JP7367893B1 - 高強度鋼板、高強度鋼板を用いてなる部材、部材からなる自動車の骨格構造部品用又は自動車の補強部品、ならびに高強度鋼板及び部材の製造方法 - Google Patents

Abstract

部品強度、延性、伸びフランジ性、剪断端面部の曲げ性及び低温靭性に優れる、高強度鋼板を提供する。所定の成分組成と、板厚１／４位置において、マルテンサイトの面積率が１０％以上８０％以下、ベイナイトの面積率が２％以上７０％以下、フェライトの面積率が８０％以下、残留オーステナイトの面積率が１５％以下、かつマルテンサイトブロック数に対する準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロック数の割合が２％以上である鋼組織と、を有し、板厚１／４位置において、２２５点以上のナノ硬度を測定したとき、ナノ硬度の平均値［Ｈ_ｎ］^aveに対して、ナノ硬度の標準偏差σ_nが０．６０×［Ｈ_ｎ］^ave以下である、高強度鋼板。

Description

本発明は、高強度鋼板、高強度鋼板を用いてなる部材、部材からなる自動車の骨格構造部品用又は自動車の補強部品、ならびに高強度鋼板及び部材の製造方法に関する。

車輌の軽量化によるＣＯ_２排出量削減を図りつつ、耐衝突性能を向上させることを目的として、自動車用鋼板の高強度化が進められている。また、新たな法規制の導入が相次いでいることを背景に、車体強度の増加を目的として、自動車キャビンの骨格を形成する主要な構造部品や補強部品（以下、「自動車の骨格構造部品」ともいう）に対して、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を適用する事例の増加が顕著である。

例えば、特許文献１では、所定の成分組成及びミクロ組織を有し、低温変態相に含まれる鉄炭化物の粒径が５００ｎｍ以下である、高強度鋼板が提案されている。

特開２００８－３０８７１７号公報

自動車の骨格構造部品に用いられる高強度鋼板は、部品強度に優れる（衝突時における衝撃吸収エネルギーが大きい）ことが要求され、鋼板の降伏強さ（ＹＳ）が高いこと、降伏比（ＹＲ＝降伏強さ（ＹＳ）／引張強さ（ＴＳ）が高いことが求められる。また、クラッシュボックス等の部品は、打ち抜き端面や曲げ加工部を有するため、これらの部品に用いる鋼板には、良好な延性、伸びフランジ性及び剪断端面部の曲げ性が要求される。さらに、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を用いた部品を低温環境下で使用する場合には、靭性が悪化し、衝突時に割れが生じるおそれがあるところ、自動車用鋼板については、低温環境下で使用される場合の衝突時の割れを防ぐために、優れた低温靭性が要求される。

高強度鋼板を自動車部品に適用する比率を上げるため、上述した特性を総合的に満足する鋼板が依然として求められている。

本発明は、以上の点を鑑みてなされたものであり、かつ、部品強度、延性、伸びフランジ性、剪断端面部の曲げ性及び低温靭性に優れる、高強度鋼板をその製造方法とともに提供することを目的とする。
また、本発明は、上記の高強度鋼板を用いてなる部材をその製造方法とともに提供することを目的とする。

ここで、「高強度鋼板」とは、後述する引張試験により求める引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の鋼板を意味する。
「部品強度に優れる」とは、後述する引張試験により求める降伏比（ＹＲ）が５５％以上であることを意味する。
「延性に優れる」とは、後述する引張試験により求める全伸び（Ｅｌ）が１０％以上であることを意味する。
「伸びフランジ性に優れる」とは、後述する穴広げ試験により求める穴広げ率（λ）が２０％以上であることを意味する。
「剪断端面部の曲げ性に優れる」とは、後述する剪断端面部を有するサンプルの曲げ試験で求められる限界曲げ半径（Ｒｓ／ｔ）と研削端面部を有するサンプルの曲げ試験で求められる限界曲げ半径（Ｒｇ／ｔ）の比（Ｒｓ／Ｒｇ）が１．５０以下を意味する。
「低温靭性に優れる」とは、後述するシャルピー衝撃試験において、低温靭性パラメータ（Ｐ）が３０００以上であることを意味する。

本発明者らは、鋭意検討した結果、下記構成を採用することにより、上記目的が達成されることを見出し、本発明を完成させた。
すなわち、本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上５．００％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：１．０００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下及び
Ｏ：０．０１００％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
板厚１／４位置において、
マルテンサイトの面積率が１０％以上８０％以下、
ベイナイトの面積率が２％以上７０％以下、
フェライトの面積率が８０％以下、
残留オーステナイトの面積率が１５％以下、かつ
マルテンサイトブロック数に対する準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロック数の割合が２％以上である鋼組織と、
を有し、
板厚１／４位置において、２２５点以上のナノ硬度を測定したとき、ナノ硬度の平均値［Ｈ_ｎ］^aveに対して、ナノ硬度の標準偏差σ_nが０．６０×［Ｈ_ｎ］^ave以下である、
高強度鋼板。
（２）前記準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロックにおける準安定炭化物の個数密度の平均値が１×１０⁶個/ｍｍ^２以上である、上記（１）の高強度鋼板。
（３）前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｖ：０．２００％以下、
Ｔａ：０．１０％以下、
Ｗ：０．１０％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｏ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．１００％以下、
Ｔｅ：０．１００％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下及び
Ｂｉ：０．２００％以下
からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、上記（１）又は（２）の高強度鋼板。
（４）前記高強度鋼板の板厚１／４位置のビッカース硬さに対して、ビッカース硬さが８５％以下の領域であって、前記高強度鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以内の領域である表層軟質層を有し、
前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置及び板厚方向深さの１／２位置のそれぞれにおける板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、
前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、全測定数に対して０．１０以下であり、
前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、
さらに、前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下である、上記（１）～（３）のいずれかの高強度鋼板。
（５）前記高強度鋼板の片面又は両面の表面上において、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ及びＢｉから選択される１種又は２種以上を合計で５０質量％超含む金属めっき層を有する、上記（１）～（４）のいずれかの高強度鋼板。
（６）前記高強度鋼板の片面又は両面の最外層に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量以上含む金属めっき層を有する、上記（１）～（５）のいずれかの高強度鋼板。
（７）上記（１）～（６）のいずれかの高強度鋼板を用いてなる、部材。
（８）上記（７）の部材からなる、自動車の骨格構造部品用又は自動車の補強部品。
（９）上記（１）又は（３）に記載の成分組成を有する鋼スラブに、
平均のひずみ速度が１×１０^－４／s以上１×１０^－１／s以下、総圧下率５０％以上の条件で粗圧延を施した後、仕上げ圧延を施し、次いで巻取り処理を施して、熱延板を得る熱間圧延工程、
次いで、酸洗及び冷間圧延を施して、冷延板を得る酸洗及び冷間圧延工程と、
次いで、加熱温度が７５０℃以上の条件で第１加熱する第１加熱工程と、
次いで、Ｔ_２以上７５０℃以下の温度域における第１冷却速度が２．０℃／ｓ以上の条件で冷却する第１冷却工程と、
次いで、３５０℃以上５５０℃以下の滞留温度Ｔ_２で下記式１で定義されるＦが０．２０以上０．９０以下を満たす滞留時間ｔ（ｓ）の条件で滞炉させる滞炉工程と、
次いで、Ｍｓ－２０℃以下まで冷却する工程であって、Ｍｓ－２０℃以上Ｍs以下の温度域における第２平均冷却速度を５℃／ｓ以上の条件とする第２冷却工程と、
次いで、下記式２を満たす温度Ｘ（℃）と保持時間Ｙ（ｓ）の条件で処理する第２加熱工程と
を含む、高強度鋼板の製造方法。
記
式１：Ｆ＝１－ｅｘｐ（－ｋｔ^ｎ）
ｔ：滞留時間（ｓ）
ｋ、ｎ：前記スラブを第１冷却工程終了までの工程に付して得られる試験片に対して、３５０℃以上５５０℃以下の滞留温度Ｔ_２で保持させて行われるフォーマスター試験の膨張曲線から求められる定数。
式２：７０００≦（２７３＋Ｘ）（２０＋ｌｏｇ(Ｙ/３６００)）≦１３０００
（１０）前記第２加熱工程において、温度Ｘ（℃）が下記式３を満たす、上記（９）の高強度鋼板の製造方法。
記
式３：１００≦Ｘ≦４００
（１１）前記第１加熱工程を露点－３０℃以上の雰囲気下で行う，上記（９）又は（１０）の高強度鋼板の製造方法。
（１２）前記冷間圧延工程後、かつ前記焼鈍工程の前の鋼板の片面もしくは両面において、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ及びＢｉから選択される１種又は２種以上を５０質量％超含む金属めっきを施す工程を含む、上記（９）～（１１）のいずれかの高強度鋼板の製造方法。
（１３）前記第１加熱から第２加熱工程の鋼板に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む金属めっきを施す工程を含む、上記（９）～（１２）のいずれかの製造方法。
（１４）上記（１）～（６）のいずれかの高強度鋼板に、成形加工又は接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を有する、部材の製造方法。

本発明によれば、部品強度、延性、伸びフランジ性、剪断端面部の曲げ性及び低温靭性に優れる高強度鋼板を提供することができる。また、上記の高強度鋼板を用いてなる部材を提供することができる。
さらに、本発明によれば、上記の高強度鋼板及び高強度鋼板を用いてなる部材の製造方法を提供することができる。
加えて、本発明によれば、上記の部材からなる部材からなる自動車の骨格構造部品用又は自動車の補強部品を提供することができる。

炭化物が存在するマルテンサイトの電子回折図形の一例である。 実施例のＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験用サンプルの作製に関する模式図である。図２（ａ）はＶ曲げ加工（一次曲げ加工）に関し、図２（ｂ）は直交ＶＤＡ曲げ（二次曲げ加工）に関する。 実施例の軸圧壊試験用サンプル及び試験に関する模式図である。図３（ａ）は試験用部材の正面図であり、図３（ｂ）は試験用部材の正面図である。図３（ｃ）は軸圧壊試験を示す概略図である。

本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。本発明は、以下の実施形態に限定されない。

［高強度鋼板］
本発明の高強度鋼板（以下、便宜的に、「鋼板」ともいう。）は、後述する成分組成及び鋼組織を有する。

〈成分組成〉
本発明の高強度鋼板の成分組成（以下、便宜的に、「本発明の成分組成」ともいう）について、説明する。本発明の成分組成における「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。

《Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下》
Ｃは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明においては、マルテンサイトの面積率に影響する。Ｃ含有量が少なすぎると、マルテンサイトの面積率が減少し、７８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。このため、Ｃ含有量は、０．０３０％以上であり、０．０４０％以上が好ましく、０．０５０％以上がより好ましい。
一方、Ｃ含有量が多すぎると、残留オーステナイトが過度に増加し、打ち抜き時に残留オーステナイトから生成するマルテンサイトの硬度が大きく上昇する。その結果、穴広げ時の亀裂進展が促進され、穴広げ率が低下して、伸びフランジ性が低下する。また、残留オーステナイトが応力誘起変態することによってＹＲが低下し、部品強度が低下する。このため、Ｃ含有量は、０．５００％以下であり、０．４００％以下が好ましく、０．３００％以下がより好ましい。

《Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下》
Ｓｉは、マルテンサイト中のセメンタイトの析出抑制や固溶強化によって、鋼板の強度を上昇させる成分である。この効果を得るため、Ｓｉ含有量は、０．０１％以上であり、０．０５％以上が好ましく、０．１０％以上がより好ましい。
一方、Ｓｉ含有量が多すぎると、ベイナイト変態時の炭化物析出が著しく抑制され、残留オーステナイトが過度に増加し、打ち抜き時に残留オーステナイトから生成するマルテンサイトの硬度が大きく上昇する。その結果、穴広げ時の亀裂進展が促進され、穴広げ率が低下して、伸びフランジ性が低下する。また、残留オーステナイトが応力誘起変態することによってＹＲが低下し、部品強度が低下する。このため、Ｓｉ含有量は、２．５０％以下であり、２．００％以下が好ましく、１．５０％以下がより好ましい。

《Ｍｎ：０．１０％以上５．００％以下》
Ｍｎは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明においては、マルテンサイトの面積率に影響する。
Ｍｎ含有量が少なすぎると、マルテンサイトの面積率が減少し、７８０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。このため、Ｍｎ含有量は、０．１０％以上であり、０．９０％以上が好ましく、１．８０％以上がより好ましい。
一方、Ｍｎ含有量が多すぎると、オーステナイトが安定化し、残留オーステナイトが過度に増加し、打ち抜き時に残留オーステナイトから生成するマルテンサイトの硬度が大きく上昇する。その結果、穴広げ時の亀裂進展が促進され、穴広げ率が低下して、伸びフランジ性が低下する。また、残留オーステナイトが応力誘起変態することによってＹＲが低下し、部品強度が低下する。このため、Ｍｎ含有量は、５．００％以下であり、４．２０％以下が好ましく、３．６０％以下がより好ましい。

《Ｐ：０．１００％以下》
Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させるため、鋼板の極限変形能を低下させることから、λを低下させ、曲げ性を低下させ得る成分である。このため、Ｐの含有量は０．１００％以下であり、好ましくは０．０７０％以下である。
Ｐの含有量の下限は特に限定されないが、Ｐは固溶強化元素であり、鋼板の強度を上昇さ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。

《Ｓ：０．０２００％以下》
Ｓは、硫化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λを低下させ、曲げ性を低下させ得る成分である。このため、Ｓの含有量は０．０２００％以下であり、好ましくは０．００５０％以下である。
Ｓの含有量の下限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、０．０００１％以上とすることが好ましい。

《Ａｌ：１．０００％以下》
Ａｌは、十分な脱酸を行ない、鋼中介在物を低減させるのに有効な成分であるが、Ａｌ含有量が多すぎると、フェライトが多量に生成し、穴広げ率が低下して、伸びフランジ性を低下させ得る。このため、Ａｌ含有量は、１．０００％以下であり、０．５００％以下が好ましく、０．１００％以下がより好ましい。
一方、安定して脱酸を行なうためには、Ａｌ含有量は、０．０１０％以上が好ましく、０．０１５％以上がより好ましく、０．０２０％以上がさらに好ましい。

《Ｎ：０．０１００％以下》
Ｎは、窒化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λを低下させ、曲げ性を低下させ得る成分である。このため、Ｎの含有量は０．０１００％以下であり、好ましくは０．００５０％以下である。
Ｎの含有量の下限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。

《Ｏ：０．０１００％以下》
Ｏは、酸化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λを低下させ、曲げ性を低下させ得る成分である。このため、Ｏの含有量は０．０１００％以下であり、好ましくは０．００５０％以下である。
Ｏの含有量の下限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、Ｏの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。

《任意成分》
本発明の高強度鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、
Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｏ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．０２０％以下、Ｔｅ：０．０２０％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下及び
Ｂｉ：０．２００％以下
からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素を含有していてもよい。これらの元素は、単独でも、２種以上の組み合わせてでもよい。

Ｔｉ、Ｎｂ又はＶを含有する場合、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下し、ひいてはλが低下し、曲げ性が低下することを回避するため、Ｔｉ、Ｎｂ又はＶの含有量はそれぞれ０．２００％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．１００％以下である。Ｔｉ、Ｎｂ又はＶの含有量の下限は特に限定されないが、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させることから、Ｔｉ、Ｎｂ又はＶの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましい。

Ｔａ又はＷを含有する場合、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能が低下し、ひいてはλが低下し、曲げ性が低下することを回避するため、Ｔａ又はＷの含有量はそれぞれ０．１０％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．０８％以下である。Ｔａ又はＷの含有量の下限は特に限定されないが、熱間圧延時あるいは連続焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させることから、Ｔａ又はＷの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。

Ｂを含有する場合、鋳造時あるいは熱間圧延時において鋼板内部に割れが生成し、鋼板の極限変形能が低下し、ひいてはλが低下し、曲げ性が低下することを回避するため、Ｂの含有量は０．０１００％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．０００３％以上である。Ｂの含有量の下限は特に限定されないが、焼鈍中にオーステナイト粒界に偏析し、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｂの含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。

Ｃｒ、Ｍｏ又はＮｉを含有する場合、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能が低下し、ひいてはλが低下し、曲げ性が低下することを回避するため、Ｃｒ、Ｍｏ又はＮｉの含有量はそれぞれ１．００％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．８０％以下である。Ｃｒ、Ｍｏ又はＮｉの含有量の下限は特に限定されないが、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｒ、Ｍｏ又はＮｉの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。

Ｃｏを含有する場合、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能が低下し、ひいてはλが低下し、曲げ性が低下することを回避するため、Ｃｏの含有量は０．０１０％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．００８％以下である。Ｃｏの含有量の下限は特に限定されないが、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｏの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。

Ｃｕを含有する場合、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能が低下し、ひいてはλが低下し、曲げ性が低下することを回避するため、Ｃｕの含有量は１．００％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．８０％以下である。Ｃｕの含有量の下限は特に限定されないが、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。

Ｓｎを含有する場合、鋳造時あるいは熱間圧延時において鋼板内部に割れが生成し、鋼板の極限変形能が低下し、ひいてはλが低下し、曲げ性が低下することを回避するため、Ｓｎの含有量は０．２００％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．１００％以下である。Ｓｎの含有量の下限は特に限定されないが、Ｓｎは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｓｎの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。

Ｓｂを含有する場合、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能が低下し、ひいてはλが低下し、曲げ性が低下することを回避するため、Ｓｂの含有量は０．２００％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．１００％以下である。Ｓｂの含有量の下限は特に限定されないが、表層軟化層の厚さを制御し、強度調整を可能にする元素であることから、Ｓｂの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。

Ｃａ、Ｍｇ又はＲＥＭを含有する場合、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能が低下し、ひいてはλが低下し、曲げ性が低下することを回避するため、Ｃａ、Ｍｇ又はＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０１００％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．００５０％以下である。Ｃａ、Ｍｇ又はＲＥＭの含有量の下限は特に限定されないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｃａ、Ｍｇ又はＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０００１％以上とすることが好ましい。

Ｚｒ又はＴｅを含有する場合、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能が低下し、ひいてはλが低下し、曲げ性が低下することを回避するため、Ｚｒ又はＴｅの含有量はそれぞれ０．１００％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．０８０％以下である。Ｚｒ又はＴｅの含有量の下限は特に限定されないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｚｒ又はＴｅの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましい。

Ｈｆを含有する場合、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能が低下し、ひいてはλが低下し、曲げ性が低下することを回避するため、Ｈｆの含有量は０．１０％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．０８％以下である。Ｈｆの含有量の下限は特に限定されないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｈｆの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。

Ｂｉを含有する場合、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能が低下し、ひいてはλが低下し、曲げ性が低下することを回避するため、Ｂｉの含有量は０．２００％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．１００％以下である。Ｂｉの含有量の下限は特に限定されないが、偏析を軽減する元素であることから、Ｂｉの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。

本発明の一実施形態に従う高強度鋼板は、上記の必須成分及び場合により任意成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する。ここで、不可避的不純物としては、Ｚｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｇｅ、Ｓｒ及びＣｓが挙げられる。これらの不可避的不純物は、合計で０．１００％以下の量で含有されることが許容される。

〈鋼組織〉
本発明の高強度鋼板の鋼組織について説明する。

《マルテンサイトの面積率：１０％以上８０％以下》
マルテンサイトを含有することにより、７８０ＭＰａ以上のＴＳを容易に実現できる。このため、マルテンサイトの面積率は、１０％以上であり、１５％以上が好ましく、２０％以上がより好ましい。
一方、マルテンサイトが多すぎると、Ｅｌが低下し延性が劣化する。このため、マルテンサイトの面積率は、８０％以下であり、７５％以下が好ましく、７０％以下がより好ましい。

ここで、マルテンサイトは、下部ベイナイト、後述する焼鈍において実施する冷却中に自己焼戻しを生じたマルテンサイト、後述する第２加熱工程により焼戻されたマルテンサイト等を含む。
マルテンサイトの観察位置は、後述するように、鋼板の板厚の１／４位置である。

《ベイナイトの面積率：２％以上７０％以下》
ベイナイトを含有することにより、組織間の硬度差が軽減されλが上昇する。また、界面でのき裂進展を抑制することから低温靭性が向上する。このため、ベイナイトの面積率は、２％以上であり、３％以上が好ましく、４％以上がより好ましい。
一方、ベイナイトが多すぎると、十分な量のマルテンサイト量を確保できず、ＴＳが低下する。このため、ベイナイトの面積率は、７０％以下であり、６０％以下が好ましく、５０％以下がより好ましい。

ここで、ベイナイトは、Ｍｓ以上７００℃以下の温度域で生成する角状に生成したベイニティックフェライト、鉄系炭化物、残留オーステナイトの混合組織である。
ベイナイトの観察位置は、後述するように、鋼板の板厚の１／４位置である。

《フェライトの面積率：８０％以下》
フェライトの面積率を８０％以下とすることで、所望の強度を容易に得ることができる。フェライトの面積率は０％であっても本発明の効果は得られる。一方、フェライトが多すぎると、十分な量のマルテンサイト量を確保できずに、所望のＴＳが得られない。このため、フェライトの面積率は、８０％以下であり、７５％以下が好ましく、７０％以下がより好ましい。一方、Ｅｌを上昇させ、延性をさらに向上するためには、フェライトの面積率は、１０％以上が好ましく、１５％以上がより好ましい。

ここで、フェライトは、比較的高温で生成している軟質なＢＣＣ鉄であり、アロトリオモルフフェライト、イディオモルフフェライトを含む。
フェライトの観察位置は、後述するように、鋼板の板厚の１／４位置である。

マルテンサイト、ベイナイト、フェライトの面積率の測定方法は、以下のとおりである。
まず、鋼板から、その圧延方向に平行な板厚断面（板厚１／４位置のＬ断面）が観察面となるように、サンプルを切り出す。サンプルの観察面を、ダイヤモンドペーストを用いて鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用いて仕上げ研磨を施し、さらに１体積％ナイタールを用いてエッチングすることにより、組織を現出させる。
次いで、サンプルの観察面を、加速電圧１０ｋＶの条件で、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて３０００倍の倍率で観察し、３視野（１視野４０μｍ×３０μｍ）分のＳＥＭ画像を得る。
得られたＳＥＭ画像から、Ａｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ（Ａｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社製）を用いて、各組織の面積率を算出する。具体的には、各組織の面積を測定面積で除して得られる値を、各組織の面積率とする。各組織の面積率を３視野分算出し、それらの平均値を各組織の面積率とする。

ＳＥＭ画像において、フェライトは灰色を呈し、白いコントラストを呈する炭化物を内包しない平坦な組織領域である。
ベイナイトは灰色を呈する角状のベイニティックフェライトと白いコントラストを呈する鉄系炭化物、針状の形状の残留オーステナイトから構成される混合組織領域である。
マルテンサイトは内部に微細な凹凸を有する階層構造を持つ組織である。
これらは互いに識別できる。

《残留オーステナイトの面積率：１５％以下》
残留オーステナイトを少なくすることにより、良好な部品強度及び伸びフランジ性が得られる。このため、残留オーステナイトの面積率は、１５％以下であり、１０％以下が好ましい。下限は特に限定されず、残留オーステナイトの面積率が０％であっても、この効果は得られる。

残留オーステナイトの面積率の測定方法は、以下のとおりである。
まず、鋼板を、その板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）が測定面となるように研削し、その後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨し、サンプルを得る。
サンプルの測定面について、Ｘ線回折装置により、ＣｏのＫα線源を用いて、ｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面及び（３１１）面、ならびに、ｂｃｃ鉄の（２００）面、（２１１）面及び（２２０）面の積分反射強度を測定する。
ｂｃｃ鉄の各面の積分反射強度に対するｆｃｃ鉄の各面の積分反射強度の強度比を求める。９つの強度比の平均値を、残留オーステナイトの体積率とする。。この残留オーステナイトの体積率を３次元的に均一であるとみなして、鋼板の板厚１／４位置での残留オーステナイトの面積率とする。

《残部組織》
本発明の鋼組織は、上述したマルテンサイト、ベイナイト、フェライト及び残留オーステナイト以外の組織（残部組織）を有していてもよい。
残部組織としては、マルテンサイト、ベイナイト、フェライト及び残留オーステナイト以外の組織であって、鋼板の組織として公知の組織が挙げられ、例えば、パーライト、フェライト中に析出した合金炭窒化物等が挙げられる。
なお、ベイナイト中に存在する鉄系炭化物やマルテンサイト中に析出した準安定炭化物及びマルテンサイト中に析出したセメンタイト等の鉄系炭化物は、残部組織に含まれない。
残部組織の面積率は、本発明の効果が損なわれないという理由から、３％以下が好ましい。

《マルテンサイトブロック数に対する準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロック数の割合：２％以上》
マルテンサイトブロック中に析出した準安定炭化物によって、優れた部品強度、延性、剪断端面曲げ性、伸びフランジ性を保ちつつ、低温靭性が向上する。これはマルテンサイトブロック中に析出した準安定炭化物が低温でのき裂の発生、進展を抑制するためであると考えられる。
この効果を得るためには、マルテンサイトブロック数に対する準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロック数の割合（以下、「割合ｐ」ともいう）は、２％以上であり、５％以上が好ましく、１０％以上がより好ましく、２０％以上がさらに好ましい。３０％以上が特に好ましい。割合ｐの上限は、特に限定されず、１００％であってもよい。

ここで、準安定炭化物は、マルテンサイトの焼戻し過程で析出する準安定な炭化物である。準安定炭化物は、例えば、セメンタイト以外のＦｅ炭化物（鉄系炭化物）であり、イプシロン（ε）炭化物、イータ（η）炭化物及びカイ（χ）炭化物からなる群より選ばれる少なくとも１種の炭化物が挙げられる。

マルテンサイトブロック数に対する準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロック数の割合（割合ｐ）の測定方法は、以下のとおりである。
まず、鋼板を、その板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）が観察面となるように研削し、その後、電解研磨して、サンプルを作製する。作製したサンプルの観察面を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて、加速電圧２００ｋＶの条件で、観察する。
マルテンサイトブロックの［１００］方位から電子線を入射すると、母相マルテンサイトの電子回折図形が得られる。隣接するマルテンサイトブロックどうしは、ブロック境界を介して結晶方位が異なるので、明視野像でコントラストが異なることから、互いに区別される。マルテンサイトとフェライト及びベイナイトどうしは、マルテンサイト中には高密度の転位が観察され、フェライト及びベイナイト中は転位密度が比較的低いことから互いに区別される。

図１は、炭化物が存在するマルテンサイトの電子回折図形の一例である。
観察した単一のマルテンサイトブロックに炭化物が存在する場合、図１に示すように、母相マルテンサイト（α）の電子回折図形に加えて、炭化物の電子回折図形が得られる。
図１中、黒丸は、電子線が［１００］方位から入射した場合における、母相マルテンサイトの電子回折斑点、白丸は、炭化物の電子回折斑点を示す。
図１における母相マルテンサイトの電子回折斑点間の距離Ｄ１と、炭化物の電子回折斑点間の距離Ｄ２とから、炭化物の面間隔ｄｃと母相マルテンサイトの面間隔ｄｍとの比ｄｃ／ｄｍを、下記式３を用いて計算する。
式３：ｄｃ／ｄｍ＝Ｄ１／Ｄ２

観察したマルテンサイトブロックについて、炭化物の面間隔ｄｃと母相マルテンサイトの面間隔ｄｍとの比ｄｃ／ｄｍが１．０２０以上１．１５０以下である場合、そのマルテンサイトブロックは、準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロックであると定義する。すなわち、「マルテンサイトブロック数に対する準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロック数の割合」は、「マルテンサイトブロック数に対する比ｄｃ／ｄｍが１．０２０以上１．１５０以下であるマルテンサイトブロック数の割合」といい換えることができる。

母相マルテンサイトの電子回折斑点間の距離Ｄ１は不変の値であるが、炭化物の電子回折斑点間の距離Ｄ２は、その炭化物によって値が変化する。
例えば、炭化物がセメンタイトである場合、距離Ｄ２は距離Ｄ１と等しい。このため、比ｄｃ／ｄｍの値は、１である（Ｄ１／Ｄ２＝ｄｃ／ｄｍ＝１）。
一方、準安定炭化物（ε炭化物など）の距離Ｄ２は、セメンタイトよりも短いので、比ｄｃ／ｄｍ（＝Ｄ１／Ｄ２）値は１よりも大きい。このため、準安定炭化物が存在する場合における比ｄｃ／ｄｍの下限値を「１．０２０」とする。
なお、比ｄｃ／ｄｍの上限については、ε炭化物の距離Ｄ２に基づいて、「１．１５０」と定める。

準安定炭化物は、マルテンサイトブロックの内部に存在してもよいし、ブロック境界などの境界部分に存在してもよいが、マルテンサイトブロックの内部に存在することが好ましい。

５０個のマルテンサイトブロックを観察し、準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロック数を、観察したマルテンサイトブロック数で割った値（準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロック数／５０）を求める。求めた値に１００を乗じることで、マルテンサイトブロック数に対する準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロック数の割合（割合ｐ（％））とする。

《準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロックにおける準安定炭化物の数密度の平均値：１×１０^６個／ｍｍ^２以上》
低温靭性がより優れるという理由から、マルテンサイトブロックにおける準安定炭化物の数密度が高いことが好ましい。これは、準安定炭化物の数密度が高いと、低温でのマルテンサイト中のき裂の進展抵抗がより大きくなるためと考えられる。
具体的には、準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロックにおける準安定炭化物の数密度の平均値（以下、「数密度ｎ」ともいう）は、１×１０^６個／ｍｍ^２以上が好ましく、１０×１０^６個／ｍｍ^２以上がより好ましく、１００×１０^６個／ｍｍ^２以上がさらに好ましい。
数密度ｎの上限は、特に限定されず、数密度ｎ、例えば１０００００００×１０^６個／ｍｍ^２以下であることができ、１００００００×１０^６個／ｍｍ^２以下が好ましく、１０００００×１０^６個／ｍｍ^２以下がより好ましく、１００００×１０^６個／ｍｍ^２以下がさらに好ましい。

準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロックにおける準安定炭化物の数密度の平均値（数密度ｎ）の測定方法は、以下のとおりである。
上述したＴＥＭを用いた割合ｐの測定に際して、準安定炭化物が存在する単一のマルテンサイトブロックにおいて制限視野電子回折図形を取得し、準安定炭化物から得られた電子回折斑点を用いて、暗視野像を得る。暗視野像において、準安定炭化物は、白いコントラストを呈する。

単一のマルテンサイトブロック内部で３００ｎｍ×３００ｎｍの領域を撮影し、準安定炭化物の個数を数える。なお、３００ｎｍ×３００ｎｍの領域に、ブロック境界を介した隣接するマルテンサイトブロックが存在していても構わない。
準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロックの面積を、制限視野電子回折図形を得た単一のマルテンサイトブロックの面積と定義する。隣接するマルテンサイトブロックどうしは、ブロック境界を介して結晶方位が異なるので、明視野像でコントラストが異なることから、互いに区別される。
上記の測定を３視野で行ない、準安定炭化物の個数を、準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロックの面積で除した値（＝準安定炭化物の個数／準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロックの面積）を３視野分求める。それらの平均値を、準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロックにおける準安定炭化物の数密度の平均値（数密度ｎ）とする。

《準安定炭化物の円相当径の平均値：２０ｎｍ以下》
マルテンサイトブロックにおける準安定炭化物の円相当径の平均値が小さいほど、低温でマルテンサイト中でき裂が発生しにくくなるために、低温靭性がより優れる。このため、マルテンサイトブロックにおける準安定炭化物の円相当径の平均値は、２０ｎｍ以下が好ましく、５ｎｍ以下がより好ましい。

マルテンサイトブロックにおける準安定炭化物の円相当径の平均値の測定方法は、以下のとおりである。
上述したＴＥＭを用いた割合ｐの測定に際して、準安定炭化物が存在する単一のマルテンサイトブロックにおいて制限視野電子回折図形を取得し、準安定炭化物から得られた電子回折斑点を用いて、暗視野像を得る。暗視野像において、準安定炭化物は、白いコントラストを呈する。
単一のマルテンサイトブロック内部で３００ｎｍ×３００ｎｍの領域の暗視野像を撮影し、画像処理を実施して、準安定炭化物が区別できるように二値化画像を得る。二値化画像を粒子解析することにより、全ての準安定炭化物粒子それぞれについて、円相当径を求める。準安定炭化物どうしが暗視野像において重なっている場合は、二値化画像に対して、Ｗａｔｅｒｓｈｅｄ法を用いた分割を実施する。
３００ｎｍ×３００ｎｍの領域に存在する全ての準安定炭化物それぞれについて、円相当径を求める（３視野分）。３視野分の円相当径の平均値を求め、これを、マルテンサイトブロックにおける準安定炭化物の円相当径の平均値とする。

〈ナノ硬度〉
鋼板のナノ硬度の標準偏差σ_nを低下させることで、優れた部品強度、延性、伸びフランジ性、低温靭性を保ちつつ、剪断端面曲げ性が向上する。これは局所領域での塑性変形抵抗が組織内で均一化することで、剪断加工部での塑性変形不均一性が抑制され、剪断加工部での曲げ変形能が向上するためと考えられる。
ここで、例えばビッカース硬さ試験といったナノインデンテーション法以外の硬さ試験法では、組織のサブミクロンレベルの局所領域での塑性変形抵抗は得られない。よって、ナノインデンテーション法を用いることで初めて本発明の課題を解決することができる。

上記の効果を得るため、ナノ硬度の標準偏差σ_nは、ナノ硬度の平均値［Ｈ_ｎ］^aveに対して、０．６０×［Ｈ_ｎ］^ave以下であり、好ましくは０．５０×［Ｈ_ｎ］^ave以下である。ナノ硬度の標準偏差σ_nの下限は、特に限定されず、０であってもよい。

ナノ硬度の平均値［Ｈｎ］^aveは、好ましくは３．０ＧＰａ以上９．０ＧＰａ以下であり、より好ましくは３．５ＧＰａ以上８．５ＧＰａ以下である。

ここで、ナノ硬度の標準偏差σ_nの測定方法を説明する。ナノ硬度を求めるためにはバーコビッチ圧子を備えたナノインデンテーション装置を用いる。
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、観察面をダイヤモンドペーストを用いて鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨を施す。ナノインデンテーション装置を用いて、荷重制御で、荷重速度及び除荷速度を５０μＮ／ｓ、最大荷重を５００μＮ、データ採取ピッチを５ｍｓｅｃとする条件で、試料について２２５点以上のナノ硬度を測定する。測定の際、高強度鋼板表面から板厚１／４位置を測定位置とし、圧痕間の距離は２μｍ以上空けることとする。
得られた２２５点以上のナノ硬度測定結果からヒストグラムを作成し、標準偏差を求め、その値をナノ硬度の標準偏差σ_nとする。得られた２２５点以上のナノ硬度測定結果の平均値を、［Ｈ_ｎ］^aveとする。

〈表層軟質層〉
高強度鋼板には、素地鋼板の表層において表層軟質層が形成されていることが好ましい。プレス成形時及び車体衝突時に前記表層軟質層が曲げ割れ進展の抑制に寄与するため、耐曲げ破断特性を向上する。
ここで、素地鋼板は、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛めっき鋼板及びその他金属めっき鋼板といっためっき処理が施されている鋼板の場合は、前記の各種めっきの素地（下地）である高強度鋼板であり、めっき処理が施されていない場合は、高強度鋼板であることとする。
表層とは、素地鋼板表面から板厚方向深さ２００μｍまでの厚さ２００μｍに対応する領域をいう。
軟質層は、素地鋼板の板厚１／４位置の断面（鋼板表面に平行な面）のビッカース硬さに対して、８５％以下のビッカース硬さの領域をいう。軟質層は、素地鋼板の表層における脱炭層を包含する。
表層軟質層は、表層に含まれる軟質層をいい、表層全体が軟質層であっても、表層の一部が軟質層であってもよい。表層軟質層は、素地鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以内の厚さに対応する領域であることができる。
例えば、素地鋼板の板厚１／４位置の断面（鋼板表面に平行な面）のビッカース硬さに対して８５％以下の領域が、素地鋼板表面から板厚方向に所定の深さで形成されているとして、所定の深さが板厚方向に２００μｍ以内の場合、表面から板厚方向の所定の深さまでの厚さに対応する領域が表層軟質層であり、所定の深さが板厚方向に２００μｍ超の場合、素地鋼板表面から板厚方向深さ２００μｍまでの厚さ２００μｍに対応する領域が表層軟質層である。
表層軟質層を有する場合、表層軟質層の厚さの下限は特に限定されず、８μｍ以上が好ましく、１７μｍ超がより好ましい。
ビッカース硬さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４４－１（２０２０）に基づいて、荷重を１０ｇｆとして測定する。

プレス成形時の優れた曲げ性と衝突時の優れた曲げ破断特性を得るためには、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置（素地鋼板表面から深さ方向に表層軟質層の厚さの１／４位置）の板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、ナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の割合が０．１０以下である必要があることが好ましい。ナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の割合が０．１０以下の場合、硬質な組織（マルテンサイトなど）、介在物などの割合が小さいことを意味し、硬質な組織（マルテンサイトなど）、介在物などのプレス成形時及び衝突時のボイドの生成や連結、さらには亀裂の進展をより抑制することが可能となり、優れたＲ／ｔ及びＳＦ_ｍａｘが得られる。

本発明において、プレス成形時の優れた曲げ性と衝突時の優れた曲げ破断特性を得るためには、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、さらに、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下であることが好ましい。素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、さらに、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下の場合、ミクロ領域における組織硬度差が小さいことを意味し、プレス成形時及び衝突時のボイドの生成や連結、さらには亀裂の進展をより抑制することが可能となり、優れたＲ／ｔ及びＳＦ_ｍａｘが得られる。

また、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σのより好ましい範囲は、１．７ＧＰａ以下である。素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σのより好ましい範囲は、２．１ＧＰａ以下である。

ここで、板厚方向深さの１／４位置、１／２位置の板面のナノ硬度とは、以下の方法により測定される硬度である。
まず、めっき層が形成されている場合は、めっき層剥離後、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置まで機械研磨を実施し、ダイヤモンド及びアルミナでのバフ研磨を実施し、さらにコロイダルシリカ研磨を実施する。バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、荷重：５００μＮ、測定領域：５０μｍ×５０μｍ、打点間隔：２μｍの条件でナノ硬度を測定する。
また、表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置まで機械研磨を実施し、ダイヤモンド及びアルミナでのバフ研磨を実施、さらにコロイダルシリカ研磨を実施する。そして、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、荷重：５００μＮ、測定領域：５０μｍ×５０μｍ、打点間隔：２μｍの条件でナノ硬度を測定する。

ここで、表層軟質層の厚さは、以下の方法により測定することができる。素地鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を湿式研磨により平滑化した後、ビッカース硬度計を用いて、荷重１０ｇｆで、素地鋼板表面から板厚方向に１μｍの位置より、板厚方向１００μｍの位置まで、１μｍ間隔で測定を行った。その後は板厚中心まで２０μｍ間隔で測定を行った。硬度が板厚１／４位置の硬度に比して８５％以下に減少した領域を軟質層（表層軟質層）と定義し、当該領域の板厚方向の厚さを軟質層の厚さとた。

〈第一めっき層〉
本発明の一実施形態に伴う高強度鋼板は、素地鋼板の片面又は両面の表面上において、金属めっき層である第一めっき層を有することが好ましい。第一めっき層は、素地鋼板表面に直接形成されており、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ及びＢｉから選択される１種又は２種以上を合計で５０質量％超含む金属めっき層であり、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層の亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層は除かれる。第一めっき層は、金属電気めっき層が好ましく、以下では、金属電気めっき層を例に説明する。

金属電気めっき層が鋼板表面に形成されることで、プレス成形時及び車体衝突時に最表層の前記金属電気めっき層が曲げ割れ発生の抑制に寄与するため、耐曲げ破断特性がさらに向上する。

金属電気めっき層の金属種としては、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ、Ｂｉのいずれでもかまわないが、Ｆｅであることがより好ましい。以下では、Ｆｅ系電気めっき層を例に説明する。

Ｆｅ系電気めっき層の付着量は、０ｇ／ｍ^２超とし、好ましくは２．０ｇ／ｍ^２以上とする。Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量の上限は特に限定されないが、コストの観点から、Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量を６０ｇ／ｍ^２以下とすることが好ましい。Ｆｅ系電気めっき層の付着量は、好ましくは５０ｇ／ｍ^２以下であり、より好ましくは４０ｇ／ｍ^２以下であり、さらに好ましくは３０ｇ／ｍ^２以下とする。

Ｆｅ系電気めっき層の付着量は、以下のとおり測定する。Ｆｅ系電気めっき鋼板から１０×１５ｍｍサイズのサンプルを採取して樹脂に埋め込み、断面埋め込みサンプルとする。同断面の任意の３か所を走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；ＳＥＭ）を用いて加速電圧１５ｋＶで、Ｆｅ系めっき層の厚みに応じて倍率２０００～１００００倍で観察し、３視野の厚みの平均値に鉄の比重を乗じることによって、Ｆｅ系めっき層の片面あたりの付着量に換算する。

Ｆｅ系電気めっき層としては、純Ｆｅの他、Ｆｅ－Ｂ合金、Ｆｅ－Ｃ合金、Ｆｅ－Ｐ合金、Ｆｅ－Ｎ合金、Ｆｅ－Ｏ合金、Ｆｅ－Ｎｉ合金、Ｆｅ－Ｍｎ合金、Ｆｅ－Ｍｏ合金、Ｆｅ－Ｗ合金等の合金めっき層が使用できる。Ｆｅ系電気めっき層の成分組成は特に限定されないが、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｖ及びＣｏからなる群から選ばれる１又は２以上の元素を合計で１０質量％以下含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成とすることが好ましい。Ｆｅ以外の元素の量を合計で１０質量％以下とすることで、電解効率の低下を防ぎ、低コストでＦｅ系電気めっき層を形成することができる。Ｆｅ－Ｃ合金の場合、Ｃの含有量は０．０８質量％以下とすることが好ましい。

〈第二めっき層〉
本発明の一実施形態に従う高強度鋼板は、高強度鋼板の片面又は両面の最外層として、金属めっき層である第二めっき層を有していてもよい。第二めっき層は、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含み、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層等であることができる。

第二めっき層は、素地鋼板表面の片面又は両面に直接形成されていてもよく、第一めっき層上に形成されていてもよい。

ここで、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層は、Ｚｎ（亜鉛）を主成分（Ｚｎ含有量が５０．０質量％以上）とするめっき層をいう。
また、アルミニウムめっき鋼板のめっき層は、Ａｌ（アルミニウム）を主成分（Ａｌ含有量が５０．０質量％以上）とするめっき層をいう。

ここで、溶融亜鉛めっき層は、例えば、Ｚｎと、２０．０質量％以下のＦｅ、０．００１質量％以上１．０質量％以下のＡｌにより構成することが好適である。また、溶融亜鉛めっき層には、任意に、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ及びＲＥＭからなる群から選ばれる１種又は２種以上の元素を合計で０．０質量％超３．５質量％以下含有させてもよい。また、溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量は、より好ましくは７．０質量％未満である。なお、前記の元素以外の残部は、不可避的不純物である。
合金化溶融亜鉛めっき層は、例えば、２０質量％以下のＦｅ、０．００１質量％以上１．０質量％以下のＡｌにより構成することが好適である。また、合金化溶融亜鉛めっき層には、任意に、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ及びＲＥＭからなる群から選ばれる１種又は２種以上の元素を合計で０質量％超３．５質量％以下含有させてもよい。合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量は、より好ましくは７．０質量％以上、さらに好ましくは８．０質量％以上である。また、合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量は、より好ましくは１５．０質量％以下、さらに好ましくは１２．０質量％以下である。なお、前記の元素以外の残部は、不可避的不純物である。

加えて、上記亜鉛めっき層の片面あたりのめっき付着量は、特に限定されるものではないが、２０ｇ/ｍ^２以上８０ｇ/ｍ^２以下とすることが好ましい。

上記亜鉛めっき層のめっき付着量は、以下のようにして測定する。１０質量％塩酸水溶液１Ｌに対し、Ｆｅに対する腐食抑制剤（朝日化学工業（株）製「イビット７００ＢＫ」（登録商標））を０．６ｇ添加した処理液を調整する。次いで、該処理液に、亜鉛めっき層を備えた鋼板のサンプルを浸漬し、亜鉛めっき層を溶解させる。そして、溶解前後でのサンプルの質量減少量を測定し、その値を、素地鋼板の表面積（めっきで被覆されていた部分の表面積）で除することにより、めっき付着量（ｇ/ｍ^２）を算出する。

〈その他〉
高強度鋼板の板厚は特に限定されず、０．３ｍｍ以上３．０ｍｍ以下とすることができる。

［高強度鋼板の製造方法］
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法（以下、便宜的に「本発明の製造方法」ともいう）を説明する。本発明の製造方法は、上述した本発明の高強度鋼板を製造する方法でもある。ここで、製造方法に関する温度は、特に断らない限り、いずれも鋼スラブ又は鋼板の表面温度を基準とする。

〈熱間圧延、酸洗及び冷間圧延〉
本発明の製造方法においては、まず、上述した本発明の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延、酸洗及び冷間圧延を施すことにより、冷延板を得る。

《鋼スラブの製造》
鋼スラブとしては、例えば、鋼素材を溶製して本発明の成分組成を有する溶鋼とし、得られた溶鋼を固めたものを用いることができる。溶鋼方法は、特に限定されず、転炉溶鋼、電気炉溶鋼等の公知の溶製方法を用いることができる。溶鋼から鋼スラブを製造する方法は特に限定されず、連続鋳造法、造塊法、薄スラブ鋳造法等の公知の方法を用いることができる。マクロ偏析を防止する点から、連続鋳造法で製造することが好ましい。

《熱間圧延工程》
製造された鋼スラブを、例えば、一旦室温まで冷却した後、再び加熱して熱間圧延（粗圧延及び仕上げ圧延）を施し、その後、巻き取りする。こうして、熱延板が得られる。ただし、製造した鋼スラブを、室温まで冷却しないで温片のまま加熱炉に装入してもよいし、わずかに保熱した後に直ちに粗圧延してもよい。

（粗圧延）
鋼スラブを以下の条件で粗圧延することにより、粗圧延板が得られる。
鋼スラブを加熱する温度（スラブ加熱温度）は、炭化物の溶解や圧延荷重の低減の観点から、１１００℃以上が好ましい。一方、スケールロスの増大を防止するため、スラブ加熱温度は、１３００℃以下が好ましい。スラブ加熱温度まで加熱した鋼スラブに対して、粗圧延を行う。

粗圧延中の平均のひずみ速度と総圧下率を適正化することで、ナノ硬度の標準偏差が低下し、０．６０×［Ｈ_ｎ］^ave以下とすることができる。これは粗圧延中のオーステナイト粒の塑性変形及び動的再結晶過程においてＳｉやＭｎといった溶質原子が転位や再結晶粒の粒界を介して高速拡散することで、適正分布し、局所領域における塑性変形抵抗が均一化するためと考えられる。

ここで、粗圧延中の平均のひずみ速度とは、粗圧延の最初のミルから最終のミルまででの総圧延率ε（－）を、粗圧延の最初のミルでの圧延開始から最終のミルでの圧延完了までに要した時間ｔ_Ｒ（ｓ）で割った値（ε／ｔ_Ｒ）と定義する。

粗圧延中の平均のひずみ速度が１×１０^－１／s超又は総圧下率が５０％未満の場合、オーステナイト粒の塑性変形及び動的再結晶中のＳｉやＭｎといった溶質原子の拡散が不十分となり、ナノ硬度の標準偏差が０．６０×［Ｈ_ｎ］^ave超となる。
一方、粗圧延中の平均のひずみ速度が１×１０^－４／s未満のときは、オーステナイト粒の転位の回復が促進され、再結晶の駆動力が低下し動的再結晶が抑制されることでＳｉやＭｎといった溶質原子の拡散が不十分となり、ナノ硬度の標準偏差が０．６０×［Ｈ_ｎ］^ave超となる。
よって、粗圧延は、平均のひずみ速度は１×１０^－４／s以上１×１０^－１／s以下、総圧下率５０％以上の条件で行うこととする。粗圧延中の平均のひずみ速度は好ましくは１×１０^－３／s以上１×１０^－２／ｓ以下である。粗圧延中の総圧下率は好ましくは６０％以上である。

粗圧延終了温度はオーステナイト粒の再結晶の完了させる観点から、９５０℃以上とすることが好ましい。粗圧延終了温度は、例えば、１２５０℃以下とすることができる。
スラブ加熱温度を低めにした場合は、熱間圧延におけるトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延の前に、バーヒーター等を用いて粗圧延板を加熱することが好ましい。

（仕上げ圧延）
仕上げ圧延を実施する際の温度（仕上げ圧延温度）は、Ａｒ_３変態点以上が好ましい。これにより、圧延負荷が低減する。さらに、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が低下し、圧延方向に伸長した異常な組織の発達が抑制され、加工性が優れる。

仕上げ圧延は、粗圧延板どうしを接合して連続的に実施してもよい。仕上げ圧延を実施する前に、粗圧延板を一旦巻き取ってもよい。

圧延荷重を低減するために、仕上げ圧延の一部又は全部を、潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延は、鋼板形状及び材質を均一化する観点からも好ましい。潤滑圧延する際の摩擦係数は、０．１０以上０．２５以下の範囲が好ましい。

（巻取り）
仕上げ圧延後に巻き取りを行い、熱延板が得られる。熱間圧延後の巻取温度は、後述する冷間圧延及び焼鈍に際しての通板性を良好にする観点から、３００℃以上７００℃以下が好ましい。

《酸洗及び冷間圧延工程》
熱間圧延により得られた熱延板を酸洗する。酸洗により、熱延板の表面の酸化物が除去されて、最終製品である高強度鋼板において、優れた化成処理性及びめっき層の品質等を得ることができる。酸洗は、一回でもよいし、複数回に分けても実施してもよい。

酸洗後の熱延板に、任意で軟質化熱処理を施してから、冷間圧延を施す。こうして、冷延板が得られる。冷間圧延の条件は、特に限定されないが、冷間圧延の総圧下率は、２０％以上７５％以下が好ましい。圧延パスの回数及び各パスの圧下率は、特に限定されない。

《第一めっき工程（任意）》
本発明の一実施形態においては、熱間圧延工程後（冷間圧延を施す場合は、冷間圧延工程後）、かつ焼鈍工程の前の鋼板の片面又は両面において、金属めっき層である第一めっき層を形成する第一めっき工程を含んでいてもよい。第一めっき工程は、金属電気めっき工程であることが好ましい。

例えば、上記のようにして得られた冷延板の表面に金属電気めっき処理等の金属めっき処理（第一めっき処理）を施して、焼鈍前金属めっき層が少なくとも片面に形成された焼鈍前金属めっき鋼板としてもよい。なお、ここでいう金属めっき層は、上記第一めっき層であることができる。焼鈍前金属めっき鋼板は、焼鈍前金属電気めっき層を備えた焼鈍前金属電気めっき鋼板であることが好ましい。

金属電気めっき処理方法は特に限定されないが、前述したように素地鋼板上に形成させる金属めっき層としては、金属電気めっき層とすることが好ましいため、金属電気めっき処理を施すことが好ましい。例えば、Ｆｅ系電気めっき浴では硫酸浴、塩酸浴あるいは両者の混合などが適用できる。また、焼鈍前金属電気めっき層の付着量は、通電時間等によって調整することができる。なお、焼鈍前金属電気めっき鋼板とは、金属電気めっき層が焼鈍工程を経ていないことを意味し、金属電気めっき処理前の熱延板、熱延後酸洗処理板又は冷延板について予め焼鈍された態様を除外するものではない。

ここで、電気めっき層の金属種としては、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ、Ｂｉのいずれでもかまわないが、Ｆｅであることがより好ましいため、Ｆｅ系電気めっきの製造方法を以下に述べる。

通電開始前のＦｅ系電気めっき浴中のＦｅイオン含有量は、Ｆｅ^２＋として０．５ｍｏｌ／Ｌ以上とすることが好ましい。Ｆｅ系電気めっき浴中のＦｅイオン含有量が、Ｆｅ^２＋として０．５ｍｏｌ／Ｌ以上であれば、十分なＦｅ付着量を得ることができる。また、十分なＦｅ付着量を得るために、通電開始前のＦｅ系電気めっき浴中のＦｅイオン含有量は、２．０ｍｏｌ／Ｌ以下とすることが好ましい。
また、Ｆｅ系電気めっき浴中にはＦｅイオンに加えて、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｖ及びＣｏからなる群から選ばれる少なくとも一種の元素を含有することができる。Ｆｅ系電気めっき浴中でのこれらの元素の合計含有量は、焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層中でこれらの元素の合計含有量が１０質量％以下となるようにすることが好ましい。なお、金属元素は金属イオンとして含有すればよく、非金属元素はホウ酸、リン酸、硝酸、有機酸等の一部として含有することができる。また、硫酸鉄めっき液中には、硫酸ナトリウム、硫酸カリウム等の伝導度補助剤や、キレート剤、ｐＨ緩衝剤が含まれていてもよい。

Ｆｅ系電気めっき浴のその他の条件は、特に限定されない。Ｆｅ系電気めっき液の温度は、定温保持性の観点から、３０℃以上とすることが好ましく、また、８５℃以下が好ましい。Ｆｅ系電気めっき浴のｐＨも、特に限定されないが、水素発生による電流効率の低下を防ぐ観点から１．０以上とすることが好ましく、また、Ｆｅ系電気めっき浴の電気伝導度の観点から３．０以下が好ましい。電流密度は、生産性の観点から１０Ａ／ｄｍ^２以上とすることが好ましく、また、Ｆｅ系電気めっき層の付着量制御を容易にする観点から１５０Ａ／ｄｍ^２以下であることが好ましい。通板速度は、生産性の観点から５ｍｐｍ以上とすることが好ましく、また、付着量を安定的に制御する観点から１５０ｍｐｍ以下とすることが好ましい。

Ｆｅ系電気めっき処理を施す前の処理として、冷延板表面を清浄化するための脱脂処理及び水洗、さらには、冷延板表面を活性化するための酸洗処理及び水洗を施すことができる。これらの前処理に引き続いてＦｅ系電気めっき処理を実施する。脱脂処理及び水洗の方法は特に限定されず、通常の方法を用いることができる。
酸洗処理においては、硫酸、塩酸、硝酸及びこれらの混合物等各種の酸が使用できる。中でも、硫酸、塩酸及びこれらの混合物が好ましい。酸の濃度は特に限定されないが、酸化皮膜の除去能力及び過酸洗による肌荒れ（表面欠陥）防止等の観点から、１質量％以上２０質量％以下が好ましい。
また、酸洗処理液には、消泡剤、酸洗促進剤、酸洗抑制剤等を含有してもよい。

《第１加熱工程》
次いで、得られた冷延板を７５０℃以上で第１加熱を施す。冷延板は、電気めっき処理されたものであってもよいが、当該処理を施されていなくてもよい。

第１加熱温度が低すぎると、オーステナイトへの逆変態が十分進行せず、マルテンサイト分の面積率が低くなり、所望のＴＳが得られない。このため、第１加熱温度は、７５０℃以上であり、７７０℃以上が好ましい。
加熱温度の上限は、特に限定されないが、操業性等の観点から、９５０℃以下が好ましい。

冷延板を第１加熱温度で加熱する時間（加熱時間）は、特に限定されないが、短すぎると、オーステナイトへの逆変態が十分進行しないおそれがあることから、３０ｓ以上が好ましく、６０ｓ以上がより好ましい。
加熱時間の上限は、特に限定されず、例えば、６０００ｓ以下とすることができ、３０００ｓ以下が好ましい。ここで、「ｓ」は、秒を意味する。

第１加熱の焼鈍雰囲気の露点は－３０℃以上とすることが好ましい。焼鈍工程における焼鈍雰囲気の露点を－３０℃以上で行うことで、脱炭反応が促進され、表層軟質層がより深く形成される。これにより、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、ナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の割合が０．１０以下となる。焼鈍工程の焼鈍雰囲気は、より好ましくは－１５℃以上、さらにより好ましくは－５℃以上である。焼鈍工程の焼鈍雰囲気の露点の上限は特に限定されないが、Ｆｅ系電気めっき層表面の酸化を好適に防ぎ、亜鉛めっき層を設ける際のめっき密着性を良好にする観点から、焼鈍工程の焼鈍雰囲気の露点は３０℃以下とすることが好ましい。

《第１冷却工程》
次いで加熱した冷延板を冷却するが、その際、Ｔ_２以上７５０℃以下の温度域Ｔ_１を経る。冷延板を、温度域Ｔ_１において、以下に説明する第１平均冷却速度ｖ_１で冷却することにより、パーライト変態が抑制され、続く滞留工程においてベイナイト変態を活用することができる。

第１平均冷却速度ｖ_１が低すぎると、第１加熱で生成したオーステナイトにおいてパーライト変態が生じ、未変態オーステナイトが減少し、続く滞留工程においてベイナイト変態が活用できずベイナイトの面積率が減少し、低温靭性及び伸びフランジ性が劣化する。このため、第１平均冷却速度ｖ_１は、２．０℃／ｓ以上であり、３．０℃／ｓ以上が好ましく、５．０℃／ｓ以上がより好ましい。
第１平均冷却速度ｖ_１の上限は特に限定されないが、設備投資負担の軽減の観点から、６０．０℃／ｓ以下が好ましい。
温度域Ｔ_１での冷却は、連続冷却が好ましい。
第１加熱温度から７５０℃までの冷却速度は特に限定されない。

《滞炉工程》
温度域Ｔ_１を経た冷延板は、次いで、３５０℃以上５５０℃以下の滞留温度Ｔ_２で保持する滞炉工程を行う。第１冷却工程後の冷延板を、３５０℃以上５５０℃以下の滞留温度Ｔ_２で、式１で定義されるＦが０．２０以上０．９０以下を満たす滞留時間ｔ_２（ｓ）の条件で滞炉することにより、ベイナイト変態が生じる。この滞留時間ｔ_２（ｓ）をフォーマスター試験から得られる膨張曲線から求め、適用することで、ベイナイト変態とそれに伴う鉄炭化物の析出や未変態オーステナイト中へのＣの分配が適正化する。膨張曲線は鋼成分及び第１冷却までの熱履歴に依存するため、鋼成分及び第１加熱温度からＴ_２℃になるまでの熱履歴ごとに膨張曲線を求め、適切な滞留時間ｔ_２を選択する必要がある。

ここで、式１は以下のとおりである。
式１：Ｆ＝１－ｅｘｐ（－ｋｔ^ｎ）
ｔ：滞留時間（ｓ）
ｋ、ｎ：フォーマスター試験の膨張曲線から求められる定数

冷延板が滞留に滞留する時間（滞留時間ｔ_２）が短すぎると、ベイナイト変態が不十分となり、ベイナイトの面積率が低くなり、またナノ硬度の標準偏差が大きくなり、低温靭性、伸びフランジ性、剪断端面部の曲げ性が劣化する。このため、滞留時間ｔ_２はＦが０．２０となる時間ｔ以上であり、好ましくはＦが０．３０となる時間ｔ以上である。
一方、冷延板が滞留温度Ｔ_２に滞留する時間（滞留時間ｔ_２）が長すぎると、ベイナイト変態が過度に進行し、マルテンサイト量が減少し、ＴＳが低下する。また、未変態オーステナイト中にセメンタイトが析出し、続く第２加熱工程で準安定炭化物が析出しにくくなり、マルテンサイトブロック数に対する準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロック数の割合が低下し、低温靭性が劣化する。このため、滞留時間ｔ_２はＦが０．９０となる時間ｔ以下であり、好ましくはＦが０．８０となる時間ｔ以下である。

式１におけるＦとｔの関係は次のように求める。
上記鋼スラブを第１冷却までの工程に付し、次いで３５０℃以上５５０℃以下の滞留温度Ｔ_２で滞留させる。第１冷却までの工程は、熱間圧延工程、酸洗及び冷間圧延工程、第１加熱工程及び第１冷却までの工程である。
フォーマスター試験機を用いて、滞留温度Ｔ_２での滞留中の膨張曲線を取得する。Ｔ_２での滞留は膨張が停留するまで実施する。滞留温度Ｔ_２での滞炉開始時の膨張量を０、停留時の膨張量を１とし、膨張曲線を式１でフィッティングを行い、定数ｋとｎを算出する。これにより、滞留温度Ｔ_２におけるＦとｔの関係が求まる。
式１：Ｆ＝１－ｅｘｐ（－ｋｔ^ｎ）
ｔ：滞留時間（ｓ）
ｋ、ｎ：フォーマスター試験の膨張曲線から求められる定数

《第２冷却工程》
次いで、滞留工程を経た冷延板を冷却する。冷却停止温度は、Ｍｓ－２０℃以下である。これにより、マルテンサイト変態が十分に進行する。冷却停止温度がＭｓ－２０℃超である場合、未変態オーステナイトがマルテンサイト変態せずに、残留オーステナイト量が過大となり、良好な部品強度及び伸びフランジ性が得られない。冷却停止温度は室温でもよい。ここで、Ｍｓは、マルテンサイト変態が起こり始める温度（Ｍｓ点）であり、後述する試験により、測定した値を用いる。

冷却において、滞留工程を経た冷延板は、Ｍｓ－２０℃以上Ｍｓ℃以下の温度域Ｔ_３を経るが、冷延板を、温度域Ｔ_３において、以下に説明する第２平均冷却速度ｖ_２で冷却することにより、マルテンサイト中でのセメンタイト析出を抑制できる。

第２平均冷却速度ｖ_２が低すぎると、マルテンサイト中にセメンタイトが析出し、続く第２加熱で準安定炭化物の析出が抑制され、マルテンサイトブロック数に対する準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロック数の割合が低下し、低温靭性が劣化する。
このため、第２平均冷却速度ｖ_２は、５℃／ｓ以上であり、８℃／ｓ以上が好ましい。第２平均冷却速度ｖ_２の上限は特に限定されないが、設備投資負担の軽減の観点から、６０．０℃／ｓ以下が好ましい。
温度域Ｔ_３以外の冷却速度は特に限定されない。

Ｍｓ点は、次のようにフォーマスター試験により測定した値を用いる。
フォーマスター試験機を用いて、上記鋼スラブを滞留工程終了までの工程に付し、次いで第２平均冷却速度５℃／ｓ以上で室温まで冷却する。第２冷却中にマルテンサイト変態が起こり膨張が始める温度をＭｓ点とする。第２平均冷却速度の上限は、特に限定されないが、例えば１００℃／ｓ以下とすることができる。

《第２加熱工程》
冷却停止温度まで冷却した冷延板に、次いで、第２加熱を施す。
第２加熱を実施することにより、上述した冷却中に生成したマルテンサイトブロックにおいて、低温靭性を向上させる準安定炭化物が析出する。これにより、良好な部品強度、伸びフランジ性及び剪断端面部曲げ性を有しつつ、低温靭性に優れる、ＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が得られる。

冷却を施した冷延板に、第２加熱を第２加熱温度Ｘ（単位：℃）まで加熱し、保持時間Ｙ（単位：ｓ）で保持する。保持時間Ｙにおける温度は、Ｘ±２０℃の範囲内とする。
ここで、ＸとＹは、下記式２を満たすこととする。
式２：７０００≦（２７３＋Ｘ）×（２０＋ｌｏｇ（Ｙ／３６００））≦１３０００

上記式２中の「（２７３＋Ｘ）×（２０＋ｌｏｇ（Ｙ／３６００））」を、以下、便宜的に、「変数部Ｚ」と呼ぶ。

上記の条件を満たす第２加熱を行うことにより、マルテンサイトブロック数に対する準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロック数の割合（割合ｐ）を高くし、低温靭性の向上を図ることができる。
ここで、温度Ｘ（℃）は室温より高い値とする。
第２冷却工程の冷却停止温度より第２加熱の温度Ｘ（℃）が高い場合、冷却停止温度から第２加熱の温度Ｘ（℃）まで加熱を行う。
第２冷却工程の冷却停止温度と第２加熱の温度Ｘ（℃）が同じであってもよく、この場合、第２加熱の温度Ｘ（℃）である冷却停止温度で保持することを意味する。

上記式２の変数部Ｚの値が小さすぎる場合、すなわち、温度Ｘが低すぎるか、かつ／又は、保持時間Ｙが短すぎる場合、準安定炭化物が十分に析出しないため、割合ｐが低くなる。このため、割合ｐが高くなるという観点から、変数部Ｚの値は、７０００以上であり、８０００以上が好ましい。
一方、変数部Ｚの値が高すぎる場合、すなわち、温度Ｘが高すぎるか、かつ／又は、保持時間Ｙが長すぎる場合、準安定炭化物のセメンタイトへの遷移が起こり、割合ｐが低くなる。このため、割合ｐが高くなるという観点から、変数部Ｚの値は、１３０００以下であり、１２０００以下が好ましい。

第２加熱において、温度Ｘ（単位：℃）は、下記式３を満たすことが好ましい。これにより、準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロックにおける準安定炭化物の数密度（数密度ｎ）が高くなる。
式３：１００≦Ｘ≦４００

数密度ｎが高くなるという観点から、温度Ｘは、１００℃以上が好ましく、１２０℃以上がより好ましく、１５０℃以上がさらに好ましい。
一方、同様の観点から、温度Ｘは、４００℃以下が好ましく、３８０℃以下がより好ましく、３５０℃以下がさらに好ましい。

第２加熱を施した冷延板を、その後、例えば、室温まで冷却する。その際の冷却速度は特に限定されない。
こうして、本発明の製造方法により、本発明の高強度鋼板が得られる。
本発明の製造方法において、後述するめっき処理を施す場合、得られる本発明の高強度鋼板は、めっき層を有するめっき鋼板である。

本発明の製造方法における一連の熱処理は、上述した熱履歴を満足すれば、その他の条件は特に限定されず、熱処理を実施する設備等も特に限定されない。

（第二めっき工程（任意））
本発明の一実施形態においては、前記第１加熱から第２加熱工程の鋼板にめっき処理を施し、金属めっき層である第二めっき層を形成する第二めっき工程を含んでいてもよい。
第二めっき工程は亜鉛めっき工程又は溶融アルミニウムめっき処理とすることが好ましく、亜鉛めっき工程における亜鉛めっき処理としては、例えば、溶融亜鉛めっき処理、合金化亜鉛めっき処理、電気亜鉛めっき処理、アルミニウムめっき処理が挙げられる。

溶融亜鉛めっき処理の場合、鋼板を４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬させた後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整することが好ましい。溶融亜鉛めっき浴としては、前記した亜鉛めっき層の組成となれば特に限定されるものではないが、例えば、Ａｌ含有量が０．１０質量％以上０．２３質量％以下であり、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成のめっき浴を用いることが好ましい。

合金化亜鉛めっき処理の場合、前記の要領で溶融亜鉛めっき処理を施した後、溶融亜鉛めっき層を有する鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板）を４５０℃以上６００℃以下の合金化温度に加熱して合金化処理を施すことが好ましい。合金化温度が４５０℃未満では、Ｚｎ－Ｆｅ合金化速度が遅くなり、合金化が困難となる場合がある。一方、合金化温度が６００℃を超えると、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とすることが困難となる。なお、合金化温度は、より好ましくは５１０℃以上である。また、合金化温度は、より好ましくは５７０℃以下である。

また、溶融亜鉛めっき層を有する鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板）（ＧＩ）及び合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）（ＧＡ）のめっき付着量はいずれも、片面あたり２０～８０ｇ／ｍ^２とすることが好ましい。なお、めっき付着量は、ガスワイピング等により調節することが可能である。

また、その他金属めっき処理の具体例として挙げられる溶融アルミニウムめっき処理を施すときは、前記冷延板焼鈍を施して得た冷延板を６６０～７３０℃のアルミニウムめっき浴中に浸漬し、溶融アルミニウムめっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。

さらに、電気亜鉛めっき処理を施すときは、特に限定しないが、皮膜厚が２μｍから１５μｍの範囲になるようにすることが好ましい。

《スキンパス圧延（任意）》
得られた高強度鋼板にスキンパス圧延を実施してもよい。スキンパス圧延後は、めっき処理後に行ってもよい。
スキンパス圧延での圧下率は、降伏強さを上昇させる観点から、０．０５％以上が好ましい。圧下率の上限は、特に限定されないが、生産性の観点から１．５０％が好ましい。
スキンパス圧延は、オンラインで実施してもよいし、オフラインで実施してもよい。
一度に目的の圧下率のスキンパスを実施してもよいし、数回に分けて実施してもよい。

生産性の観点から、上述した焼鈍及びめっき処理等の一連の処理は、ＣＧＬ（Continuous Galvanizing Line）で実施するのが好ましい。

［部材及びその製造方法］
本発明の部材及びその製造方法について説明する。
本発明の部材は、上記した本発明の高強度鋼板を用いてなる部材である。部材は、例えば、本発明の高強度鋼板を、プレス加工等により、目的の形状に成形することにより製造することができる。

本発明の高強度鋼板は、部品の強度、延性、伸びフランジ性、剪断端面部の曲げ性及び剪断端面部の曲げ性に優れる高強度鋼板である。そのため、本発明の高強度鋼板又は高強度鋼板を用いてなる部材を、例えば、自動車の骨格構造部品又は自動車の補強部品に適用することによって、車体軽量化による燃費向上を図ることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。

以下に、実施例を挙げて本発明を具体的に説明する。ただし、本発明は、以下に説明する実施例に限定されない。

［試験Ｎｏ．１～５１］
〈鋼板の製造〉
下記表１に示す成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる）を有する溶鋼を転炉において溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブを得た。
得られた鋼スラブに熱間圧延を施して、熱延板を得た。具体的には、鋼スラブを、１２５０℃に加熱して表２に示す条件で粗圧延し、次いで、仕上げ圧延温度９００℃で仕上げ圧延を施してから、５００℃の条件で巻き取り、その後、室温まで冷却して、熱延板を得た。
得られた熱延板に、酸洗を施した後、５００℃の条件で軟質化熱処理を施し、次いで、圧延率５０％の条件で冷間圧延を施した。こうして、板厚１．６ｍｍの冷延板を得た。

得られた冷延板を、下記表２に示す第１加熱温度まで加熱し、２００ｓ保持した。
次いで、温度域Ｔ_１（７５０℃以下Ｔ_２以上）の平均冷却速度が表２に示す第１平均冷却速度ｖ_１となるように冷却し、引き続き、その冷却速度で滞留温度Ｔ_２まで冷却しＴ_２にて表２に示す滞留時間ｔ_２で滞炉させた。

パラメータＦ、滞留時間ｔ_２は、下記式１を満たす。
式１：Ｆ＝１－ｅｘｐ（－ｋｔ^ｎ）
ｔ：保持時間（ｓ）
ｋ、ｎ：フォーマスター試験の膨張曲線から求められる定数

上記式１におけるｋ、ｎは、以下のようにして求めた。
得られた冷延板を、幅１０ｍｍ×長さ３ｍｍに切断し、フォーマスター試験に供した。フォーマスター試験には、富士電波工機株式会社製のＦＴＭ―１００を用いた。各実施例において、表２に示す第１加熱温度まで加熱し、２００ｓ保持した。次いで、温度域Ｔ_１（７５０℃以下Ｔ_２以上）の平均冷却速度が表２に示す第１平均冷却速度ｖ_１となるように冷却し、引き続き、その冷却速度で滞留温度Ｔ_２まで冷却し、Ｔ_２にて１０００ｓ滞留して膨張曲線を取得した。例えば、実施例１では第１加熱温度８００℃で２００ｓ保持し、次いで平均冷却速度が１８℃／ｓの条件で４８０℃まで冷却し、次いで、４８０℃で１０００ｓ滞留して得られた膨張曲線を式１でフィッティングし、ｋとｎを求めた。

滞留温度Ｔ_２（３５０℃以上５５０℃以下）での滞炉に次いで、温度域Ｔ_３（Ｍｓ－２０℃以上Ｍｓ℃以下）の平均冷却速度が表２に示す第２平均冷却速度ｖ_２となるように、表２の冷却停止温度まで冷却した。

Ｍｓ点は、以下のようにして求めた。
得られた冷延板を、幅１０ｍｍ×長さ３ｍｍに切断し、フォーマスター試験に供した。フォーマスター試験には、富士電波工機株式会社製のＦＴＭ―１００を用いた。各実施例において、表２に示す第１加熱温度まで加熱し、２００ｓ保持した。次いで、温度域Ｔ_１（７５０℃以下Ｔ_２以上）の平均冷却速度が表２に示す第１平均冷却速度ｖ_１となるように冷却し、引き続き、その冷却速度で滞留温度Ｔ_２まで冷却し、Ｔ_２にてｔ秒滞留し、次いで、３０℃／ｓで室温まで最終冷却し、最終冷却中の膨張曲線を作成し、膨張が認められた温度をＭｓ点とした。例えば、実施例１では第１加熱温度８００℃で２００ｓ保持し、次いで、第１平均冷却速度が１８℃／ｓの条件で４８０℃まで冷却し、次いで、４８０℃で３０ｓ滞留し、次いで、３０℃／ｓで室温まで最終冷却して得られた膨張曲線からＭｓ点を求めた。

《めっき処理》
一部の冷延板に対しては、滞留温度Ｔ_２の滞炉後に、溶融亜鉛めっき処理を実施して、両面にめっき層（溶融亜鉛めっき層）を形成した。すなわち、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）を得た。その後、第２平均冷却速度ｖ_２にて、冷却停止温度まで冷却した。
溶融亜鉛めっき処理には、Ａｌ：０．２０質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき浴（浴温：４７０℃）を使用した。
溶融亜鉛めっき層の片面あたりの付着量は、４５～７２ｇ／ｍ^２程度とした。
形成した溶融亜鉛めっき層の組成は、Ｆｅ：０．１～１．０質量％及びＡｌ：０．２～１．０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成であった。

別の一部の冷延板に対しては、滞留温度Ｔ_２の滞炉後に、合金化溶融亜鉛めっき処理を実施して、両面にめっき層（合金化溶融亜鉛めっき層）を形成した。すなわち、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。その後、第２平均冷却速度ｖ_２にて、冷却停止温度まで冷却した。
溶融亜鉛めっき処理には、Ａｌ：０．１４質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき浴（浴温：４７０℃）を使用した。
合金化処理温度は、５５０℃とした。
合金化溶融亜鉛めっき層の片面あたりの付着量は、４５ｇ／ｍ^２程度とした。
形成した合金化溶融亜鉛めっき層の組成は、Ｆｅ：７～１５質量％及びＡｌ：０．１～１．０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成であった。

溶融亜鉛めっき層を形成した場合は「ＧＩ」、合金化溶融亜鉛めっき層を形成した場合は「ＧＡ」、めっき層を形成しなかった場合は「ＣＲ」を、下記表３の「めっき種類」の欄に記載した。

冷却停止点まで冷却した鋼板を、表２に示す温度Ｘ［℃］まで再加熱し、保持時間Ｙ［ｓ］保持した。変数部Ｚは、（２７３＋Ｘ）×（２０＋ｌｏｇ（Ｙ／３６００））である。

〈鋼組織の観察〉
得られた鋼板について、上述した方法にしたがって、マルテンサイト、ベイナイト、フェライト及び残留オーステナイトの面積率、マルテンサイトブロック数に対する準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロック数の割合（割合ｐ）、準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロックにおける準安定炭化物の数密度の平均値（数密度ｎ）、ナノ硬度の標準偏差（測定点２２５点）を測定した。結果を下記表３に示す。
残部組織についても、一般的な公知の方法により面積率を測定した。残部組織に関して、下記表３中の「θ」は、フェライト中に析出したセメンタイトを意味する。

〈評価〉
得られた鋼板について、以下に説明する試験を実施して、各種特性を評価した。結果を下記表３に示す。

《引張試験》
引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して実施した。
具体的には、得られた鋼板から、鋼板の圧延方向に対して直角方向が長手方向となるように、ＪＩＳ５号試験片を採取した。採取した試験片を用いて、クロスヘッド速度が１．６７×１０^－１ｍｍ／ｓの条件で、引張試験を実施して、降伏強さ（ＹＳ）［ＭＰａ］、引張強さ（ＴＳ）［ＭＰａ］及び全伸び（Ｅｌ）［％］を測定した。さらに、降伏比（ＹＲ）（＝１００×ＹＳ／ＴＳ）［％］を算出した。
引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上である場合、高強度であると判断した。
降伏比（ＹＲ）が５５％以上である場合、部品強度に優れると判断した。
全伸び（Ｅｌ）が１０％以上である場合、延性に優れると判断した。

《穴広げ試験》
穴広げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に準拠して実施した。
具体的には、得られた鋼板を剪断して、１００ｍｍ×１００ｍｍのサイズの試験片を採取した。採取した試験片に、クリアランス１２．５％で直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた。その後、内径７５ｍｍのダイスを用いて、しわ押さえ力９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で抑えた状態で、頂角６０°の円錐ポンチを穴に押し込み、亀裂発生限界における穴直径Ｄｆ［ｍｍ］を測定した。初期の穴直径をＤ０［ｍｍ］として、下記の式から、穴広げ率λ［％］を求めた。
λ＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
穴広げ率（λ）が２０％以上である場合、伸びフランジ性に優れると判断した。

《剪断端面部曲げ試験》
曲げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠して実施した。
具体的には、得られた鋼板から、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３０ｍｍ、長さ１００ｍｍの短冊状の試験片を採取した。なお、剪断端面サンプルの曲げ試験では、長手方向の端面を剪断端面とし、研削端面サンプルの曲げ試験では、長手方向の端面を研削端面とした。
採取した試験片を用いて、押込み荷重１００ｋＮ、押付け保持時間５秒の条件で、９０°Ｖ曲げ試験を実施した。
適当な曲げ半径Ｒで、５つの試験片について、曲げ試験を実施した。次いで、曲げ頂点の稜線部における亀裂発生の有無を確認した。
亀裂発生の有無は、曲げ頂点の稜線部を、デジタルマイクロスコープ（ＲＨ－２０００、ハイロックス社製）を用いて、４０倍の倍率で観察することにより、確認した。
５つの試験片のいずれにも亀裂が発生しなかった最小の曲げ半径Ｒを求め、板厚ｔで割った値（Ｒ／ｔ）を限界曲げ半径とした。剪断端面サンプルの限界曲げ半径（Ｒｓ／ｔ）と研削端面サンプルの限界曲げ半径（Ｒｇ／ｔ）をそれぞれ求め、剪断端面サンプルの限界曲げ半径（Ｒｓ／ｔ）と研削端面サンプルの限界曲げ半径（Ｒｇ／ｔ）の比（Ｒｓ／Ｒｇ）が１．５０以下の場合、剪断端面部の曲げ性に優れると判断した。

《低温靭性試験》
得られた鋼板（１．６ｍｍｔ鋼板）を６枚重ね合わせて接着し、９．６ｍｍｔ厚さのシャルピー衝撃試験片を作成した。ノッチは２ｍｍのＵノッチとした。この試験片を用いて、－４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、これによって得られるシャルピー吸収エネルギーを測定した。また、試験後の破面を観察することで、延性破面率を測定した。
低温靭性パラメータＰをシャルピー吸収エネルギー（単位：Ｊ）と延性破面率（％）の積（シャルピー吸収エネルギー（Ｊ）×延性破面率（％））と定義し、算出した。
低温靭性パラメータＰが３０００以上であるとき、低温靭性に優れると判断した。

表３に示すように、発明例ではいずれも、ＴＳが７８０ＭＰａ以上であり、部品の強度、延性、伸びフランジ性、剪断端面部の曲げ性及び低温靭性が優れている。一方、比較例では、部品の強度、延性、伸びフランジ性、剪断端面部の曲げ性及び低温靭性のいずれか一つ以上が劣っている。

［試験Ｎｏ．５２～７５］
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼スラブ（鋼素材）を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブを得た。得られた鋼スラブを１２５０℃に加熱して、粗圧延し、シートバーを得た。次いで、得られたシートバーに、仕上げ圧延温度：９００℃で仕上げ圧延を施し、表４に示す条件で巻取りを行い、熱延板を得た。得られた熱延板に酸洗を施した後、表４に示す条件で冷間圧延を施し、板厚：１．２ｍｍの冷延板を得た。

得られた冷延鋼に、表４に示す条件で、第一めっき工程（金属電気めっき工程）、第１加熱工程、第１冷却工程、滞炉工程、第二めっき工程、第２冷却工程、第２加熱工程及びにおける処理を行い、鋼板を得た。

ここで、表４の金属電気めっき処理の有無(めっき種)の欄が、有(Fe)とある場合は、Ｆｅ系電気めっき処理を行った例であり、（Ni）とある場合は、Ｎｉ系電気めっき処理を行った例である。金属電気層の組成は、Ｆｅ系電気めっきでは、Ｆｅ：９５～１００質量％、Ｎｉ系電気めっきでは、Ｎｉ：９５～１００質量％を含有し、それぞれ残部は不可避的不純物であった。

ここで、第二めっき工程では、一部の熱延板（白皮）又は冷延板に対して、溶融亜鉛めっき処理又は合金化亜鉛めっき処理を行い、溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＩともいう）又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＡともいう）を得た。
亜鉛めっき浴温は、ＧＩ及びＧＡいずれを製造する場合も、４７０℃とした。
亜鉛めっき付着量は、ＧＩを製造する場合は、片面あたり４５～７５ｇ/ｍ^２（両面めっき）し、ＧＡを製造する場合は、片面あたり４０～６５ｇ/ｍ^２（両面めっき）した。
なお、最終的に得られた鋼板の亜鉛めっき層の組成は、ＧＩでは、Ｆｅ：０．１～１．０質量％、Ａｌ：０．２０～０．３３質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物であった。また、ＧＡでは、Ｆｅ：７．０～１２．０質量％、Ａｌ：０．１０～０．２３質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物であった。
また、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層はいずれも、素地鋼板の両面に形成した。

［表層軟質層の厚さ］
表層軟質層の測定方法は、以下のとおりである。めっき層（溶融亜鉛めっき層又は合金化亜鉛めっき層、場合により金属電気めっき層）剥離後、素地鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を湿式研磨により平滑化した後、ビッカース硬度計を用いて、荷重１０ｇｆで、鋼板表面から板厚方向に１μｍの位置より、板厚方向１００μｍの位置まで、１μｍ間隔で測定を行った。その後は板厚中心まで２０μｍ間隔で測定を行った。硬度が板厚１／４位置の硬度に比して８５％以下に減少した領域を軟質層（表層軟質層）と定義し、当該領域の板厚方向の厚さを軟質層の厚さとした。

［表層軟質層のナノ硬度］
めっき層（溶融亜鉛めっき層又は合金化亜鉛めっき層、場合により金属電気めっき層）剥離後、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置まで機械研磨、ダイヤモンド及びアルミナでのバフ研磨及びコロイダルシリカ研磨を実施した。ナノインデンテーション装置（Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ－９５０）を用いて、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、
荷重速度及び除荷速度：５０μＮ／ｓ
最大荷重：５００μＮ
測定領域：５０μｍ×５０μｍ
データ採取ピッチ：５msec
打点間隔：２μｍ
の条件で計５１２点のナノ硬度を測定した。
次いで、前記表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置まで機械研磨、ダイヤモンド及びアルミナでのバフ研磨及びコロイダルシリカ研磨を実施した。Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ－９５０を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、上記と同様の条件で計５１２点のナノ硬度を測定した。

得られた鋼板について、上記の試験方法に従い、部品の強度、延性、伸びフランジ性、剪断端面部の曲げ性及び低温靭性を評価した。結果を表５に併記する。
さらに、以下の試験方法に従い、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験、軸圧壊破断試験を行った。結果を表５に併記する。
なお、板厚１．２ｍｍ超の溶融亜鉛めっき鋼板のＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験及び軸圧壊試験では、板厚の影響を考慮し、全て板厚１．２ｍｍの鋼板で実施した。板厚１．２ｍｍ超の鋼板は片面研削し、板厚を１．２ｍｍにした。一方、板厚１．２未満の溶融亜鉛めっき鋼板のＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験及び軸圧壊試験では、板厚の影響が小さいため、研削処理無しで試験を行った。

《Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験》
Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験は以下のようにして実施した。
得られた鋼板から、６０ｍｍ×６５ｍｍの試験片を剪断・端面研削加工により採取した。ここで、６０ｍｍの辺は圧延（Ｌ）方向に平行とする。曲率半径/板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工（一次曲げ加工）を施し、試験片を準備した。９０°曲げ加工（一次曲げ加工）では、図２（ａ）に示すように、Ｖ溝を有するダイＡ１の上に載せた鋼板に対して、パンチＢ１を押し込んで試験片Ｔ_１を得た。次に、図２（ｂ）に示すように、支持ロールＡ２の上に載せた試験片Ｔ_１に対して、曲げ方向が圧延直角方向となるようにして、パンチＢ２を押し込んで直交曲げ（二次曲げ加工）を施した。図２（ａ）及び図２（ｂ）において、Ｄ１は幅（Ｃ）方向、Ｄ２は圧延（Ｌ）方向を示している。

Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験におけるＶ曲げの条件は、以下のとおりである。
試験方法：ダイ支持、パンチ押し込み
成型荷重：１０ｔｏｎ
試験速度：３０ｍｍ/ｍｉｎ
保持時間：５ｓ
曲げ方向：圧延（Ｌ）方向

Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験におけるＶＤＡ曲げの条件は、以下のとおりである。
試験方法：ロール支持、パンチ押し込み
ロール径：φ３０ｍｍ
パンチ先端Ｒ：０．４ｍｍ
ロール間距離：（板厚×２）＋０．５ｍｍ
ストローク速度：２０ｍｍ/ｍｉｎ
試験片サイズ：６０ｍｍ×６０ｍｍ
曲げ方向：圧延直角（Ｃ）方向

前記ＶＤＡ曲げを施した際に得られるストローク－荷重曲線において、荷重最大時のストロークを求める。前記Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験を３回実施した際の当該荷重最大時のストロークの平均値をＳＦ_ｍａｘ（ｍｍ）とした。求めたＳＦ_ｍａｘが、２６．０ｍｍ以上を満たす場合、衝突時の耐破断性（曲げ破断に対する耐性）に優れると判断した。

《軸圧壊試験》
軸圧壊試験は、以下のようにして実施した。
得られた鋼板から、１５０ｍｍ×１００ｍｍの試験片を剪断加工により採取した。ここで、１５０ｍｍの辺は圧延（Ｌ）方向に平行とする。パンチ肩半径が５．０ｍｍであり、ダイ肩半径が５．０ｍｍである金型を用いて、深さ４０ｍｍとなるように成形加工（曲げ加工）して、図３（ａ）及び図３（ｂ）に示すハット型部材１０を作製した。
また、ハット型部材の素材として用いた鋼板を、８０ｍｍ×１００ｍｍの大きさに別途切り出した。次に、その切り出した後の鋼板２０と、ハット型部材１０とをスポット溶接し、図３（ａ）及び図３（ｂ）に示すような試験用部材３０を作製した。図３（ａ）は、ハット型部材１０と鋼板２０とをスポット溶接して作製した試験用部材３０の正面図である。図３（ｂ）は、試験用部材３０の斜視図である。スポット溶接部４０の位置は、図３（ｂ）に示すように、鋼板の端部と溶接部が１０ｍｍ、溶接部間が２０ｍｍの間隔となるようにした。次に、図３（ｃ）に示すように、試験用部材３０を地板５０とＴＩＧ溶接により接合して軸圧壊試験用サンプルを作製した。次に、作製した軸圧壊試験用サンプルにインパクター６０を衝突速度１０ｍｍ/ｍｉｎで等速衝突させ、軸圧壊試験用のサンプルを７０ｍｍ圧壊した。図３（ｃ）に示すように、圧壊方向Ｄ３は、試験用部材３０の長手方向と平行な方向とした。
試験後の試験体３０の外観を観察し、軸圧壊破断（外観割れ）の有無を確認した。
外観割れが認められなかった場合は「Ａ」を、外観割れが１箇所以下で認められた場合は「Ｂ」を、外観割れが２箇所以上で認められた場合は「Ｃ」を、下記表５に記載した。「Ａ」又は「Ｂ」の場合、衝突時の耐破断性（軸圧壊破断に対する耐性）に優れると判断した。

表５に示すように、本発明例では、ＴＳが７８０ＭＰａ以上であり、部品の強度、延性、伸びフランジ性、剪断端面部の曲げ性、低温靭性及び衝突時の耐破断特性（曲げ破断特性及び軸圧壊特性）が優れている。

本発明によれば、部品強度、伸びフランジ性、剪断端面部の曲げ性、低温靭性及び衝突時の耐破断特性（曲げ破断特性及び軸圧壊特性）に優れる高強度鋼板が提供される。特に、本発明の高強度鋼板は、種々の特性に優れるので、種々の大きさ及び形状の自動車の骨格構造部品や補強部品等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。

Ａ１ ダイ
Ａ２ 支持ロール
Ｂ１ パンチ
Ｂ２ パンチ
Ｔ１ 試験片
Ｄ１ 幅（Ｃ）方向
Ｄ２ 圧延（Ｌ）方向
Ｄ３ 圧壊方向
１０ ハット型部材
２０ 鋼板
３０ 試験用部材
４０ スポット溶接部
５０ 地板
６０ インパクター

Claims (36)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下、
   Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、
   Ｍｎ：０．１０％以上５．００％以下、
   Ｐ：０．１００％以下、
   Ｓ：０．０２００％以下、
   Ａｌ：１．０００％以下、
   Ｎ：０．０１００％以下及び
   Ｏ：０．０１００％以下
   を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
   板厚１／４位置において、
   マルテンサイトの面積率が１０％以上８０％以下、
   ベイナイトの面積率が２％以上７０％以下、
   フェライトの面積率が８０％以下、
   残留オーステナイトの面積率が１５％以下、かつ
   マルテンサイトブロック数に対する準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロック数の割合が２％以上である鋼組織と、
   を有し、
   板厚１／４位置において、２２５点以上のナノ硬度を測定したとき、ナノ硬度の平均値［Ｈ_ｎ］^aveに対して、ナノ硬度の標準偏差σ_nが０．６０×［Ｈ_ｎ］^ave以下である、
   高強度鋼板。
2. 前記準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロックにおける準安定炭化物の個数密度の平均値が１×１０⁶個/ｍｍ^２以上である、請求項１に記載の高強度鋼板。
3. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
   Ｔｉ：０．２００％以下、
   Ｎｂ：０．２００％以下、
   Ｖ：０．２００％以下、
   Ｔａ：０．１０％以下、
   Ｗ：０．１０％以下、
   Ｂ：０．０１００％以下、
   Ｃｒ：１．００％以下、
   Ｍｏ：１．００％以下、
   Ｎｉ：１．００％以下、
   Ｃｏ：０．０１０％以下、
   Ｃｕ：１．００％以下、
   Ｓｎ：０．２００％以下、
   Ｓｂ：０．２００％以下、
   Ｃａ：０．０１００％以下、
   Ｍｇ：０．０１００％以下、
   ＲＥＭ：０．０１００％以下、
   Ｚｒ：０．１００％以下、
   Ｔｅ：０．１００％以下、
   Ｈｆ：０．１０％以下及び
   Ｂｉ：０．２００％以下
   からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、請求項１又は２に記載の高強度鋼板。
4. 前記高強度鋼板の板厚１／４位置のビッカース硬さに対して、ビッカース硬さが８５％以下の領域であって、前記高強度鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以内の領域である表層軟質層を有し、
   前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置及び板厚方向深さの１／２位置のそれぞれにおける板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、
   前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、全測定数に対して０．１０以下であり、
   前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、
   さらに、前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下である、請求項１又は２に記載の高強度鋼板。
5. 前記高強度鋼板の板厚１／４位置のビッカース硬さに対して、ビッカース硬さが８５％以下の領域であって、前記高強度鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以内の領域である表層軟質層を有し、
   前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置及び板厚方向深さの１／２位置のそれぞれにおける板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、
   前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、全測定数に対して０．１０以下であり、
   前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、
   さらに、前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下である、請求項３に記載の高強度鋼板。
6. 前記高強度鋼板の片面又は両面の表面上において、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ及びＢｉから選択される１種又は２種以上を合計で５０質量％超含む第１の金属めっき層を有する、請求項１又は２に記載の高強度鋼板。
7. 前記高強度鋼板の片面又は両面の表面上において、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ及びＢｉから選択される１種又は２種以上を合計で５０質量％超含む第１の金属めっき層を有する、請求項３に記載の高強度鋼板。
8. 前記高強度鋼板の片面又は両面の表面上において、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ及びＢｉから選択される１種又は２種以上を合計で５０質量％超含む第１の金属めっき層を有する、請求項４に記載の高強度鋼板。
9. 前記高強度鋼板の片面又は両面の表面上において、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ及びＢｉから選択される１種又は２種以上を合計で５０質量％超含む第１の金属めっき層を有する、請求項５に記載の高強度鋼板。
10. 前記高強度鋼板の片面又は両面の最外層に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む第２の金属めっき層を有する、請求項１又は２に記載の高強度鋼板。
11. 前記高強度鋼板の片面又は両面の最外層に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む第２の金属めっき層を有する、請求項３に記載の高強度鋼板。
12. 前記高強度鋼板の片面又は両面の最外層に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む第２の金属めっき層を有する、請求項４に記載の高強度鋼板。
13. 前記高強度鋼板の片面又は両面の最外層に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む第２の金属めっき層を有する、請求項５に記載の高強度鋼板。
14. 前記高強度鋼板の片面又は両面の最外層に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む第２の金属めっき層を有する、請求項６に記載の高強度鋼板。
15. 前記高強度鋼板の片面又は両面の最外層に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む第２の金属めっき層を有する、請求項７に記載の高強度鋼板。
16. 前記高強度鋼板の片面又は両面の最外層に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む第２の金属めっき層を有する、請求項８に記載の高強度鋼板。
17. 前記高強度鋼板の片面又は両面の最外層に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む第２の金属めっき層を有する、請求項９に記載の高強度鋼板。
18. 請求項１又は２に記載の高強度鋼板を用いてなる、部材。
19. 請求項１８に記載の部材からなる、自動車の骨格構造部品又は自動車の補強部品。
20. 請求項１に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
    請求項１に記載の成分組成を有する鋼スラブに、
    平均のひずみ速度が１×１０^－４／s以上１×１０^－１／s以下、総圧下率５０％以上の条件で粗圧延を施した後、仕上げ圧延を施し、次いで巻取り処理を施して、熱延板を得る熱間圧延工程、
    次いで、酸洗及び冷間圧延を施して、冷延板を得る酸洗及び冷間圧延工程と、
    次いで、加熱温度が７５０℃以上の条件で第１加熱する第１加熱工程と、
    次いで、Ｔ_２以上７５０℃以下の温度域における第１冷却速度が２．０℃／ｓ以上の条件で冷却する第１冷却工程と、
    次いで、３５０℃以上５５０℃以下の滞留温度Ｔ_２で下記式１で定義されるＦが０．２０以上０．９０以下を満たす滞留時間ｔ（ｓ）の条件で滞炉させる滞炉工程と、
    次いで、Ｍｓ－２０℃以下まで冷却する工程であって、Ｍｓ－２０℃以上Ｍs以下の温度域における第２平均冷却速度を５℃／ｓ以上の条件とする第２冷却工程と、
    次いで、下記式２を満たす温度Ｘ（℃）と保持時間Ｙ（ｓ）の条件で処理する第２加熱工程と
    を含む、高強度鋼板の製造方法。
    記
    式１：Ｆ＝１－ｅｘｐ（－ｋｔ^ｎ）
    ｔ：滞留時間（ｓ）
    ｋ、ｎ：前記スラブを前記第１冷却工程終了までの工程に付して得られる試験片に対して、３５０℃以上５５０℃以下の滞留温度Ｔ_２で保持させて行われるフォーマスター試験の膨張曲線から求められる定数。
    式２：７０００≦（２７３＋Ｘ）（２０＋ｌｏｇ(Ｙ/３６００)）≦１３０００
21. 請求項３に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
    請求項３に記載の成分組成を有する鋼スラブに、
    平均のひずみ速度が１×１０^－４／s以上１×１０^－１／s以下、総圧下率５０％以上の条件で粗圧延を施した後、仕上げ圧延を施し、次いで巻取り処理を施して、熱延板を得る熱間圧延工程、
    次いで、酸洗及び冷間圧延を施して、冷延板を得る酸洗及び冷間圧延工程と、
    次いで、加熱温度が７５０℃以上の条件で第１加熱する第１加熱工程と、
    次いで、Ｔ_２以上７５０℃以下の温度域における第１冷却速度が２．０℃／ｓ以上の条件で冷却する第１冷却工程と、
    次いで、３５０℃以上５５０℃以下の滞留温度Ｔ_２で下記式１で定義されるＦが０．２０以上０．９０以下を満たす滞留時間ｔ（ｓ）の条件で滞炉させる滞炉工程と、
    次いで、Ｍｓ－２０℃以下まで冷却する工程であって、Ｍｓ－２０℃以上Ｍs以下の温度域における第２平均冷却速度を５℃／ｓ以上の条件とする第２冷却工程と、
    次いで、下記式２を満たす温度Ｘ（℃）と保持時間Ｙ（ｓ）の条件で処理する第２加熱工程と
    を含む、高強度鋼板の製造方法。
    記
    式１：Ｆ＝１－ｅｘｐ（－ｋｔ^ｎ）
    ｔ：滞留時間（ｓ）
    ｋ、ｎ：前記スラブを前記第１冷却工程終了までの工程に付して得られる試験片に対して、３５０℃以上５５０℃以下の滞留温度Ｔ_２で保持させて行われるフォーマスター試験の膨張曲線から求められる定数。
    式２：７０００≦（２７３＋Ｘ）（２０＋ｌｏｇ(Ｙ/３６００)）≦１３０００
22. 前記第２加熱工程において、温度Ｘ（℃）が下記式３を満たす、請求項２０記載の高強度鋼板の製造方法。
    記
    式３：１００≦Ｘ≦４００
23. 前記第２加熱工程において、温度Ｘ（℃）が下記式３を満たす、請求項２１に記載の高強度鋼板の製造方法。
    記
    式３：１００≦Ｘ≦４００
24. 前記第１加熱工程を露点－３０℃以上の雰囲気下で行う、請求項２０に記載の高強度鋼板の製造方法。
25. 前記第１加熱工程を露点－３０℃以上の雰囲気下で行う、請求項２１に記載の高強度鋼板の製造方法。
26. 前記冷間圧延工程後、かつ前記第１加熱工程の前の鋼板の片面もしくは両面において、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ及びＢｉから選択される１種又は２種以上を合計で５０質量％超含む金属めっきを施す工程を含む、請求項２０に記載の高強度鋼板の製造方法。
27. 前記冷間圧延工程後、かつ前記第１加熱工程の前の鋼板の片面もしくは両面において、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ及びＢｉから選択される１種又は２種以上を合計で５０質量％超含む金属めっきを施す工程を含む、請求項２１に記載の高強度鋼板の製造方法。
28. 前記第１加熱から第２加熱工程の鋼板に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む金属めっきを施す工程を含む、請求項２０記載の高強度鋼板の製造方法。
29. 前記第１加熱から第２加熱工程の鋼板に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む金属めっきを施す工程を含む、請求項２１に記載の高強度鋼板の製造方法。
30. 前記第１加熱から第２加熱工程の鋼板に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む金属めっきを施す工程を含む、請求項２２に記載の高強度鋼板の製造方法。
31. 前記第１加熱から第２加熱工程の鋼板に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む金属めっきを施す工程を含む、請求項２３に記載の高強度鋼板の製造方法。
32. 前記第１加熱から第２加熱工程の鋼板に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む金属めっきを施す工程を含む、請求項２４に記載の高強度鋼板の製造方法。
33. 前記第１加熱から第２加熱工程の鋼板に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む金属めっきを施す工程を含む、請求項２５に記載の高強度鋼板の製造方法。
34. 前記第１加熱から第２加熱工程の鋼板に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む金属めっきを施す工程を含む、請求項２６に記載の高強度鋼板の製造方法。
35. 前記第１加熱から第２加熱工程の鋼板に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で５０質量％以上含む金属めっきを施す工程を含む、請求項２７に記載の高強度鋼板の製造方法。
36. 請求項１又は２に記載の高強度鋼板に、成形加工又は接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を有する、部材の製造方法。

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