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JP6950849B2 - 高強度鋼板および衝撃吸収部材ならびに高強度鋼板の製造方法 - Google Patents

高強度鋼板および衝撃吸収部材ならびに高強度鋼板の製造方法 Download PDF

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JP6950849B2
JP6950849B2 JP2021507705A JP2021507705A JP6950849B2 JP 6950849 B2 JP6950849 B2 JP 6950849B2 JP 2021507705 A JP2021507705 A JP 2021507705A JP 2021507705 A JP2021507705 A JP 2021507705A JP 6950849 B2 JP6950849 B2 JP 6950849B2
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由康 川崎
心和 岩澤
心和 岩澤
勇樹 田路
勇樹 田路
船川　義正
義正 船川
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Description

本発明は、自動車分野で使用される衝撃エネルギー吸収部材への適用に好適な高強度鋼板および衝突吸収部材に関する。特に、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有し、かつ優れた均一延性、曲げ性および圧壊特性を有した高強度鋼板および衝突吸収部材ならびに高強度鋼板の製造方法に関する。
近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化によって車体材料の薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となってきている。一方、自動車の衝突安全性向上に対する社会的要求もより一層高くなっており、鋼板の高強度化だけでなく、走行中に衝突した場合の耐衝撃特性（圧壊特性）に優れた鋼板およびその部材の開発も望まれている。
しかしながら、フロントサイドメンバーやリアサイドメンバーに代表される衝撃エネルギー吸収部材は、引張強さ（ＴＳ）が８５０ＭＰａ未満の鋼板の適用に留まっている。これは、高強度化に伴い、局部延性や曲げ性などの成形性が低下するため、衝突試験を模擬する曲げ圧壊試験や軸圧壊試験で割れてしまい、衝撃エネルギーを十分に吸収できないためである。
ここで、高強度かつ高延性の鋼板として、残留オーステナイトの加工誘起変態を利用した高強度鋼板が提案されている。この高強度鋼板は、残留オーステナイトを有した組織を呈し、成形時には残留オーステナイトによって成形が容易であり、かつ成形後には残留オーステナイトがマルテンサイトに変態するため、高強度を備えたものになる。例えば、特許文献１には、引張強さが１０００ＭＰａ以上で、全伸び（ＥＬ）が３０％以上の残留オーステナイトの加工誘起変態を利用した非常に高い延性を有する高強度鋼板が記載されている。また、特許文献２には、高Ｍｎ鋼を用いて、フェライトとオーステナイトの二相域での熱処理を施すことによって、高い強度−延性バランスを実現する発明が記載されている。また、特許文献３には、高Ｍｎ鋼で熱間圧延後組織をベイナイトやマルテンサイトを含む組織とし、焼鈍と焼戻しによって微細な残留オーステナイトを形成させ、さらに、焼戻しベイナイトもしくは焼戻しマルテンサイトを含む組織とすることで局部延性を改善する発明が記載されている。さらに、特許文献４には、最大引張強度（ＴＳ）７８０ＭＰａ以上で衝突時の衝撃吸収部材に適用可能な高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。
特開昭６１−１５７６２５号公報 特開平１−２５９１２０号公報 特開２００３−１３８３４５号公報 特開２０１５−７８３９４号公報
特許文献１に記載の高強度鋼板は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎを基本成分とする鋼板をオーステナイト化した後に、ベイナイト変態温度域内に焼入れて等温保持する、いわゆるオーステンパー処理を行うことによって製造される。このオーステンパー処理によるオーステナイトへのＣの濃化によって残留オーステナイトが生成される。ここで、多量の残留オーステナイトを得るためには含有量が０．３％を超える多量のＣ添加が必要となる。しかしながら、鋼中のＣ量が多くなるとスポット溶接性が低下し、特に含有量が０．３％を超えるようなＣ量ではその低下が顕著になる。このため、特許文献１に記載の高強度鋼板を自動車用鋼板として実用化することは困難である。また、特許文献１に記載の発明は、高強度鋼板の延性を向上させることを主目的としているため、曲げ性および圧壊特性については考慮していない。また、特許文献２に記載の発明は、未変態オーステナイト中へのＭｎ濃化による延性、とくに均一延性の向上は検討しておらず、成形性に改善の余地がある。また、特許文献３に記載の鋼板は、高温で焼戻されたベイナイトもしくはマルテンサイトを多く含む組織であるため、強度確保が難しく、また、局部延性を改善するために残留オーステナイト量が制限されて、全伸びも不十分である。さらに、特許文献４に記載の高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、残留オーステナイト量が２％程度であり、延性、特に、均一延性が低く不十分である。
本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであり、降伏伸び（ＹＰ−ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有し、かつ優れた均一延性、曲げ性および圧壊特性を有した高強度鋼板および衝突吸収部材ならびに高強度鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、降伏伸び（ＹＰ−ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有し、かつ優れた均一延性、曲げ性および圧壊特性を有した高強度鋼板および衝突吸収部材を得るため、鋼板の成分組成および組織制御の観点から鋭意研究を重ねたところ、以下のことを知見した。
すなわち、所定の成分組成を有し、特にＭｎを３．１０質量％以上６．００質量％以下に制御するとともに、鋼組織を、面積率で、フェライトが３０．０％以上８０．０％未満、マルテンサイトが３．０％以上３０．０％以下、体積率で残留オーステナイトが１２．０％以上であり、さらに、フェライトの平均結晶粒径が５．０μｍ以下、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下であり、残留オーステナイト中のＭｎの含有量（質量％）を鋼中のＭｎの含有量（質量％）で除した値が１．５０以上であり、残留オーステナイトの中でアスペクト比が３．０以上の残留オーステナイトが全残留オーステナイトの１５％以上であり、かつ、残留オーステナイトの中でアスペクト比が２．０未満の残留オーステナイが全残留オーステナイトの１５％以上であり、１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値が０．４０以上となるように制御することにより、降伏伸び（ＹＰ−ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有し、かつ優れた均一延性、曲げ性および圧壊特性を有した高強度鋼板および衝突吸収部材を得ることが可能となることがわかった。
本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下、
Ｓｉ：２．００％以下、
Ｍｎ：３．１０％以上６．００％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ａｌ：１．２００％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
鋼組織は、面積率で、フェライトが３０．０％以上８０．０％未満、マルテンサイトが３.０％以上３０.０％以下、体積率で残留オーステナイトが１２．０％以上であり、さらに、前記フェライトの平均結晶粒径が５．０μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下であり、前記残留オーステナイト中のＭｎの含有量(質量％)を鋼中のＭｎの含有量(質量％)で除した値が１．５０以上であり、前記残留オーステナイトの中でアスペクト比が３．０以上の残留オーステナイトが全残留オーステナイトの１５％以上であり、かつ、前記残留オーステナイトの中でアスペクト比が２．０未満の残留オーステナイトが全残留オーステナイトの１５％以上であり、１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値が０．４０以上である、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
［２］［１］に記載の高強度鋼板において、成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｍｎ：３．１０％以上６．００％以下、
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００１％以上１．２００％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
鋼組織は、面積率で、フェライトが３０．０％以上８０．０％未満、マルテンサイトが３.０％以上３０.０％以下、体積率で残留オーステナイトが１２．０％以上であり、さらに、前記フェライトの平均結晶粒径が５．０μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下であり、前記残留オーステナイト中のＭｎの含有量(質量％)を鋼中のＭｎの含有量(質量％)で除した値が１．５０以上であり、前記残留オーステナイトの中でアスペクト比が３．０以上の残留オーステナイトが全残留オーステナイトの１５％以上であり、かつ、前記残留オーステナイトの中でアスペクト比が２．０未満の残留オーステナイトが全残留オーステナイトの１５％以上であり、１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値が０．４０以上である、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
［３］［１］または［２］に記載の高強度鋼板において、成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｖ：０．５００％以下、
Ｗ:０．５００％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｎｉ：１．０００％以下、
Ｃｒ：１．０００％以下、
Ｍｏ：１．０００％以下、
Ｃｕ：１．０００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ:０．２００％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｚｒ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０．００５０％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、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
［４］［３］に記載の高強度鋼板において、成分組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００２％以上０．２００％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．２００％以下、
Ｖ：０．００５％以上０．５００％以下、
Ｗ:０．０００５％以上０．５００％以下、
Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下、
Ｎｉ：０．００５％以上１．０００％以下、
Ｃｒ：０．００５％以上１．０００％以下、
Ｍｏ：０．００５％以上１．０００％以下、
Ｃｕ：０．００５％以上１．０００％以下、
Ｓｎ：０．００２％以上０．２００％以下、
Ｓｂ:０．００２％以上０．２００％以下、
Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｚｒ：０．０００５％以上０．００５０％以下、
Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％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、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
［５］［１］〜［４］のいずれかに記載の高強度鋼板において、鋼中拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下である、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
［６］［１］〜［５］のいずれかに記載の高強度鋼板が、鋼板の表面に亜鉛めっき層を有する、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
［７］［１］〜［５］のいずれかに記載の高強度鋼板が、鋼板の表面にアルミニウムめっき層を有する、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
［８］曲げ圧壊して変形することにより衝撃エネルギーを吸収する衝撃吸収部を有する衝撃吸収部材であって、前記衝撃吸収部が［１］〜［７］のいずれかに記載の高強度鋼板からなる衝撃吸収部材。
［９］軸圧壊して蛇腹状に変形することにより衝撃エネルギーを吸収する衝撃吸収部を有する衝撃吸収部材であって、前記衝撃吸収部が［１］〜［７］のいずれかに記載の高強度鋼板からなる衝撃吸収部材。
［１０］［１］〜［４］のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、熱延鋼板に酸洗処理を施し、Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持後、５５０℃から４００℃までの温度域内を５℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却し、次いで、冷間圧延し、得られた冷延鋼板を、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を８℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温し、Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２０秒以上３６００秒以下保持する高強度鋼板の製造方法。
［１１］［６］に記載の高強度鋼板の製造方法であって、熱延鋼板に酸洗処理を施し、Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持後、５５０℃から４００℃までの温度域内を５℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却し、次いで、冷間圧延し、得られた冷延鋼板を、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を８℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温し、Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２０秒以上３６００秒以下保持し、引き続き溶融亜鉛めっき処理もしくは電気亜鉛めっき処理を施す高強度鋼板の製造方法。
［１２］［７］に記載の高強度鋼板の製造方法であって、熱延鋼板に酸洗処理を施し、Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持後、５５０℃から４００℃までの温度域内を５℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却し、次いで、冷間圧延し、得られた冷延鋼板を、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を８℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温し、Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２０秒以上３６００秒以下保持し、引き続き溶融アルミニウムめっき処理を施す高強度鋼板の製造方法。
［１３］前記Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２０秒以上３６００秒以下保持後、引き続き５０℃以上３００℃以下の温度域内で１８００秒以上２５９２００秒以下保持する［１０］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［１４］前記めっき処理後、５０℃以上３００℃以下の温度域内で１８００秒以上２５９２００秒以下保持する［１１］または［１２］に記載の高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、降伏伸び（ＹＰ−ＥＬ）が１．０％以上、９８０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有し、かつ優れた均一延性、曲げ性および圧壊特性を有した高強度鋼板および衝突吸収部材が得られる。
以下、本発明の高強度鋼板および衝突吸収部材について説明する。
まず、本発明の高強度鋼板における、鋼の成分組成を限定した理由について説明する。
Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下
Ｃは、マルテンサイト等の低温変態相を生成させて、鋼板の引張強さを上昇させるために必要な元素である。また、Ｃは、残留オーステナイトの安定性を向上させ、鋼板の延性、特に、均一延性を向上させるのに有効な元素である。Ｃの含有量が０．０３０％未満である場合、所望のマルテンサイトの面積率を確保することが難しく、所望の引張強さが得られない。また、十分な残留オーステナイトの体積率を確保することが難しく、良好な延性、特に、良好な均一延性が得られない。一方、含有量０．２５０％を超えてＣを過剰に含有すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、鋼板の延性、特に、均一延性が低下するだけでなく、各種曲げ変形時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加する。さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、鋼板の曲げ性が低下する。また、溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接部の機械的特性が低下するため、スポット溶接性やアーク溶接性等が劣化する。こうした観点から、Ｃの含有量は、０．０３０％以上０．２５０％以下とする。好ましくは０．０８０％以上であり、好ましくは０．２００％以下とする。
Ｓｉ：２．００％以下
Ｓｉは、フェライトの固溶強化によって鋼板の引張強さを上昇させるために必要な元素である。また、Ｓｉは、フェライトの加工硬化能を向上させるため、良好な延性、特に、良好な均一延性の確保に有効である。Ｓｉの含有量が０．０１％に満たないとその効果が乏しくなるため、Ｓｉの含有量の下限を０．０１％とすることが好ましい。一方、含有量が２．００％を超えるＳｉの過剰な含有は、表面品質の低下を引き起こし、また、１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値が所望の値を得られず、良好な曲げ性および圧壊特性が得られない。そのため、Ｓｉの含有量は、２．００％以下とする。好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。好ましくは１．６０％以下とする。
Ｍｎ：３．１０％以上６．００％以下
Ｍｎは、本発明において極めて重要な添加元素である。Ｍｎは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、良好な延性、特に、均一延性の確保に有効であり、さらに、固溶強化によって鋼板の引張強さを上昇させる元素である。このような作用は、Ｍｎの含有量が３．１０％以上で認められる。一方、含有量が６．００％超のＭｎの過剰な含有は、表面品質の低下を引き起こし、また、１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値が所望の値を得られず、良好な曲げ性および圧壊特性が得られない。こうした観点から、Ｍｎの含有量は、３．１０％以上６．００％以下とする。好ましくは３．４０％以上であり、好ましくは５．２０％以下とする。
Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、固溶強化の作用を有し、所望の引張強さに応じて含有できる元素である。また、Ｐは、フェライト変態を促進するために複合組織化にも有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｐの含有量を０．００１％以上にすることが好ましい。一方、Ｐの含有量が０．１００％を超えると、溶接性の劣化を招くとともに、溶融亜鉛めっきを合金化処理する場合には、合金化速度を低下させ、溶融亜鉛めっきの品質を損なう。したがって、Ｐの含有量は、０．１００％以下とする。好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．００５％以上である。好ましくは０．０５０％以下とする。
Ｓ：０．０２００％以下
Ｓは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼板を脆化させるとともに、硫化物として存在して鋼板の曲げ性を低下させる。そのため、Ｓの含有量は、０．０２００％以下、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下とする必要がある。生産技術上の制約から、Ｓの含有量は０．０００１％以上にすることが好ましい。
Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは、鋼板の耐時効性を劣化させる元素である。特に、Ｎの含有量が０．０１００％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。Ｎの含有量は少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００５％以上に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。好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上である。好ましくは０．００７０％以下とする。
Ａｌ：１．２００％以下
Ａｌは、フェライトとオーステナイトの二相域を拡大させ、機械的特性の焼鈍温度依存性の低減、つまり、材質安定性に有効な元素である。Ａｌの含有量が０．００１％に満たないとその添加効果に乏しくなるので、下限を０．００１％とすることが好ましい。また、Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼板の清浄度に有効な元素であり、脱酸工程で含有させることが好ましい。しかしながら、含有量が１．２００％を超えるＡｌの多量の含有は、連続鋳造時の鋼片割れ発生の危険性が高まり、製造性を低下させる．こうした観点から、Ａｌの含有量は、１．２００％以下とする。好ましくは０．００１％以上であり、より好しくは０．０２０％以上であり、さらに好ましくは０．０３０％以上である。好ましくは１．０００％以下であり、より好ましくは０．８００％以下とする。
また、上記の成分に加えて、質量％で、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．５００％以下、Ｗ：０．５００％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｎｉ：１．０００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１００％以下、Ｚｒ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有してもよい。
Ｔｉ：０．２００％以下
Ｔｉは、鋼板の析出強化に有効であり、フェライトの強度を向上させることで硬質第２相（マルテンサイトもしくは残留オーステナイト）との硬度差を低減でき、良好な曲げ性を確保可能である。また、マルテンサイトや残留オーステナイトの結晶粒を微細化し、良好な曲げ性が得られる。その効果を得るために、０．００２％以上の含有量が好ましい。しかしながら、含有量が０．２００％を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、各種曲げ試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、鋼板の曲げ性が低下する。したがって、Ｔｉを含有する場合には、Ｔｉの含有量は、０．２００％以下とする。好ましくは、０．００２％以上であり、より好ましくは０．００５％以上である。好ましくは０．１００％以下とする。
Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．５００％以下、Ｗ：０．５００％以下
Ｎｂ、Ｖ、Ｗは、鋼の析出強化に有効である。また、フェライトの強度を向上させることで硬質第２相（マルテンサイトもしくは残留オーステナイト）との硬度差を低減でき、良好な曲げ性を確保可能である。また、マルテンサイトや残留オーステナイトの結晶粒を微細化し、良好な曲げ性が得られる。これらの効果を得るために、Ｎｂ、Ｗ、Ｖいずれも０．００５％以上の含有量が好ましい。しかしながら、Ｎｂは含有量０．２００％、Ｖ、Ｗは含有量がそれぞれ０．５００％を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、曲げ性試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、鋼板の曲げ性が低下する。したがって、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂの含有量は０．２００％以下とする。好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。好ましくは０．１００％以下とする。また、Ｖ、Ｗを含有する場合は、Ｖ、Ｗの含有量はいずれも０．５００％以下とする。好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。好ましくは０．１００％以下とする。
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成および成長を抑制し、各相の結晶粒微細化効果によって鋼板の曲げ性を向上させる。その効果を得るため、０．０００３％以上の含有量が好ましい。しかしながら、Ｂの含有量が０．００５０％を超えると鋼板の延性が低下する。したがって、Ｂを含有する場合、Ｂの含有量は、０．００５０％以下とする。好ましくは０．０００３％以上であり、より好ましくは０．０００５％以上である。好ましくは０．００３０％以下とする。
Ｎｉ：１．０００％以下
Ｎｉは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、良好な延性、特に、均一延性の確保に有効であり、さらに、固溶強化によって鋼板の強度を上昇させる元素である。その効果を得るため、０．００５％以上の含有量が好ましい。一方、含有量が１．０００％を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、曲げ性試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、鋼板の曲げ性が低下する。したがって、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉの含有量は、１．０００％以下とする。
Ｃｒ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下
Ｃｒ、Ｍｏは、鋼板の強度と延性のバランスを向上させる作用を有するので必要に応じて含有することができる。その効果を得るため、含有量がそれぞれ０．００５％以上が好ましい。しかしながら、含有量１．０００％を超えて過剰に含有すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、曲げ性試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、鋼板の曲げ性が低下する。したがって、これらの元素を含有する場合には、含有量はそれぞれ１．０００％以下とする。
Ｃｕ：１．０００％以下
Ｃｕは、鋼板の強化に有効な元素であり、必要に応じて含有することができる。その効果を得るため、０．００５％以上の含有量が好ましい。一方、含有量１．０００％を超えて含有すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、曲げ性試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、鋼板の曲げ性が低下する。したがって、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕの含有量は１．０００％以下とする。
Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下
ＳｎおよびＳｂは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる鋼板表層の数十μｍ程度の領域の脱炭を抑制する観点から、必要に応じて含有することができる。窒化や酸化を抑制することにより、鋼板表面においてマルテンサイトの面積率が減少することを抑制できるので、鋼の強度や材質安定性の確保に有効である。この効果を得るため、含有量はそれぞれ０．００２％以上とすることが好ましい。一方で、これらいずれの元素についても、含有量０．２００％を超えて過剰に添加すると鋼板の靭性の低下を招く。したがって、これらの元素を含有する場合には、含有量はそれぞれ０．２００％以下とする。
Ｔａ：０．１００％以下
Ｔａは、ＴｉやＮｂと同様に、合金炭化物や合金炭窒化物を生成して鋼の高強度化に寄与する。加えて、Ｔａは、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ、Ｔａ）（Ｃ、Ｎ）のような複合析出物を生成することで析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化による鋼板の強度への寄与を安定化させる効果があると考えられる。前述の析出物安定化の効果を得るため、Ｔａの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方で、Ｔａを過剰に含有しても析出物安定化効果が飽和する上、合金コストも増加する。したがって、Ｔａを含有する場合には、Ｔａの含有量は０．１００％以下とする。
Ｚｒ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下
Ｚｒ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し、鋼板の曲げ性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。この効果を得るためには、それぞれ０．０００５％以上の含有量が好ましい。しかしながら、それぞれ含有量が０．００５０％を超える過剰な含有は、介在物等の増加を引き起こし、表面および内部欠陥等を引き起こす。したがって、Ｚｒ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを含有する場合は、含有量はそれぞれ０．００５０％以下とする。
なお、残部はＦｅおよび不可避的不純物とする。
次に、本発明の高強度鋼板の鋼組織について説明する。
フェライトの面積率：３０．０％以上８０．０％未満
良好な延性、特に、良好な均一延性を確保するため、さらに、良好な曲げ性を確保するため、フェライトの面積率を３０．０％以上にする必要がある。また、９８０ＭＰａ以上の引張強さを確保するため、軟質なフェライトの面積率を８０．０％未満にする必要がある。フェライトの面積率は、好ましくは３５．０％以上７５．０％以下である。
マルテンサイトの面積率：３．０％以上３０．０％以下
９８０ＭＰａ以上の引張強さを確保するため、硬質なマルテンサイトの面積率を３．０％以上にする必要がある。また、良好な延性、特に、良好な均一延性を確保するため、さらに、良好な曲げ性を確保するため、硬質なマルテンサイトの面積率を３０．０％以下にする必要がある。マルテンサイトの面積率は、好ましくは５．０％以上であり、好ましくは２５．０％以下である。
なお、フェライト、マルテンサイトの面積率は、以下の手順で求めることができる。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、板厚１／４の位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）について、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で、６０μｍ×４５μｍの範囲の視野を１０視野観察する。得られた組織画像を用いて、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて各組織（フェライト、マルテンサイト）の面積率を１０視野分算出し、それらの値を平均して求める。また、上記の組織画像において、フェライトは灰色の組織（下地組織）、マルテンサイトは白色の組織を示している。
残留オーステナイトの体積率：１２．０％以上
残留オーステナイトの体積率は、本発明において極めて重要な構成要件である。特に、良好な均一延性を確保するため、さらに、良好な曲げ性を確保するため、残留オーステナイトの体積率を１２．０％にする必要がある。また、残留オーステナイトの体積率は、好ましくは１４．０％以上である。
なお、残留オーステナイトの体積率は、以下の手順で求めることができる。鋼板を板厚方向の１／４面（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する面）まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度を測定することにより求める。入射Ｘ線にはＭｏＫα線を使用し、残留オーステナイトの｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面のピークの積分強度の、フェライトの｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝面のピークの積分強度に対する、１２通り全ての組み合わせの強度比を算出し、これらの平均値により求めることができる。
フェライトの平均結晶粒径：５．０μｍ以下
フェライトの平均結晶粒径は、本発明において極めて重要な構成要件である。フェライト結晶粒の微細化は、降伏伸び（ＹＰ−ＥＬ）の発現と、鋼板の曲げ性の向上に寄与する。そのため、１．０％以上の降伏伸び（ＹＰ−ＥＬ）と良好な曲げ性を確保するため、フェライトの平均結晶粒径を５．０μｍ以下にする必要がある。フェライトの平均結晶粒径は、好ましくは４．０μｍ以下である。
残留オーステナイトの平均結晶粒径：２．０μｍ以下
残留オーステナイト結晶粒の微細化は、残留オーステナイト自身の安定性向上により、鋼板の延性、特に、均一延性の向上に寄与する。さらに、曲げ性試験時に、曲げ変形により残留オーステナイトから変態した加工誘起マルテンサイトの結晶粒界での亀裂伝播を抑制し、鋼板の曲げ性の向上や曲げ圧壊特性および軸圧壊特性の向上に繋がる。そのため、良好な延性、特に、均一延性、曲げ性や曲げ圧壊特性および軸圧壊特性を確保するためには、残留オーステナイトの平均結晶粒径を２．０μｍ以下にする必要がある。残留オーステナイトの平均結晶粒径は、好ましくは１．５μｍ以下である。
なお、フェライトおよび残留オーステナイトの平均結晶粒径は、上述のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、フェライト粒および残留オーステナイト粒の各々の面積を求め、円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めることができる。残留オーステナイトとマルテンサイトは、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）のＰｈａｓｅ Ｍａｐにより識別した。
残留オーステナイト中のＭｎの含有量（質量％）を鋼中のＭｎの含有量（質量％）で除した値：１．５０以上
残留オーステナイト中のＭｎの含有量（質量％）を鋼中のＭｎの含有量（質量％）で除した値が１．５０以上であることは、本発明において極めて重要な構成要件である。良好な延性、特に、均一延性を確保するためには、Ｍｎが濃化した安定な残留オーステナイトの体積率が多い必要がある。また、室温での曲げ圧壊試験や軸圧壊試験では、高速変形による発熱に加え、一部、残留オーステナイトから加工誘起マルテンサイトへの変態発熱も生じ、自己発熱だけで１５０℃以上となる。１５０℃でのオーステナイトは加工誘起マルテンサイトへ変態し難くなるため、曲げ圧壊および軸圧壊の変形後期まで割れずに潰れ、特に、軸圧壊では鋼板は割れずに蛇腹状に潰れる。このため、高い衝撃吸収エネルギーが得られる。また、１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値も大きくなる。残留オーステナイト中のＭｎの含有量（質量％）を鋼中のＭｎの含有量（質量％）で除した値は、好ましくは１．７０以上である。なお、残留オーステナイト中のＭｎの含有量は、ＦＥ−ＥＰＭＡ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ−Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ；電界放出型電子プローブマイクロアナライザ）を用いて、板厚１／４の位置における圧延方向断面の各相へのＭｎの分布状態を定量化し、３０個の残留オーステナイト粒および３０個のフェライト粒のＭｎ量分析結果の平均値により求めることができる。
残留オーステナイトの中でアスペクト比が３．０以上の残留オーステナイトが全残留オーステナイトの１５％以上であり、かつ、残留オーステナイトの中でアスペクト比が２．０未満の残留オーステナイトが全残留オーステナイトの１５％以上
本発明では、残留オーステナイトの中でアスペクト比が３．０以上の残留オーステナイト（ラス状残留オーステナイト）が全残留オーステナイトの１５％以上であることにより、延性、特に、均一延性ならびに各種曲げ性や曲げ圧壊特性および軸圧壊特性を向上させる。残留オーステナイトの中でアスペクト比が２．０未満の残留オーステナイト（塊状残留オーステナイト）が全残留オーステナイトの１５％以上であることにより、室温での曲げ圧壊試験や軸圧壊試験では、高速変形による発熱に加え、一部、残留オーステナイトから加工誘起マルテンサイトへの変態発熱も生じ、自己発熱だけで１５０℃以上となる。１５０℃でのオーステナイトは加工誘起マルテンサイトへ変態し難くなるため、曲げ圧壊および軸圧壊の変形後期まで割れずに潰れ、特に、軸圧壊では鋼板は割れずに蛇腹状に潰れる。このため、高い衝撃吸収エネルギーが得られる。
１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値が０．４０以上であること
１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値が０．４０以上であることは、本発明において極めて重要な構成要件である。１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値を０．４０以上とすることにより、１５０℃での温間引張試験を施した場合、オーステナイトは加工誘起マルテンサイトへ変態し難くなる。このため、曲げ圧壊および軸圧壊の変形後期まで鋼板は割れずに潰れ、特に、軸圧壊では鋼板は割れずに蛇腹状に潰れ、高い衝撃吸収エネルギーが得られる。そのため、１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値が０．４０以上とする。好ましい値は、０．５０以上である。なお、１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部は、破断部から０．１ｍｍ入った引張試験片長手（鋼板の圧延方向に平行な方向）の板厚１／４断面位置のことをいう。
鋼中拡散性水素量：０．５０質量ｐｐｍ以下
良好な曲げ性を確保するためには、鋼中拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下であることが好ましい。鋼中拡散性水素量は、より好ましくは０．３０質量ｐｐｍ以下の範囲内である。また、鋼中拡散性水素量の算出方法は、焼鈍板より長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取し、めっき層を研削除去後、鋼中の拡散性水素量および拡散性水素の放出ピークを測定した。放出ピークは昇温脱離分析法（Ｔｈｅｒｍａｌ Ｄｅｓｏｒｐｔｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ；ＴＤＳ）で測定し、昇温速度は２００℃／ｈｒとした。なお、３００℃以下で検出された水素を鋼中拡散性水素量とした。また、鋼中拡散性水素量算出に用いる試験片は、自動車部品など加工後の製品、組み立て後の自動車車体などから採取してもかまわず、焼鈍板に限定されない。
本発明の高強度鋼板の鋼組織には、フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイト以外に、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、焼戻しベイナイト、セメンタイト等の炭化物が、面積率で８％以下の範囲で含まれても、本発明の効果が損なわれることはない。
本発明の高強度鋼板は、鋼板の表面に亜鉛めっき層やアルミニウムめっき層を備えてもよい。
次に、本発明の高強度鋼板の製造条件について説明する。
鋼スラブの加熱温度
特に限定はしないが、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下の温度域内にすることが好ましい。鋼スラブの加熱段階で存在している析出物は、最終的に得られる鋼板内では粗大な析出物として存在し、鋼の強度に寄与しないため、鋳造時に析出したＴｉ、Ｎｂ系析出物を再溶解させる必要がある。鋼スラブの加熱温度が１１００℃未満では、炭化物の十分な固溶が困難であり、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大する等の問題が生じる可能性がある。そのため、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上にすることが好ましい。また、スラブ表層の気泡、偏析等の欠陥をスケールオフし、鋼板表面の亀裂、凹凸を減少し、平滑な鋼板表面を達成する観点からも鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上にすることが好ましい。一方、鋼スラブの加熱温度が１３００℃超では、酸化量の増加に伴いスケールロスが増大するため、鋼スラブの加熱温度は１３００℃以下にすることが好ましい。より好ましくは１１５０℃以上であり、より好ましくは１２５０℃以下である。
鋼スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法等により製造することも可能である。また、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延や直接圧延等の省エネルギープロセスも問題なく適用できる。また、鋼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。加熱温度が低い場合は、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等を用いてシートバーを加熱することが好ましい。
熱間圧延の仕上げ圧延出側温度
加熱後の鋼スラブは、粗圧延および仕上げ圧延によって熱間圧延され熱延鋼板となる。このとき、仕上げ圧延出側温度が１０００℃を超えると、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の表面品質が劣化する可能性がある。また、酸洗後に熱延スケールの取れ残り等が一部に存在すると、鋼板の延性や曲げ性に悪影響を及ぼす可能性がある。一方、仕上げ圧延出側温度が７５０℃未満である場合、オーステナイトが未再結晶状態での圧下率が高くなり、異常な集合組織が発達し、最終製品における面内異方性が顕著となり、材質の均一性（材質安定性）が損なわれる可能性がある。したがって、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度は、７５０℃以上１０００℃以下の温度域内にすることが好ましい。より好ましくは８００℃以上であり、より好ましくは９５０℃以下である。
熱間圧延後の巻き取り温度
熱間圧延後の巻き取り温度が７５０℃を超えると、熱延鋼板組織のフェライトの結晶粒径が大きくなり、最終焼鈍板の良好な曲げ性の確保が困難となる可能性がある。また、最終材の表面品質が低下する可能性がある。一方、熱間圧延後の巻き取り温度が３００℃未満である場合、熱延鋼板強度が上昇し、冷間圧延における圧延負荷が増大したり、板形状の不良が発生したりするため、生産性が低下する可能性がある。したがって、熱間圧延後の巻き取り温度は、３００℃以上７５０℃以下の温度域内にすることが好ましい。より好ましくは４００℃以上であり、より好ましくは６５０℃以下である。
なお、熱延時に粗圧延鋼板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。また、粗圧延鋼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、鋼板形状および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０．２５以下の範囲内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の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、一回の酸洗を行っても良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。
酸洗後、熱延鋼板に対して以下の条件で熱処理を施す。
熱延鋼板に対する熱処理：Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持
Ａｃ１変態点未満の温度域、（Ａｃ１変態点＋１５０℃）を超える温度域、および２１６００秒以下で保持する場合、オーステナイト中へのＭｎの濃化が十分に進行せず、最終焼鈍後に十分な残留オーステナイトの体積率の確保や、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下とすることや、残留オーステナイト中のＭｎの含有量（質量％）を鋼中のＭｎの含有量（質量％）で除した値が１．５０以上とすることが困難となり、鋼板の延性、特に、均一延性や曲げ性が低下する可能性がある。また、１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値を０．４０以上に確保し難くなる可能性がある。好ましくは（Ａｃ１変態点＋３０℃）以上であり、好ましくは（Ａｃ１変態点＋１３０℃）以下にする。また、保持時間は２５９２００秒以下が好ましい。２５９２００秒を超えて保持する場合、オーステナイト中へのＭｎの濃化が飽和し、最終焼鈍後の延性、特に、均一延性への効き代が小さくなるだけでなく、コストアップにつながる可能性がある。
熱延鋼板に対する熱処理後の５５０℃から４００℃までの温度域内の平均冷却速度：５℃／時間以上２００℃／時間以下
熱延鋼板の焼鈍処理中にＭｎが濃化したオーステナイトにおいても、長時間保持により粗大化したオーステナイトは５５０℃から４００℃までの温度域内の平均冷却速度が２００℃／時間超の場合、パーライト変態を抑制してしまう。このパーライトの適量の活用は、冷間圧延後の焼鈍処理で微細なフェライトおよび微細な残留オーステナイトになるため、１．０％以上の降伏伸び（ＹＰ−ＥＬ）の確保や、各種曲げ性や曲げ圧壊特性および軸圧壊特性の確保に有効である。また、このパーライトの適量の活用により、最終組織の残留オーステナイトの中でアスペクト比が３．０以上の残留オーステナイト（ラス状残留オーステナイト）が全残留オーステナイトの１５％以上の確保が容易となるため、延性、特に、均一延性ならびに各種曲げ性や曲げ圧壊特性および軸圧壊特性を向上させる。したがって、熱延鋼板の焼鈍処理後の５５０℃から４００℃までの温度域内の平均冷却速度は２００℃／時間以下とする。一方、５５０℃から４００℃までの温度域内の平均冷却速度が５℃／時間未満の場合、最終焼鈍後に十分な残留オーステナイトの体積率の確保が困難、またフェライトおよび残留オーステナイトの結晶粒径が大きくなり、１．０％以上の降伏伸び（ＹＰ−ＥＬ）の確保が難しい。その結果、良好な延性、特に、良好な均一延性、各種曲げ性や曲げ圧壊特性および軸圧壊特性の確保が困難になる可能性がある。好ましくは１０℃／時間以上であり、好ましくは１７０℃／時間以下である。なお、熱延鋼板の焼鈍処理後の５５０℃から４００℃までの温度域内の平均冷却速度は、（５５０℃−４００℃）／（５５０℃から４００℃まで温度降下するのに要した時間、として求めた。
上記熱間圧延後、熱処理した鋼板は、必要に応じて、常法に従って、酸洗処理を施し、冷間圧延して冷延鋼板とする。特に限定はしないが、冷間圧延の圧下率は、２０％以上８５％以下の範囲内にあることが好ましい。圧下率が２０％未満では、未再結晶フェライトが残存し、鋼板の延性の低下を招く可能性がある。一方、圧下率が８５％を超えると、冷間圧延における負荷が増大し、通板トラブルが発生する可能性がある。
次に、得られた冷延鋼板に対して以下の熱処理を施す。
４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を８℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温
４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を８℃／秒未満の平均昇温速度で昇温する場合、回復・再結晶の過度な進行により、組織が粗大化する。このため、最終組織のフェライトの結晶粒径が大きくなり、降伏伸び（ＹＰ−ＥＬ）の発現と、良好な曲げ性の確保が難しい。また、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を５０℃／秒超えの平均昇温速度で昇温する場合、溶け残りのパーライトが多量に残存し、冷延鋼板の２回目焼鈍処理後にマルテンサイトの体積率が過大になる。このため、良好な延性、とくに、均一延性の確保が困難となり、各種曲げ性や曲げ圧壊特性および軸圧壊特性の確保が困難となる。
冷延鋼板に対する１回目の熱処理：Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域で２０秒以上３６００秒以下保持
Ａｃ１変態点未満の温度域および２０秒未満で保持する場合、昇温中に形成される炭化物が溶け残り、十分な体積率のマルテンサイトと残留オーステナイトの確保が困難となり、鋼板の引張強さが低下する可能性がある。さらに、Ａｃ１変態点未満の温度域で保持する場合、残留オーステナイトの中でアスペクト比が２．０未満の残留オーステナイト（塊状残留オーステナイト）が全残留オーステナイトの１５％以上を確保することが困難となる。また、（Ａｃ１変態点＋１５０℃）を超える温度域では、マルテンサイトの体積率が過大になる。さらに、フェライトおよび残留オーステナイトの平均結晶粒径が粗大になり、１．０％以上の降伏伸び（ＹＰ−ＥＬ）が得られず、良好な延性、とくに、均一延性、各種曲げ性や曲げ圧壊特性および軸圧壊特性の確保が困難となる可能性がある。保持する温度域は、好ましくはＡｃ１変態点以上であり、好ましくは（Ａｃ１変態点＋１３０℃）以下である。さらに、３６００秒を超えて保持する場合、フェライトおよび残留オーステナイトの平均結晶粒径が粗大となり、１．０％以上の降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が得られず、良好な延性、とくに、均一延性、各種曲げ性や曲げ圧壊特性および軸圧壊特性の確保が困難となる可能性がある。より好ましくは５０秒以上であり、より好ましくは １８００秒以下である。
冷延鋼板に対する１回目の熱処理後、室温まで冷却する。室温まで冷却後、必要に応じて、常法に従って酸洗処理を施してもよい。また、冷延鋼板に対する１回目の熱処理後、室温まで冷却し、必要に応じて、以下の条件で２回目の熱処理を施してもよい。
冷延鋼板に対する２回目の熱処理：５０℃以上３００℃以下の温度域内で１８００秒以上２５９２００秒以下保持
５０℃未満の温度域または１８００秒未満で保持する場合、鋼中拡散性水素が鋼板から放出されないため、鋼板の各種曲げ性が低下する可能性がある。一方、３００℃超の温度域または２５９２００秒超えで保持する場合、残留オーステナイトの分解によって十分な体積率の残留オーステナイトが得られず、鋼板の延性、とくに、均一延性が低下する可能性がある。なお、冷延鋼板に対する２回目の熱処理後は、室温まで冷却すればよい。また、めっき処理を行った場合、冷延鋼板に対する２回目の熱処理は、後述するめっき処理後に行う。より好ましくは、７０℃以上であり、より好ましくは２００℃以下である。また、より好ましくは３６００秒以上であり、より好ましくは２１６０００秒以下である。
めっき処理を施すこと
上記のようにして得た冷延板に、溶融亜鉛めっき処理や電気亜鉛めっき処理や溶融アルミニウムめっき処理といっためっき処理を施すことで、鋼板表面に亜鉛めっき層やアルミニウムめっき層を備える高強度鋼板を得ることができる。なお、「溶融亜鉛めっき」には、合金化溶融亜鉛めっきも含むものとする。また、めっき処理を行う場合、上述したように、冷延鋼板に対する２回目の熱処理はめっき処理後に必要に応じて行えばよい。
例えば、溶融亜鉛めっき処理を施すときは、焼鈍処理を施した鋼板を４４０℃以上５００℃以下の温度域内の溶融亜鉛めっき浴中に浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。なお、溶融亜鉛めっき浴としては、Ａｌの含有量が０．０８％以上０．１８％以下の範囲内にある溶融亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。溶融亜鉛めっきの合金化処理を施すときは、溶融亜鉛めっき処理後に、４５０℃以上６００℃以下の温度域内で溶融亜鉛めっきの合金化処理を施す。６００℃を超える温度で合金化処理を行うと、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、所望の残留オーステナイトの体積率を確保できず、鋼板の延性、特に、均一延性が低下する場合がある。従って、溶融亜鉛めっきの合金化処理を行うときは、４５０℃以上６００℃以下の温度域内で溶融亜鉛めっきの合金化処理を施すことが好ましい。
また、電気亜鉛めっき処理を施すときは、とくに限定しないが、皮膜厚が５μｍから１５μｍの範囲にすることが好ましい。
また、溶融アルミニウムめっき処理を施すときは、冷延板焼鈍を施して得た冷延板を６６０〜７３０℃のアルミニウムめっき浴中に浸漬し、溶融アルミニウムめっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。また、アルミニウムめっき浴温度がＡｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１００℃以下の温度域に適合する鋼は、溶融アルミニウムめっき処理により、さらに微細で安定な残留オーステナイトが生成されるため、更なる延性、特に、均一延性の向上が可能となる。
なお、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、高強度溶融アルミニウムめっき鋼板および高強度電気亜鉛めっき処理を製造するときは、めっき直前の熱処理より前（例えば熱間圧延巻取後と１回目の熱処理の間、めっき直前の熱処理（３回目の熱処理）とその１つ前の熱処理（２回目の熱処理）の間）に、酸洗処理を施すことにより、最終的に良好なめっき品質が得られる。これは、めっき処理直前の表面に酸化物が存在することが抑制され、その酸化物による不めっきが抑えられるためである。さらに詳細に述べると、熱処理時に易酸化元素（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｉ等）が鋼板表面に酸化物を作り濃化するため、熱処理後の鋼板表面（酸化物直下）に易酸化元素の欠乏層が形成される。その後の酸洗処理で易酸化元素による酸化物を除去すると、鋼板表面には易酸化元素の欠乏層が現れ、その後の３回目熱処理時に易酸化元素の表面酸化が抑制される。
その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、生産性の観点から、上記の焼鈍は、連続焼鈍設備で行うことが好ましい。また、焼鈍、溶融亜鉛めっき、溶融亜鉛めっきの合金化処理等の一連の処理は、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。なお、上記の「高強度溶融亜鉛めっき鋼板」に、形状矯正や表面粗度の調整等を目的にスキンパス圧延を行うことができる。スキンパス圧延の圧下率は、０．１％以上が好ましく、２．０％以下とすることが好ましい。０．１％未満の圧下率では効果が小さく、制御も困難である。また、圧下率が２．０％を超えると、生産性が著しく低下する。なお、スキンパス圧延は、オンラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。また、樹脂や油脂コーティング等の各種塗装処理を施すこともできる。
本発明の高強度鋼板は、自動車における衝撃吸収部材の衝撃吸収部として用いることができる。具体的には、曲げ圧壊して変形することにより衝撃エネルギーを吸収する衝撃吸収部を有する衝撃吸収部材や、軸圧壊して蛇腹状に変形することにより衝撃エネルギーを吸収する衝撃吸収部を有する衝撃吸収部材における衝撃吸収部に、本発明の高強度鋼板を用いることができる。本発明の高強度鋼板からなる衝撃吸収部を有する衝撃吸収部材は、降伏伸び（ＹＰ−ＥＬ）が１．０％以上、９８０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有し、かつ優れた均一延性、曲げ性および圧壊特性を有しており、衝撃吸収に優れている。
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、連続鋳造法にて鋼スラブとした。得られた鋼スラブを熱間圧延した後酸洗し、次いで表２−１、２−２に示す条件で熱延鋼板の熱処理、冷却、冷間圧延、冷延鋼板の熱処理をそれぞれ行った後、高強度冷延鋼板（ＣＲ）を得た。また、一部のものについては、さらに溶融亜鉛めっき処理（溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を行うものも含む）、溶融アルミニウムめっき処理または電気亜鉛めっき処理を施して、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、溶融アルミニウムめっき鋼板（Ａｌ）、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）とした。溶融亜鉛めっき浴は、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）では、Ａｌ：０．１９質量％含有亜鉛浴を使用した。合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）では、Ａｌ：０．１４質量％含有亜鉛浴を使用し、浴温は４６５℃とした。めっき付着量は片面あたり４５ｇ／ｍ２（両面めっき）とし、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度を９質量％以上１２質量％以下の範囲内になるように調整した。さらに、溶融アルミニウムめっき鋼板用の溶融アルミニウムめっき浴の浴温は６８０℃とした。得られた鋼板の鋼組織、引張特性、曲げ性、曲げ圧壊特性および軸圧壊特性を評価した。なお、Ａｃ１変態点は以下の式を用いて求めた。
Ａｃ１変態点（℃）
＝７５１−１６×（％Ｃ）＋１１×（％Ｓｉ）−２８×（％Ｍｎ）−５．５×（％Ｃｕ）
−１６×（％Ｎｉ）＋１３×（％Ｃｒ）＋３．４×（％Ｍｏ）
鋼板の鋼組織については、上述した方法により観察して求めた。
引張特性については、以下の方法により求めた。
室温での引張試験は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようにサンプルを採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１年）に準拠して行い、室温でのＴＳ（引張強さ）、ＥＬ（全伸び）、ＹＰ−ＥＬ（降伏伸び）、Ｕ．ＥＬ（均一伸び）を測定した。また、引張特性は下記の場合を良好と判断した。
＜ＴＳが９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満＞
ＹＰ−ＥＬ≧１．０％、ＥＬ≧２２％、Ｕ．ＥＬ≧１８％
＜ＴＳが１１８０ＭＰａ以上＞
ＹＰ−ＥＬ≧１．０％、ＥＬ≧１８％、Ｕ．ＥＬ≧１４％
また、１５０℃での温間引張試験は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようにサンプルを採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｇ ０５６７（２０１２年）に準拠して行った。１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａと、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂは、いずれもＸ線回折により算出した。
縦壁部曲げ割れを評価する材料試験として、Ｕ曲げ試験後に密着曲げ試験を実施した。幅両端面を研削で仕上げた６０ｍｍＣ（Ｃ方向：鋼板の圧延方向と直角方向に沿った方向）×３０ｍｍＬ（Ｌ方向：圧延方向に沿った方向)のサイズの試験片を用いた。Ｕ曲げ加工は、油圧式曲げ試験機を用いて、いずれの供試材においても割れが発生しないポンチの曲げ半径をＲ＝４ｍｍ、ストローク速度を１５００ｍｍ/ｍｉｎ（高速）で、長手Ｃ方向曲げ（曲げ稜線長さ:３０ｍｍＬ）で実施した。次いで、Ｕ曲げ加工後の試験片に対して密着曲げ加工を行った。密着曲げ加工は、油圧式曲げ試験機を用いて、間に挟むスペーサーの板厚を変化させ、ストローク速度を２０ｍｍ/ｍｉｎ（低速）と１５００ｍｍ/ｍｉｎ（高速）で、押し付け荷重を１０ｔｏｎ、押し付け時間を３秒、Ｕ曲げ加工後の試験片の曲げ稜線と押し付け方向が直角で実施した。なお、スペーサーはその板厚を０．５ｍｍピッチで変化させ、曲げ稜線に沿って０．５ｍｍ以上の割れが発生しない割れ限界のスペーサー板厚とした。割れ限界のスペーサー板厚が５．０ｍｍ以下を良好と判断した。
四つ折り曲げ割れを評価する材料試験として、ハンカチ曲げ加工を実施した。全端面を研削で仕上げた６０ｍｍＣ×１００ｍｍＬのサイズの試験片を用いた。Ｕ曲げ加工は、油圧式曲げ試験機を用いて、ポンチの曲げ半径がいずれの供試材においても割れが発生しないＲ＝４ｍｍで、ストローク速度を１５００ｍｍ/ｍｉｎ（高速）で、長手Ｌ方向曲げ（曲げ稜線長さ:６０ｍｍＣ）を実施した。次いで、Ｕ曲げ加工後の試験片に対して密着曲げ加工を行った。密着曲げ加工は、油圧式曲げ試験機を用いて、いずれの供試材においても割れが発生しないスペーサー厚：５ｍｍで、ストローク速度を比較的高速の１５００ｍｍ／分で、押し付け荷重を１０ｔｏｎ、押し付け時間を３秒、Ｕ曲げ加工後の試験片の曲げ稜線と押し付け方向が直角になるように実施した。次いで、四つ折りにするためのＵ曲げ加工は、得られた二つ折りの密着曲げ加工後のサンプルを９０°回転させ、油圧式曲げ試験機を用いて、ポンチの曲げ半径：Ｒを変化させ、ストローク速度を比較的高速の１５００ｍｍ／ｍｉｎで、長手Ｃ方向曲げ（曲げ稜線長さ：５０ｍｍＬ）とし、密着曲げ加工後の試験片の曲げ稜線と四つ折りにするためのＵ曲げ加工の稜線が直角になるように実施した。四つ折りにするためのＵ曲げ加工において、曲げ頂点内／外部で０．５ｍｍ以上の割れが発生しない割れ限界のＲ／ｔ（ｔ：板厚）を評価し、Ｒ／ｔ≦５．０を良好と判断した。
稜線部曲げ割れを評価する材料試験として、Ｖ曲げ加工後に試験片を９０°回転させて、Ｕ曲げ加工を実施した。試験片については、全端面を研削で仕上げた７５ｍｍＣ×５５ｍｍＬのサイズの試験片を用いた。Ｖ曲げ加工は、島津製作所社のオートグラフを用いて、いずれの供試材においても割れが発生しないポンチの曲げ半径をＲ＝５ｍｍ、ポンチの曲げ角度を９０°、ポンチのストローク速度を２０ｍｍ／分で押し込み、押し付け荷重を１０ｔｏｎ、押し付け時間を３秒で、長手Ｌ方向曲げ（曲げ稜線長さ：７５ｍｍＣ）を実施した。次いで、Ｖ曲げ加工後の試験片を曲げ戻し加工により平坦化した。次いで、Ｖ曲げ加工の曲げ稜線とＵ曲げ加工の稜線が９０°となるようにＵ曲げ加工を実施した。９０°回転Ｕ曲げ加工は、油圧式曲げ試験機を用いて、ポンチの曲げ半径を変化させ、ストローク速度を比較的高速の１５００ｍｍ／分で、長手Ｃ方向曲げ（曲げ稜線長さ：５５ｍｍＬ）で実施した。
稜線部曲げ割れの評価は、山曲げ試験、および谷曲げ試験の２種類の曲げ試験により実施した。山曲げ試験は、先に行うＶ曲げ加工の頂点側と後から行う９０°回転Ｕ曲げ加工の頂点側が同じであり、９０°回転Ｕ曲げ試験片の外側に曲げ稜線位置が存在する。谷曲げ試験は、先に行うＶ曲げ加工の頂点側と後から行う９０°回転Ｕ曲げ加工の頂点側が異なり、それぞれ９０°回転Ｕ曲げ試験片の内側と外側に曲げ稜線位置が存在する。
９０°回転Ｕ曲げ加工後の試験片において、２回曲げ加工が加わる曲げ稜線位置で曲げ先端の割れの有無を確認した。具体的には、山曲げ後の試験片および谷曲げ後の試験片の２種類の曲げ試験の割れ限界のＲ／ｔをそれぞれ求めた。Ｒ／ｔ値が同じ場合は、そのＲ／ｔを稜線部曲げ割れの評価結果とし、Ｒ／ｔ値が異なる場合は、どちらか大きい値のＲ／ｔを稜線部曲げ割れの評価結果とした。０．５ｍｍ以上の割れが発生しない割れ限界のＲ／ｔを評価し、Ｒ／ｔ≦５．０を良好と判断した。
圧壊特性は、以下に示す曲げ圧壊試験を実施し、その変形状況で判定した。曲げ加工によりハット型の断面形状に成形し、同じ種類の鋼板を背板としてスポット溶接により接合した。次に、幅方向に時速３６ｋｍ相当の速度で１００ｋｇｆの錘を衝突させ、圧壊した。その後、部材の変形状況を目視で観察し、割れなく潰れた場合を〇、割れが発生した場合を×と判定した。
圧壊特性について、以下に示す軸圧壊試験を実施し、その変形形態で判定した。曲げ加工によりハット型の断面形状に成形し、同じ種類の鋼板を背板としてスポット溶接により接合した。次に、軸方向に時速３６ｋｍ相当の速度で３００ｋｇｆの重錘を衝突させ、圧壊した。その後、部材の変形状況を目視で観察し、割れなく潰れた場合を〇、割れが発生し場合を×と判定した。
評価結果を以下の表３−１、３−２に示す。
Figure 0006950849
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Claims (14)

  1. 成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下、
    Ｓｉ：２．００％以下、
    Ｍｎ：３．１０％以上６．００％以下、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    Ａｌ：０．００１％以上１．２００％以下を含有し、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
    鋼組織は、面積率で、フェライトが３０．０％以上８０．０％未満、マルテンサイトが３.０％以上３０.０％以下、体積率で残留オーステナイトが１２．０％以上であり、さらに、前記フェライトの平均結晶粒径が５．０μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下であり、前記残留オーステナイト中のＭｎの含有量(質量％)を鋼中のＭｎの含有量(質量％)で除した値が１．５０以上であり、前記残留オーステナイトの中でアスペクト比が３．０以上の残留オーステナイトが全残留オーステナイトの１５％以上であり、かつ、前記残留オーステナイトの中でアスペクト比が２．０未満の残留オーステナイトが全残留オーステナイトの１５％以上であり、１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値が０．４０以上である、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
  2. 請求項１に記載の高強度鋼板において、成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、
    Ｍｎ：３．１０％以上６．００％以下、
    Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
    Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下、
    Ａｌ：０．００１％以上１．２００％以下を含有し、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
    鋼組織は、面積率で、フェライトが３０．０％以上８０．０％未満、マルテンサイトが３.０％以上３０.０％以下、体積率で残留オーステナイトが１２．０％以上であり、さらに、前記フェライトの平均結晶粒径が５．０μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下であり、前記残留オーステナイト中のＭｎの含有量(質量％)を鋼中のＭｎの含有量(質量％)で除した値が１．５０以上であり、前記残留オーステナイトの中でアスペクト比が３．０以上の残留オーステナイトが全残留オーステナイトの１５％以上であり、かつ、前記残留オーステナイトの中でアスペクト比が２．０未満の残留オーステナイトが全残留オーステナイトの１５％以上であり、１５０℃での温間引張試験後の引張試験片の破断部の残留オーステナイトの体積率：Ｖγａを、１５０℃での温間引張試験前の残留オーステナイトの体積率：Ｖγｂで除した値が０．４０以上である、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
  3. 請求項１または２に記載の高強度鋼板において、成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．２００％以下、
    Ｎｂ：０．２００％以下、
    Ｖ：０．５００％以下、
    Ｗ:０．５００％以下、
    Ｂ：０．００５０％以下、
    Ｎｉ：１．０００％以下、
    Ｃｒ：１．０００％以下、
    Ｍｏ：１．０００％以下、
    Ｃｕ：１．０００％以下、
    Ｓｎ：０．２００％以下、
    Ｓｂ:０．２００％以下、
    Ｔａ：０．１００％以下、
    Ｚｒ：０．００５０％以下、
    Ｃａ：０．００５０％以下、
    Ｍｇ：０．００５０％以下、
    ＲＥＭ：０．００５０％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、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
  4. 請求項３に記載の高強度鋼板において、成分組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００２％以上０．２００％以下、
    Ｎｂ：０．００５％以上０．２００％以下、
    Ｖ：０．００５％以上０．５００％以下、
    Ｗ:０．０００５％以上０．５００％以下、
    Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下、
    Ｎｉ：０．００５％以上１．０００％以下、
    Ｃｒ：０．００５％以上１．０００％以下、
    Ｍｏ：０．００５％以上１．０００％以下、
    Ｃｕ：０．００５％以上１．０００％以下、
    Ｓｎ：０．００２％以上０．２００％以下、
    Ｓｂ:０．００２％以上０．２００％以下、
    Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｚｒ：０．０００５％以上０．００５０％以下、
    Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、
    Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下、
    ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％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、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
  5. 請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板において、鋼中拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下である、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
  6. 請求項１〜５のいずれかに記載の高強度鋼板が、鋼板の表面に亜鉛めっき層を有する、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
  7. 請求項１〜５のいずれかに記載の高強度鋼板が、鋼板の表面にアルミニウムめっき層を有する、降伏伸び（ＹＰ-ＥＬ）が１．０％以上、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板。
  8. 曲げ圧壊して変形することにより衝撃エネルギーを吸収する衝撃吸収部を有する衝撃吸収部材であって、前記衝撃吸収部が請求項１〜７のいずれかに記載の高強度鋼板からなる衝撃吸収部材。
  9. 軸圧壊して蛇腹状に変形することにより衝撃エネルギーを吸収する衝撃吸収部を有する衝撃吸収部材であって、前記衝撃吸収部が請求項１〜７のいずれかに記載の高強度鋼板からなる衝撃吸収部材。
  10. 請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、熱延鋼板に酸洗処理を施し、Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持後、５５０℃から４００℃までの温度域内を５℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却し、次いで、冷間圧延し、得られた冷延鋼板を、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を８℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温し、Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２０秒以上３６００秒以下保持する高強度鋼板の製造方法。
  11. 請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法であって、熱延鋼板に酸洗処理を施し、Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持後、５５０℃から４００℃までの温度域内を５℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却し、次いで、冷間圧延し、得られた冷延鋼板を、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を８℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温し、Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２０秒以上３６００秒以下保持し、引き続き溶融亜鉛めっき処理もしくは電気亜鉛めっき処理を施す高強度鋼板の製造方法。
  12. 請求項７に記載の高強度鋼板の製造方法であって、熱延鋼板に酸洗処理を施し、Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２１６００秒超２５９２００秒以下保持後、５５０℃から４００℃までの温度域内を５℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却し、次いで、冷間圧延し、得られた冷延鋼板を、４００℃からＡｃ１変態点までの温度域内を８℃／秒以上５０℃／秒以下の平均昇温速度で昇温し、Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２０秒以上３６００秒以下保持し、引き続き溶融アルミニウムめっき処理を施す高強度鋼板の製造方法。
  13. 前記Ａｃ１変態点以上（Ａｃ１変態点＋１５０℃）以下の温度域内で２０秒以上３６００秒以下保持後、引き続き５０℃以上３００℃以下の温度域内で１８００秒以上２５９２００秒以下保持する請求項１０に記載の高強度鋼板の製造方法。
  14. 前記めっき処理後、５０℃以上３００℃以下の温度域内で１８００秒以上２５９２００秒以下保持する請求項１１または１２に記載の高強度鋼板の製造方法。
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