • bending and bending back before cold rolling is generally performed using rolls with a roll diameter of 300 to 1500 mm.
  • the area ratio of ferrite can be reduced, that is, the total of the area ratio of ferrite and/or the volume ratio of retained austenite can be set to 20% or less.
  • the cumulative reduction rate of cold rolling is set to 20% or more.
  • the cumulative reduction rate of cold rolling exceeds 75%, the grain size of austenite generated during annealing becomes fine, and the amount of retained austenite in the annealed sheet increases. In other words, the total area ratio of ferrite and/or the volume ratio of retained austenite increases, so that the desired YR cannot be realized.
  • the hardness distribution in the sheet width direction is made non-uniform, so that the standard deviation of the Vickers hardness of the steel sheet surface exceeds 15, and the hardness fluctuation frequency per 1100 ⁇ m in the sheet width direction on the steel sheet surface exceeds 7 times, resulting in a decrease in bendability. Therefore, the cumulative reduction ratio of the cold rolling is set to 20% or more and 75% or less.
  • the cumulative reduction ratio of the cold rolling is preferably set to 25% or more.
  • the cumulative reduction ratio of the cold rolling is preferably set to 70% or less.
  • the cumulative reduction ratio of the cold rolling is more preferably set to 27% or more.
  • the cumulative reduction ratio of the cold rolling is more preferably set to 60% or less.
  • the cold-rolled sheet obtained as described above is then subjected to an annealing process.
  • the annealing conditions are as follows:
  • Average heating rate in the temperature range of 250° C. to 700° C.: 100° C./s or less By lowering the average heating rate in the temperature range of 250°C to 700°C, Si diffuses to the steel sheet surface, and the Si concentration at a position 5 ⁇ m from the steel sheet surface in the sheet thickness direction can be reduced. In order to obtain such an effect, it is necessary to set the average heating rate in the temperature range of 250°C to 700°C to 100°C/s or less.
  • the lower limit of the average heating rate in the temperature range of 250°C to 700°C is not particularly specified, but from the viewpoint of suppressing coarsening of the austenite grain size during heating and optimizing the YR, it is preferably 5°C/s or more, and more preferably 10°C/s or more. Therefore, the average heating rate in the temperature range of 250°C to 700°C is 100°C/s or less.
  • the average heating rate in the temperature range of 250°C to 700°C is preferably 5°C/s or more.
  • the average heating rate in the temperature range of 250°C to 700°C is preferably 75°C/s or less.
  • the average heating rate in the temperature range of 250° C. or more and 700° C. or less is more preferably 10° C./s or more.
  • the average heating rate in the temperature range of 250° C. or more and 700° C. or less is more preferably 50° C./s or less.
  • the average heating rate is measured based on the temperature of the steel sheet surface.
  • Heating temperature 780°C or higher
  • the annealing process will be performed in the two-phase region of ferrite and austenite, and since a large amount of ferrite will be contained after annealing, it will be impossible to achieve a TS of 1180 MPa or more, and the desired YR will not be achieved.
  • the hardness distribution in the sheet width direction becomes non-uniform, so that the standard deviation of the Vickers hardness of the steel sheet surface exceeds 15, and the hardness per 1100 ⁇ m in the sheet width direction on the steel sheet surface is The frequency of fluctuation exceeds 7 times, and the bendability is deteriorated.
  • the heating temperature is preferably 1000° C. or less. Therefore, the heating temperature is set to 780° C. or more. The heating temperature is more preferably 820° C. or higher. The heating temperature is further preferably 830° C. or higher. The upper limit of the heating temperature is preferably 1000° C. or lower. The upper limit of the heating temperature is more preferably 980° C. The heating temperature is measured based on the temperature of the steel sheet surface.
  • this is an extremely important invention constituent element.
  • the residence time between 750 ° C. and the heating temperature is set to 10 s or more.
  • the heating temperature or lower is preferably 0.5 vol.% or higher, more preferably 1.0 vol.% or higher, and even more preferably 1.5 vol.% or higher.
  • the oxygen concentration at 750 ° C. or higher and the heating temperature or lower is preferably 5.0 vol.% or lower, more preferably 4.5 vol.% or lower, and even more preferably 4.0 vol.% or lower.
  • the temperature of 750° C. or higher and the heating temperature or lower is based on the surface temperature of the steel sheet. That is, when the surface temperature of the steel sheet is 750° C. or higher and the heating temperature or lower, the oxygen concentration is adjusted to be within the above range.
  • the dew point at 750°C or higher and the heating temperature or lower is preferably -35°C or higher, more preferably -30°C or higher, and even more preferably -25°C or higher.
  • the upper limit of the dew point at 750°C or higher and the heating temperature or lower is not particularly specified.
  • the dew point at 750°C or higher and the heating temperature or lower is preferably 15°C or lower, more preferably 5°C or lower.
  • the temperature at 750°C or higher and the heating temperature or lower is based on the steel sheet surface temperature. That is, when the surface temperature of the steel sheet is 750° C. or higher and the heating temperature or lower, the dew point is adjusted to fall within the above range.
  • the cold-rolled sheet is optionally cooled.
  • the average cooling rate at a temperature range of 400°C or more below the heating temperature is not particularly limited, but is preferably 5°C/s or more and 30°C/s or less.
  • the high-strength steel sheet may be cooled once and the steel sheet temperature may be increased again.
  • Average cooling rate in the temperature range of 250° C. to 400° C. 1.0° C./s or more (preferred conditions)
  • the average cooling rate in the temperature range of 250°C to 400°C is 1.0°C/s or more, the amount of bainitic ferrite contained after annealing can be further reduced, and the YR and bendability can be further improved.
  • the average cooling rate in the temperature range of 250°C to 400°C is preferably 1.0°C/s or more, more preferably 2.0°C/s or more, and even more preferably 3.0°C/s or more.
  • the upper limit of the average cooling rate in the temperature range of 250°C to 400°C is not particularly specified, but due to constraints on production technology, it is preferably 100.0°C/s or less, and more preferably 80.0°C/s or less.
  • the average cooling rate is the value in the temperature range of the cooling stop temperature to 400°C. The average cooling rate is measured based on the temperature of the steel sheet surface.
  • gas jet cooling, mist cooling, water cooling, air cooling, etc. can be used as cooling methods in the temperature range of 250°C to 400°C.
  • Heat retention temperature in cooling process 100° C. or higher and 450° C. or lower (preferred conditions)]
  • the high-strength steel plate can be kept in a more suitable range for YR and bendability.
  • the area ratio of bainitic ferrite can be further reduced, and TS can be further improved.
  • the heat retention temperature in the cooling step is more preferably 150°C or more, and more preferably 200°C or more.
  • the heat retention temperature in the cooling step is more preferably 400°C or less, and more preferably 350°C or less.
  • the temperature in the cooling step is based on the surface temperature of the steel plate.
  • the heat retention time at the heat retention temperature in the cooling step is preferably 5 seconds or more, more preferably 10 seconds or more, and even more preferably 15 seconds or more.
  • the heat retention time at the heat retention temperature in the cooling step is preferably 500 seconds or less, and more preferably 250 seconds or less.
  • the cooling stop temperature is preferably 250°C or less, more preferably 200°C or less. If the cooling stop temperature is 250°C or less, it is possible to prevent a large amount of retained austenite from being generated after annealing, and to further improve the YR and bendability.
  • the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly specified, it is preferably room temperature or higher from the viewpoint of productivity.
  • the cooling stop speed is measured based on the temperature of the steel sheet surface.
  • the average cooling rate to 250°C or less is not particularly specified, but in order to further improve TS, the average cooling rate to 250°C or less is preferably 1°C/s or more, and more preferably 2°C/s or more. On the other hand, due to constraints in production technology, the average cooling rate to 250°C or less is preferably 1000°C/s or less, and more preferably 150°C/s or less.
  • the cold-rolled sheet may be further cooled from the cooling stop temperature to room temperature.
  • the average cooling rate from the cooling stop temperature to room temperature is not particularly limited, and any method may be used to cool to room temperature. Cooling methods that may be used include gas jet cooling, mist cooling, water cooling, and air cooling.
  • the cold-rolled sheet annealed as described above may be cooled to the cooling stop temperature and then rolled.
  • the elongation rate of rolling is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • the YR can be controlled to a desired range.
  • the elongation rate of rolling is preferably 2.00% or less, and more preferably 1.00% or less.
  • the volume fraction of retained austenite can be set within a more suitable range.
  • the bendability and the degree of damage to the sheared end surface in a corrosive environment can be set within a more suitable range.
  • the rolling after cooling to the cooling stop temperature may be performed on an apparatus continuous with the above-mentioned continuous annealing apparatus (online), or on an apparatus not continuous with the above-mentioned continuous annealing apparatus (offline).
  • the desired elongation may be achieved in a single rolling pass, or multiple rolling passes may be performed to achieve a total elongation of 0.05% to 2.00%.
  • the rolling described here generally refers to temper rolling, but as long as it can impart an elongation equivalent to that of temper rolling, it may also be a processing method using repeated bending with a tension leveler or rolls.
  • the high-strength steel sheet may be reheated (reheating step).
  • the reheating temperature is preferably (cooling stop temperature + 50 ° C) or more, more preferably (cooling stop temperature + 100 ° C) or more, and even more preferably (cooling stop temperature + 150 ° C) or more.
  • the reheating temperature is preferably 450 ° C or less, more preferably 400 ° C or less, and even more preferably 380 ° C or less.
  • the reheating temperature is based on the surface temperature of the steel sheet.
  • the heat-maintaining time at the reheating temperature is preferably 5 seconds or more, more preferably 10 seconds or more, and even more preferably 15 seconds or more.
  • the heat-maintaining time at the reheating temperature is preferably 500 seconds or less, and more preferably 250 seconds or less.
  • the material may be cooled from the reheating temperature to room temperature, but the cooling rate from the reheating temperature to room temperature is not particularly limited, and any method can be used to cool the material to room temperature. Cooling methods that can be used include gas jet cooling, mist cooling, water cooling, and air cooling.
  • a high-strength plated steel sheet can be obtained by subjecting at least one side of the high-strength steel sheet produced as described above to a plating process.
  • the plating process include a hot-dip galvanizing process and a process of alloying after hot-dip galvanizing. Annealing and galvanizing may be performed continuously in one line.
  • a plating layer may be formed by electroplating such as Zn-Ni electric alloy plating, or hot-dip zinc-aluminum-magnesium alloy plating may be applied. Note that, although the above description has focused on the case of galvanizing, the type of plating metal such as Zn plating or Al plating is not particularly limited.
  • the coating weight when hot-dip galvanizing is performed, it is preferable to adjust the coating weight by gas wiping or the like after immersing the high-strength steel sheet in a galvanizing bath of 440 ° C. or more and 500 ° C. or less to perform hot-dip galvanizing. It is preferable to use a galvanizing bath having an Al content of 0.10 mass % or more and 0.23 mass % or less for hot-dip galvanizing.
  • the temperature range when performing alloying treatment of galvanizing after hot-dip galvanizing is preferably 470 ° C. or more and 600 ° C. or less, more preferably 470 ° C. or more and 560 ° C. or less. By performing alloying treatment at 470 ° C.
  • the Zn-Fe alloying rate is more suitable and the productivity is more suitable.
  • by performing alloying treatment at 600 ° C. or less it is possible to prevent untransformed austenite from transforming into pearlite, and TS is more suitable.
  • electrogalvanizing treatment may be performed.
  • the coating weight is preferably 20 to 80 g/m 2 per side (double-sided coating), and the galvannealed steel sheet (GA) is preferably subjected to the following alloying treatment to adjust the Fe concentration in the coating layer to 7 to 15 mass %.
  • the high-strength steel sheet may be plated at a temperature range of 400°C or more below the heating temperature without being cooled, or the cold-rolled steel sheet may be cooled to below 400°C, and then the steel sheet temperature may be raised again to 400°C or more before plating is performed.
  • the high-strength plated steel sheet that has been subjected to the above-mentioned plating process may be subjected to rolling.
  • the elongation rate of rolling is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more. By setting the elongation rate of rolling performed after plating to 0.05% or more, it is possible to control the YR within a desired range. Furthermore, the elongation rate of rolling is preferably 2.00% or less, and more preferably 1.00% or less.
  • the rolling after plating may be performed on equipment connected to the above-mentioned continuous annealing equipment (online), or on equipment not connected to the above-mentioned continuous annealing equipment (offline).
  • the desired elongation may be achieved in one rolling operation, or multiple rolling operations may be performed to achieve a total elongation of 0.05% to 2.00%.
  • the rolling described here generally refers to temper rolling, but any processing method involving repeated bending using a tension leveler or rolls may be used as long as it can impart an elongation equivalent to that of temper rolling. Reheating may also be performed after rolling after plating.
  • Other manufacturing method conditions are not particularly limited. However, from the viewpoint of productivity, it is preferable to carry out the above-mentioned series of processes such as annealing, hot-dip galvanizing, and alloying treatment of zinc plating in a continuous galvanizing line (CGL). After hot-dip galvanizing, wiping is possible to adjust the coating weight. Note that plating conditions other than those mentioned above can be based on standard hot-dip galvanizing methods.
  • Production conditions other than those mentioned above can be carried out according to conventional methods.
  • the member according to one embodiment of the present invention is a member made using the high-strength steel sheet or high-strength plated steel sheet according to one embodiment of the present invention described above.
  • the member according to one embodiment of the present invention is, for example, a high-strength steel sheet or high-strength plated steel sheet according to one embodiment of the present invention described above that is formed into a desired shape by cold press working or the like. Therefore, even after being formed into a member, it has the steel structure and various properties of the high-strength steel sheet and the high-strength plated steel sheet.
  • the member according to one embodiment of the present invention is preferably used for automobile frame structural parts or automobile reinforcing parts.
  • the high-strength steel plate according to one embodiment of the present invention is a high-strength steel plate of 1180 MPa or more that has excellent bendability and inter-steel crack resistance in the HAZ of spot welds, and can be used to manufacture parts with high dimensional accuracy. Therefore, a member according to one embodiment of the present invention can contribute to reducing the weight of the vehicle body, and can be particularly suitably used for automobile frame structural parts or automobile reinforcing parts in general.
  • annealing, cooling, and reheating were performed under the conditions shown in Tables 2 and 3 to obtain high-strength cold-rolled steel sheets (CR). Furthermore, some of the thin steel sheets were plated to obtain hot-dip galvanized steel sheets (GI), galvannealed hot-dip galvanized steel sheets (GA), and electrogalvanized steel sheets (EG).
  • GI hot-dip galvanized steel sheets
  • GA galvannealed hot-dip galvanized steel sheets
  • EG electrogalvanized steel sheets
  • a zinc bath containing 0.14 to 0.19 mass% Al was used for GI
  • GA zinc bath containing 0.14 mass% Al was used for GA, with the bath temperature set to 470°C.
  • the coating weight for GI, it was about 45 to 72 g/m 2 per side (double-sided plating), and for GA, it was about 45 g/m 2 per side (double-sided plating).
  • the Fe concentration in the plating layer was set to 9 mass% or more and 12 mass% or less.
  • the Ni content in the plating layer was set to 9 mass% or more and 25 mass% or less.
  • the high-strength cold-rolled steel sheets and high-strength plated steel sheets obtained in the above manner were used as test steels to evaluate the tensile properties, bendability, and inter-sheet cracking properties of the spot weld HAZ according to the following test methods. The results are shown in Table 4.
  • the bending test was performed in accordance with JIS Z 2248:2022. From the obtained steel plate, a rectangular test piece with a width of 30 mm and a length of 100 mm was taken so that the axial direction of the bending test was parallel to the rolling direction of the steel plate. Then, a 90° V bending test was performed under the conditions of a pressing load of 100 kN and a pressing holding time of 5 seconds. In this disclosure, bending tests were performed on five samples at R, where the value R/t obtained by dividing the bending radius (R) by the plate thickness (t) is about 4.5, that is, 4.3 to 4.7.
  • the crack length at the ridgeline of the bending apex of all five samples was evaluated, and it was determined that the bending property was excellent when the crack length was 200 ⁇ m or less.
  • the crack length was evaluated by measuring the ridgeline of the bending apex at a magnification of 40 to 160 times using a digital microscope (RH-2000: manufactured by Hirox Co., Ltd.).
  • test pieces were cut out to a thickness of 1.4 mm, length of 30 mm, and width of 100 mm with the rolling direction as the longitudinal direction, and were stacked with test hot-dip galvanized steel sheets cut out to the same size and having a coating weight of 50 g/ m2 per side of the hot-dip galvanized layer to form a plate assembly.
  • resistance welding was performed using a servo motor pressure type single-phase AC (50 Hz) resistance welding machine and an electrode with a tip diameter of 6 mm, with the plate assembly tilted by 5° with respect to the electrode of the resistance welding machine and with a clearance of 1.5 mm between the lower electrode and the lower steel sheet.
  • resistance welding was performed on the plate assembly under the conditions of a pressure of 3.5 kN, a hold time of 0.16 seconds or 0.20 seconds, and a welding current and welding time that resulted in a nugget diameter of 5.9 mm, to form a plate assembly with a welded portion.
  • the plate assembly with the weld was cut in half to include the weld, and the cross section of the weld was observed with an optical microscope (200x) to evaluate the inter-steel plate cracking resistance of the spot weld HAZ according to the above criteria.
  • the same evaluation was performed with plate thicknesses of 0.8 mm and 2.3 mm.
  • the area ratio of martensite and ferrite, the volume ratio of retained austenite, the Si concentration at a position 5 ⁇ m from the steel plate surface in the plate thickness direction, and the number density of MnS present in the Mn segregated part of the steel plate surface were obtained. Furthermore, the standard deviation of the Vickers hardness of the steel plate surface and the frequency of hardness fluctuation per 1100 ⁇ m in the plate width direction on the steel plate surface were obtained. In addition, the remaining structure was observed by the method described below. After cutting out the sample so that the plate thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the steel plate was the observation surface, the observation surface was mirror-polished using diamond paste, and then etched with 3 vol.
  • % nital to reveal the structure Under the condition of an acceleration voltage of 15 kV, the observation position was set to 1/4 of the plate thickness of the steel plate, and three fields of view were observed at a magnification of 5000 times and a field of view of 17 ⁇ m x 23 ⁇ m. Carbide was identified as the remaining structure from the obtained structure image.
  • the examples of the present invention are excellent in TS, YR, bendability, and inter-steel cracking resistance in the HAZ of the spot welds.
  • the comparative examples are inferior in one or more of TS, YR, bendability, and inter-steel cracking resistance in the HAZ of the spot welds.
  • the present invention provides high-strength steel plates of 1180 MPa or more that have excellent bendability and inter-steel-sheet cracking resistance in the HAZ of spot welds, and can be used to manufacture parts with high dimensional accuracy.
  • the high-strength steel plate of the present invention has excellent resistance to inter-steel plate cracking in the HAZ of spot welds, making it possible to apply it to automotive structural components of various sizes and shapes while still achieving high component strength. This makes it possible to improve fuel efficiency by reducing the weight of the vehicle body, making it extremely valuable in industry.

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Abstract

曲げ性及び耐スポット溶接部ＨＡＺの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、ｘＴｉ，ｅｆｆ＝ｘＴｉ－ｘＮ－ｘＳ（ただし、各元素記号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（ｘＴｉ，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８０％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２０％以下である鋼組織と、鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度が０．１０％以上０．６０％以下、鋼板表面のＭｎ偏析部に存在するＭｎＳの個数密度が５．０個／ｍｍ２以下、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差が１５以下、鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度が７回以下である、高強度鋼板。

Description

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
　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ＣＯ２排出量削減と車体の軽量化による耐衝突性能向上の両立を目的に、自動車用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）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、曲げ加工部を有する。さらに、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。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、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、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、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を目的とする。
　なお、本開示において、高い寸法精度で部品を製造することが可能である（成形時の寸法精度が高い）とは、降伏比（ＹＲ）が６５％以上９０％以下であることを意味する。なお、ＹＲは次式（２）で求められる。
ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ×１００・・・・（２）
　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ミクロ組織とすることで、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）鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度が０．１０％以上０．６０％以下、鋼板表面のＭｎ偏析部に存在するＭｎＳの個数密度が５．０個／ｍｍ２以下、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差を１５以下とする。かつ、鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度が７回以下とすることで、良好な曲げ性を実現できる。
（３）鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度が０．１０％以上０．６０％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。
　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、および、Ｔｉ：０．００２％以上０．２００％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（ｘＴｉ，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８０％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２０％以下である鋼組織と、鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度が０．１０％以上０．６０％以下、鋼板表面のＭｎ偏析部に存在するＭｎＳの個数密度が５．０個／ｍｍ２以下、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差が１５以下、鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度が７回以下である、高強度鋼板。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　記
ｘＴｉ，ｅｆｆ＝ｘＴｉ－ｘＮ－ｘＳ・・・（１）
なお、式中のｘＴｉ、ｘＮ、ｘＳ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、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、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２０ｍｉｎ以上として加熱し、次いで、前記鋼スラブに、仕上げ圧延の最終パスの圧下率が９％以上１５％以下、該最終パスの１つ前のパスの圧下率が１５％以上２１％以下、該最終パスの２つ前のパスの圧下率が２１％以上２７％以下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７５％以下として冷間圧延を施して冷延板とし、次いで、前記冷延板を７８０℃以上の加熱温度まで加熱する焼鈍工程を行い、その際、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を１００℃／ｓ以下、かつ７５０℃以上前記加熱温度以下の滞留時間を１０ｓ以上とする、高強度鋼板の製造方法。
［５］前記焼鈍工程において７５０℃以上前記加熱温度以下における雰囲気の酸素濃度が０．５体積％以上５．０体積％以下、かつ雰囲気の露点を－３５℃以上とする、［４］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［６］前記焼鈍工程に次いでさらに冷却工程を行い、その際、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、［４］または［５］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［７］前記焼鈍工程に次いでさらに冷却工程を行い、その際、１００℃以上４５０℃以下の保熱温度で５ｓ以上保熱する、［４］または［５］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［８］前記焼鈍工程に次いでさらに冷却工程を行い、その際、前記冷却停止温度を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、［４］または［５］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［９］［４］～［８］のいずれか一項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。
［１０］［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。
［１１］［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、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つである。特に本開示では、マルテンサイト、フェライトの面積率、残留オーステナイトの体積率、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差、および、鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度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、板幅方向のマルテンサイトの硬度分布を不均一にしてしまう。そのため、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差が１５を超え、さらに鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度が７回を超えてしまい、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。また、Ｓｉは４００℃以下で大きな焼戻し軟化抵抗を示すことから、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差、および、鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度に影響する重要な元素である。Ｓｉの含有量が０．０１％未満では、板幅方向のマルテンサイトの硬度分布を不均一にしてしまう。そのため、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差が１５を超え、さらに鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度が７回を超えてしまい、曲げ性が低下する。一方、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると、鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度が増加するため、耐スポット溶接部ＨＡＺの鋼板間割れ特性が低下する。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０．２０％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つである。特に本開示では、マルテンサイト、フェライトの面積率、残留オーステナイトの体積率、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差、および、鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度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、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差が１５を超え、さらに鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度が７回を超えてしまい、曲げ性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は、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、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％以上とし、より好ましくは０．０７０％以下とする。
　［Ｓ：０．０２００％以下］
　Ｓは、硫化物として存在し、鋼の極限変形能を低下させることから、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、Ａ３変態点が上昇し、ミクロ組織中に多量のフェライトを含んでしまうため、所望のＹＲを実現することが困難になる。そのため、Ａｌの含有量は０．１００％以下にする必要がある。なお、Ａｌの含有量の下限は特に規定しないが、連続焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することから、Ａｌの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ａｌの含有量は０．１００％以下とする。Ａｌの含有量は好ましくは０．００１％以上とする。Ａｌの含有量は好ましくは０．０５０％以下とする。
　［Ｎ：０．０１００％以下］
　Ｎは、窒化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、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、鋼板の極限変形能を低下させることから、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、鋼板表面のＭｎ偏析部に存在するＭｎＳの個数密度を低下することができる。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（ｘＴｉ，ｅｆｆ）が０．００１以上］
　有効Ｔｉモル分率（ｘＴｉ，ｅｆｆ）＝ｘＴｉ－ｘＮ－ｘＳ・・・（１）
なお、式中のｘＴｉ、ｘＮ、ｘＳ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、鋼板表面のＭｎ偏析部に存在するＭｎＳの個数密度を低下し、良好な曲げ性を実現することができる。こうした効果を得るために、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。なお、モル分率とは、質量％として含有する成分をモル分率に換算したものである。
　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、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、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ので、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。
　［Ｂ：０．０１００％以下］
　Ｂは、０．０１００％以下であれば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せず、鋼板の極限変形能を低下させないことから、曲げ性が低下しない。そのため、Ｂの含有量は０．０１００％以下にすることが好ましい。なお、Ｂの含有量の下限は特に規定しないが、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％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｂを含有する場合には、その含有量は０．０１００％以下とする。Ｂの含有量は、より好ましくは０．０００３％以上とする。Ｂの含有量は、さらに好ましくは０．００８０％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、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、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、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、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、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、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、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、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、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、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：８０％以上９９％以下］
　マルテンサイトの面積率が８０％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。さらに、板幅方向の硬度分布を不均一にしてしまうため、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差が１５を超え、さらに鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度が７回を超えてしまい、曲げ性が低下する。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８０％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８５％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８７％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２０％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２０％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。さらに、板幅方向の硬度分布を不均一にしてしまうため、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差が１５を超え、さらに鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度が７回を超えてしまい、曲げ性が低下する。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２０％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。マルテンサイトの面積率は、好ましくは１８％以下とする。マルテンサイトの面積率は、より好ましくは２％以上とする。マルテンサイトの面積率は、好ましくは１５％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）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。ここで、各構成組織とは、フェライト（ベイニティックフェライト）、マルテンサイト（焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及び焼入れマルテンサイト）を意味する。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）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。
　鋼板表面から板厚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。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。
　［鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度：０．１０％以上０．６０％以下］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。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鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置における元素の濃度を制御することが重要である。特に鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度を低下することで、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、鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度を０．６０％以下にする必要がある。一方、鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度が０．１０％未満では、板幅方向のマルテンサイトの硬度分布を不均一にしてしまう。そのため、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差が１５を超え、さらに鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度が７回を超えてしまい、曲げ性が低下する。したがって、鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度は０．１０％以上０．６０％以下とする。鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度は、好ましくは０．１５％以上とする。鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度は、好ましくは０．５５％以下とする。鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度は、より好ましくは０．２０％以上とする。鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度は、好ましくは０．５０％以下とする。このＳｉ濃度の単位は質量％である。
　ここで、鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度の測定方法は、以下の通りである。
　鋼板から、圧延方向に２０ｍｍ、幅方向に２０ｍｍのサンプルを切断で採取する。高強度鋼板の表面を測定面とし、グロー放電発光分光法（Ｇｌｏｗ　Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ　ｏｐｔｉｃａｌ　ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：以下、ＧＤＳ）により測定する。このとき、高周波放電圧力３００Ｐａ、高周波出力３５Ｗ、パルス周波数１００Ｈｚの条件で、板厚方向に沿ってＳｉの濃度を分析する。鋼板表面から５μｍ位置におけるＳｉ濃度を平均し、板厚表面から５μｍ位置におけるＳｉ濃度として算出する。なお、測定データのＳｉ濃度への変換は、検量線法により行う。
　［鋼板表面のＭｎ偏析部に存在するＭｎＳの個数密度：５．０個／ｍｍ２以下］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。曲げ性を制御するためには鋼板表面のＭｎ偏析部、つまり周囲と比較して硬いマルテンサイトを含む領域に存在する介在物の個数密度を制御することが重要である。鋼板表面のＭｎ偏析部に存在するＭｎＳの個数密度を低下することで、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、鋼板表面のＭｎ偏析部に存在するＭｎＳの個数密度を５．０個／ｍｍ２以下にする必要がある。なお、鋼板表面のＭｎ偏析部に存在するＭｎＳの個数密度の下限は特に限定しないが、ＭｎＳの個数密度は低いほど好ましく、０．０個／ｍｍ２であっても本開示の効果は得られる。したがって、鋼板表面のＭｎ偏析部に存在するＭｎＳの個数密度は５．０個／ｍｍ２以下とする。鋼板表面のＭｎ偏析部に存在するＭｎＳの個数密度は、好ましくは０．０個／ｍｍ２以上とする。鋼板表面のＭｎ偏析部に存在するＭｎＳの個数密度は、好ましくは４．０個／ｍｍ２以下とする。
　ここで、鋼板表面のＭｎ偏析部に存在するＭｎＳの個数密度の測定方法は、以下の通りである。
　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、Ｒ／ｔが約４．５即ち、４．３～４．７となるＲで曲げ試験を実施し、曲げ頂点の稜線部におけるき裂を含むように圧延方向に２０ｍｍ、幅方向に５ｍｍのサンプルを切断で採取する。曲げ外側の表面を観察面とし、ダイヤモンドペーストを用いて当該観察面に鏡面研磨を施す。ついで、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ；Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）（ＪＸＡ－８２３０：日本電子（株）製）により測定する。このとき、加速電圧：１５ｋＶ、測定領域：圧延方向１．２ｍｍ×幅方向１．０ｍｍ、照射電流：１．０×１０－７Ａの条件で、Ｍｎ及びＳを３視野測定する。なお、測定データのＣ濃度への変換は、検量線法により行う。そして、得られた３視野について、Ｍｎ元素でマッピングした際に、Ｍｎが多く検出されている場所をＭｎ偏析部として特定する。さらにＳ元素でマッピングすることにより、Ｍｎ偏析部におけるＳの濃化部、つまりＭｎＳを特定し、その個数を評価する。得られたＭｎ偏析部に存在するＭｎＳの個数を測定面積１．２ｍｍ２で除すことで、鋼板表面のＭｎ偏析部に存在するＭｎＳの個数密度として算出する。
　［鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差：１５以下］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。曲げ性を制御するためには鋼板表面の硬さ分布を均一にすることが重要で、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差を低下することで、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、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差を１５以下にする必要がある。なお、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差の下限は特に限定しないが、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差は低いほど好ましく、０であっても本開示の効果は得られる。したがって、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差は１５以下とする。鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差は、好ましくは０以上とする。鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差は、好ましくは１３以下とする。
　ここで、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差の測定方法は、以下の通りである。
　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、Ｒ／ｔが約４．５即ち、４．３～４．７となるＲで曲げ試験を実施し、曲げ頂点の稜線部におけるき裂を含むように圧延方向に２０ｍｍ、幅方向に５ｍｍのサンプルを切断で採取する。曲げ外側の表面を観察面とし、ダイヤモンドペーストを用いて当該観察面に鏡面研磨を施す。ついで、鏡面研磨後の観察面について、ビッカース硬度計を用いて、荷重１００ｇｆの条件で、１００μｍ間隔で、板幅方向に沿って１１点のビッカース硬さを測定する。なお、測定位置はき裂の端部から圧延方向に５００μｍ離れた位置で、６点目がき裂と平行になるように測定する。得られた結果より、標準偏差を求めることで、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差として算出する。
　［鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度：７回以下］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度を低減することで、所望の曲げ性を実現することができる。こうした効果を得るためには、鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度を７回以下にする必要がある。なお、鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度の下限は特に限定しないが、硬さ変動頻度は低いほど好ましく、０回であっても本開示の効果は得られる。したがって、鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度は７回以下とする。鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度は、好ましくは０回以上とする。鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度は、好ましくは６回以下とする。
　ここで、鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度は、以下の通りである。
　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、Ｒ／ｔが約４．５、即ち４．３～４．７となるＲで曲げ試験を実施し、曲げ頂点の稜線部におけるき裂を含むように圧延方向に２０ｍｍ、幅方向に５ｍｍのサンプルを切断で採取する。曲げ外側の表面を観察面とし、ダイヤモンドペーストを用いて当該観察面の鏡面研磨を施す。ついで、鏡面研磨後の観察面について、ビッカース硬度計を用いて、荷重１００ｇｆの条件で、１００μｍ間隔で、板幅方向に沿って１１点のビッカース硬さを測定する。なお、測定位置はき裂の端部から圧延方向に５００μｍ離れた位置で、６点目がき裂と平行になるように測定する。得られた結果より、鋼板表面をビッカース硬度計で板幅方向に測定した硬さ分布を作成する。その硬さ分布において、まず｛（硬さの最大値Ｈｖｍａｘ）－（硬さの最小値Ｈｖｍｉｎ）｝／２の値を計算する。｛（硬さの最大値Ｈｖｍａｘ）－（硬さの最小値Ｈｖｍｉｎ）｝／２の値を基準の変動量として硬さが基準の変動量以上に上下に変動した場合を夫々１回とし、硬さを測定した領域（長さ１１００μｍ）での硬さ変動の回数を測定する。つまり、硬さが前記基準の変動量以上に上に変動した場合を１回、下に変動した場合を１回と夫々数える。したがって、上下に１回ずつ変動した場合の硬さ変動頻度は２回となる。
　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の残部組織を含んでも良い。残部組織として、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。ここで、準安定炭化物とは、例えば、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／ｍ２の溶融亜鉛めっき層、これがさらに合金化された合金化溶融亜鉛めっき層を有することが好ましい。また、めっき層が溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中のＦｅ含有量が７質量％未満であり、合金化溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中のＦｅ含有量は７～２０質量％であり得る。
　次に、本開示の高強度鋼板の製造方法について説明する。
　まず、上述した成分組成を有する鋼素材を溶製して鋼スラブを製造する。本開示において、鋼素材の溶製方法は特に限定されず、転炉や電気炉等、公知の溶製方法いずれもが適合する。また、鋼スラブ（スラブ）は、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造することも可能である。また、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、冷却しないで温片のままで加熱炉に装入する、又は、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
　次いで、鋼スラブを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２０ｍｉｎ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、鋼板表面からのＳｉ脱離を促進し、鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度を低減することができる。また、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遅くすることで、鋳造時に形成したＭｎ偏析を低減し、鋼板表面のＭｎ偏析部に存在するＭｎＳの個数密度を低減できる。さらに、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差を低減し、鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度を低減することができる。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５℃／ｍｉｎ以上とすることが好ましい。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、鋼板表面からのＳｉ脱離を促進し、鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度を低減することができる。また、スラブ加熱温度を高くすることで、鋳造時に形成したＭｎ偏析を低減し、鋼板表面のＭｎ偏析部に存在するＭｎＳの個数密度を低減する。また、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差を低減したり、鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度を低減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するために、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：２０ｍｉｎ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２０ｍｉｎ以上と長くすることで、鋼板表面からのＳｉ脱離を促進し、鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度を低減することができる。また、１１００℃から前記スラブ加熱温度までの滞留時間を長くすることで、鋳造時に形成したＭｎ偏析を低減し、鋼板表面のＭｎ偏析部に存在するＭｎＳの個数密度を低減する。１１００℃から前記スラブ加熱温度までの滞留時間を長くすることで、さらに、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差を低減したり、鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度を低減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２０ｍｉｎ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するために、１００ｍｉｎ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２０ｍｉｎ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３０ｍｉｎ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１００ｍｉｎ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。
　［仕上げ圧延の最終パスの圧下率：９％以上１５％以下］
　［最終パスの１つ前のパスの圧下率：１５％以上２１％以下］
　［最終パスの２つ前のパスの圧下率：２１％以上２７％以下］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。最終パスの１つ前のパスの圧下率を、最終パスの圧下率以上、かつ、最終パスの２つ前のパスの圧下率を、最終パスの１つ前の圧下率以上とする。これにより、鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差、および鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度を適正に制御することができる。
　仕上げ圧延の最終パスの圧下率が９％未満では、熱延時における鋼板表面のオーステナイト粒径が粗大、つまり焼鈍板における結晶粒径が粗大となるため、鋼板表面へのＳｉの拡散が抑制される。この結果、鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度を低減することができない。また、Ｔｉ析出、つまり硫化物の析出が抑制されるため、鋼板表面のＭｎ偏析部に存在するＭｎＳの個数密度を低減することができない。一方、最終パスの圧下率が１５％を超えると、鋳造時に形成したＭｎ偏析を低減できない。そのため、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差を低減したり、鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度を低減したりすることができない。したがって、仕上げ圧延の最終パスの圧下率は９％以上１５％以下とする。
　最終パスの１つ前の圧下率が１５％未満では、熱延時における鋼板表面のオーステナイト粒径が粗大、つまり焼鈍板における結晶粒径が粗大となるため、鋼板表面へのＳｉの拡散が抑制される。この結果、鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度を低減することができない。また、Ｔｉ析出、つまり硫化物の析出が抑制されるため、鋼板表面のＭｎ偏析部に存在するＭｎＳの個数密度を低減することができない。一方、最終パスの１つ前の圧下率が２１％を超えると、鋳造時に形成したＭｎ偏析を低減できない。そのため、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差を低減したり、鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度を低減したりすることができない。したがって、仕上げ圧延の最終パスの１つ前の圧下率は１５％以上２１％以下とする。
　最終パスの２つ前の圧下率が２１％未満では、熱延時における鋼板表面のオーステナイト粒径が粗大、つまり焼鈍板における結晶粒径が粗大となるため、鋼板表面へのＳｉの拡散が抑制される。この結果、鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度を低減することができない。また、Ｔｉ析出、つまり硫化物の析出が抑制されるため、鋼板表面のＭｎ偏析部に存在するＭｎＳの個数密度を低減することができない。一方、最終パスの２つ前の圧下率が２７％を超えると、鋳造時に形成したＭｎ偏析を低減できない。そのため、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差を低減したり、鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度を低減したりすることができない。したがって、仕上げ圧延の最終パスの２つ前の圧下率は２１％以上２７％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、Ａｒ３変態点以上の仕上げ圧延温度で行うことが好ましい。また、熱間圧延後の巻取温度は、焼鈍後の加工性をより良好とするために、３００℃以上で行うことが好ましく、また７００℃以下で行うことが好ましい。なお、Ａｒ３変態点温度は次式により求める。
Ａｒ３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。
　なお、鋼板表面に加工ひずみを導入し、焼鈍時に鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度を低減する目的で、冷間圧延前の曲げ及び曲げ戻し加工をそれぞれ１回以上行うことが好ましい。冷間圧延前の曲げ及び曲げ戻し加工のそれぞれの回数は特に規定しないが、２回以上行うことが好ましく、３回以上行うことがより好ましい。なお、冷間圧延前の曲げ及び曲げ戻し加工は一般的にロール径として３００～１５００ｍｍのロールを用いて行う。
　［冷間圧延の累積圧下率：２０％以上７５％以下］
　冷間圧延の累積圧下率を増加することで、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２０％以下とすることができる。また、冷間圧延の累積圧下率を増加することで、鋼板表面に剪断帯が多量に導入され、鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度を低減することができる。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７５％を超えると、焼鈍時に生成するオーステナイトの粒径が微細になり、焼鈍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。また、板幅方向の硬度分布を不均一にしてしまうため、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差が１５を超え、さらに鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度が７回を超えてしまい、曲げ性が低下する。したがって、冷間圧延の累積圧下率は２０％以上７５％以下とする。冷間圧延の累積圧下率は、好ましくは２５％以上とする。冷間圧延の累積圧下率は、好ましくは７０％以下とする。冷間圧延の累積圧下率は、より好ましくは２７％以上とする。冷間圧延の累積圧下率は、より好ましくは６０％以下とする。
　上記のようにして得られた冷延板に、焼鈍工程を行う。焼鈍条件は以下のとおりである。
　［２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度：１００℃／ｓ以下］
　２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を低下することで、鋼板表面へＳｉが拡散し、鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度を低減することができる。こうした効果を得るためには、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を１００℃／ｓ以下にする必要がある。なお、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度の下限は特に規定しないが、加熱時のオーステナイト粒径の粗大化を抑制し、ＹＲを適正化する観点から、５℃／ｓ以上であることが好ましく、より好ましくは１０℃／ｓ以上とする。したがって、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度は１００℃／ｓ以下とする。２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度は、好ましくは５℃／ｓ以上とする。２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度は、好ましくは７５℃／ｓ以下とする。２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度は、より好ましくは１０℃／ｓ以上とする。２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度は、より好ましくは５０℃／ｓ以下とする。なお、平均加熱速度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。
　［加熱温度：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、板幅方向の硬度分布を不均一にしてしまうため、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差が１５を超え、さらに鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度が７回を超えてしまい、曲げ性が低下する。さらに、鋼板表面へＳｉが拡散できず、鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度を低減することがでないため、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ない。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が低下することから、１０００℃以下が好ましい。したがって、加熱温度は７８０℃以上とする。加熱温度は、より好ましくは８２０℃以上とする。加熱温度は、さらに好ましくは８３０℃以上とする。加熱温度の上限は、好ましくは１０００℃以下とする。加熱温度の上限は、より好ましくは９８０℃以下とする。なお、加熱温度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。
　［７５０℃以上前記加熱温度以下の滞留時間：１０ｓ以上］
　本開示において、極めて重要な発明構成要件である。７５０℃以上前記加熱温度以下の滞留時間を増加することで、板厚表面からのＳｉ脱離を促進し、鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度を低減することができる。また、鋳造時に形成したＭｎ偏析を低減し、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差を低減したり、鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度を低減したりすることができる。こうした効果を得るために、７５０℃以上前記加熱温度以下の滞留時間を１０ｓ以上にする。なお、７５０℃以上前記加熱温度以下の滞留時間の上限は特に規定しない。しかしながら、７５０℃以上前記加熱温度以下の滞留時間が増加すると、焼鈍後の表層軟化厚みが増加し、ＴＳが低下する場合があることや、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、４００ｓ以下が好ましい。したがって、７５０℃以上前記加熱温度以下の滞留時間は１０ｓ以上とする。７５０℃以上前記加熱温度以下の滞留時間は好ましくは２０ｓ以上とする。７５０℃以上前記加熱温度以下の滞留時間は好ましくは４００ｓ以下とする。７５０℃以上前記加熱温度以下の滞留時間はより好ましくは２５ｓ以上とする。７５０℃以上前記加熱温度までの滞留時間はより好ましくは３００ｓ以下とする。
　［７５０℃以上加熱温度以下における雰囲気の酸素濃度：０．５体積％以上５．０体積％以下（好適条件）］
　焼鈍時、７５０℃以上前記加熱温度以下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板厚表面からのＳｉ脱離を促進し、鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度を低減することができる。また、鋼板表面のＭｎ脱離を促進し、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差を低減したり、鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度を低減したりすることができる。こうした効果を得るためには、７５０℃以上前記加熱温度以下における酸素濃度は、０．５体積％以上が好ましく、１．０体積％以上がより好ましく、１．５体積％以上がさらに好ましい。一方、７５０℃以上前記加熱温度以下における酸素濃度の増加に伴い、焼鈍後の表層軟化厚みが増加し、ＴＳが低下する。したがって、７５０℃以上前記加熱温度以下における酸素濃度は、５．０体積％以下が好ましく、４．５体積％以下がより好ましく、４．０体積％以下がさらに好ましい。なお、上記７５０℃以上前記加熱温度以下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７５０℃以上前記加熱温度以下にある場合に、酸素濃度を上記範囲に調整する。
　［７５０℃以上加熱温度以下における雰囲気の露点：－３５℃以上（好適条件）］
　焼鈍時、７５０℃以上前記加熱温度以下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板厚表面からのＳｉ脱離を促進し、鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度を低減することができる。また、鋼板表面のＭｎ脱離を促進し、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差を低減したり、鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度を低減したりすることができる。こうした効果を得るためには、７５０℃以上前記加熱温度以下における露点は－３５℃以上が好ましく、－３０℃以上がより好ましく、－２５℃以上がさらに好ましい。なお、７５０℃以上前記加熱温度以下における露点の上限は特に規定しない。しかしながら、焼鈍後の表層軟化厚みが増加し、ＴＳが低下することから、７５０℃以上前記加熱温度以下における露点は１５℃以下であることが好ましく、より好ましくは５℃以下とする。なお、７５０℃以上前記加熱温度以下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７５０℃以上前記加熱温度以下にある場合に、露点を上記範囲に調整する。
　［冷却工程］
　焼鈍工程後は、任意で、冷延板を冷却する。加熱温度以下４００℃以上における平均冷却速度は特に限定しないが、５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下とすることが好ましい。また、前記加熱温度以下４００℃以上の温度域において、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）］
　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）］
　冷却工程において、１００℃以上４５０℃以下の温度域の保熱温度で５ｓ以上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。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、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）］
　冷却工程での前記保熱温度で保熱することで、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、冷却工程での前記保熱温度における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、冷却工程での前記保熱温度における保熱時間は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、冷却停止速度は、鋼板表面の温度を基準として測定する。
　なお、２５０℃以下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さらに冷却してもよい。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冷延板を、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することができる。また、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、前記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。
　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／ｍ２（両面めっき）が好ましく、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）は、下記の合金化処理を施すことによりめっき層中のＦｅ濃度を７～１５質量％とすることが好ましい。
　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めっき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。しかし生産性の観点から、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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　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／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、曲げ性および耐スポット溶接部ＨＡＺの鋼板間割れ特性を評価した。その結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　［引張試験］
　引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０２２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。
　［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／ｍ２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、鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度、鋼板表面のＭｎ偏析部に存在するＭｎＳの個数密度を求めた。さらに、鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差、及び、鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度を求めた。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、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、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、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 (11)

  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、および、
    Ｔｉ：０．００２％以上０．２００％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（ｘＴｉ，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８０％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２０％以下である鋼組織と、
    鋼板表面から板厚方向に５μｍ位置におけるＳｉ濃度が０．１０％以上０．６０％以下、
    鋼板表面のＭｎ偏析部に存在するＭｎＳの個数密度が５．０個／ｍｍ２以下、
    鋼板表面のビッカース硬さの標準偏差が１５以下、
    鋼板表面における板幅方向の１１００μｍ当たりの硬さ変動頻度が７回以下である、
    高強度鋼板。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    ｘＴｉ，ｅｆｆ＝ｘＴｉ－ｘＮ－ｘＳ・・・（１）
    なお、式中のｘＴｉ、ｘＮ、ｘＳ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、
    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、
    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に記載の成分組成を有する鋼スラブを、
    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２０ｍｉｎ以上として加熱し、
    次いで、前記鋼スラブに、仕上げ圧延の最終パスの圧下率が９％以上１５％以下、該最終パスの１つ前のパスの圧下率が１５％以上２１％以下、該最終パスの２つ前のパスの圧下率が２１％以上２７％以下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７５％以下として冷間圧延を施して冷延板とし、
    次いで、前記冷延板を７８０℃以上の加熱温度まで加熱する焼鈍工程を行い、その際、２５０℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を１００℃／ｓ以下、かつ７５０℃以上前記加熱温度以下の滞留時間を１０ｓ以上とする、高強度鋼板の製造方法。
  5. 　前記焼鈍工程において７５０℃以上前記加熱温度以下における雰囲気の酸素濃度が０．５体積％以上５．０体積％以下、かつ雰囲気の露点を－３５℃以上とする、請求項４に記載の高強度鋼板の製造方法。
  6. 　前記焼鈍工程に次いでさらに冷却工程を行い、その際、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、請求項４または５に記載の高強度鋼板の製造方法。
  7. 　前記焼鈍工程に次いでさらに冷却工程を行い、その際、１００℃以上４５０℃以下の保熱温度で５ｓ以上保熱する、請求項４または５に記載の高強度鋼板の製造方法。
  8. 　前記焼鈍工程に次いでさらに冷却工程を行い、その際、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、請求項４または５に記載の高強度鋼板の製造方法。
  9. 　請求項４～８のいずれか一項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。
  10. 　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。
  11. 　請求項３に記載の高強度めっき鋼板を少なくとも一部に用いてなる、部材。
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