(57)【要約】【課題】強度・伸びバランスおよび曲げ加工性の両方に優れた引張強度が１１００ＭＰａ以上の超高強度鋼板、およびその製造方法を提供する。【解決手段】鋼板の金属組織が、マルテンサイトと、ベイニティックフェライトおよびポリゴナルフェライトの軟質相とを有し、前記マルテンサイトは５０面積％以上、前記ベイニティックフェライトは１５面積％以上、前記ポリゴナルフェライトは５面積％以下（０面積％を含む）であり、前記軟質相の円相当直径を測定したとき、その変動係数（標準偏差／平均値）が１．０以下であり、引張強度が１１００ＭＰａ以上である超高強度鋼板。【選択図】図１
2011225975.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．０５〜０．２５％（質量％の意味。以下、成分について同じ。）、
Ｓｉ：０．５〜２．５％、
Ｍｎ：２．０〜４％、
Ｐ  ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、および
Ｎ  ：０．０１％以下（０％を含まない）を満足し、
残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板であり、
前記鋼板の金属組織は、マルテンサイトと、軟質相であるベイニティックフェライトおよびポリゴナルフェライトとを有し、金属組織全体に対する比率は、
前記マルテンサイトは５０面積％以上、
前記ベイニティックフェライトは１５面積％以上、
前記ポリゴナルフェライトは５面積％以下（０面積％を含む）であり、
前記軟質相の円相当直径を測定したとき、その変動係数（標準偏差／平均値）が１．０以下に抑制されており、
引張強度が１１００ＭＰａ以上であることを特徴とする加工性に優れた超高強度鋼板。
【請求項２】
前記鋼板が、更に他の元素として、
Ｔｉ：０．１０％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、および
Ｖ  ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有するものである請求項１に記載の超高強度鋼板。
【請求項３】
前記鋼板が、更に他の元素として、
Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）、
Ｃｕ：１％以下（０％を含まない）、および
Ｎｉ：１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有するものである請求項１または２に記載の超高強度鋼板。
【請求項４】
前記鋼板が、更に他の元素として、
Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）および／または
Ｗ  ：１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の超高強度鋼板。
【請求項５】
前記鋼板が、更に他の元素として、
Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の超高強度鋼板。
【請求項６】
前記鋼板が、更に他の元素として、
Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、
Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、および
ＲＥＭ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の超高強度鋼板。
【請求項７】
前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層が形成されている請求項１〜６のいずれかに記載の超高強度鋼板。
【請求項８】
請求項１〜６のいずれかに記載の成分組成を満足する熱延鋼板を、冷延率ＣＲ（％）が下記式（１）を満足するように冷間圧延した後、
Ａｃ3点−１０℃以上、Ａｃ3点＋５０℃以下の温度範囲で均熱処理し、
次いで５５０℃以下、４５０℃以上の冷却停止温度まで冷却することを特徴とする加工性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
０．４×ＣＲ−４００×［Ｔｉ］−２５０×［Ｎｂ］−１５０×[Ｖ]＋１０×［Ｓｉ］−１０×［Ｍｎ］＋１０≧０    ・・・（１）
［式（１）中、［  ］は、各元素の含有量（質量％）を表す。］
【請求項９】
請求項８に記載の製造方法で得られた超高強度鋼板に溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする加工性に優れた超高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１０】
請求項９において、前記溶融亜鉛めっきを施した後、更に合金化処理を行うことを特徴とする加工性に優れた超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、引張強度が１１００ＭＰａ以上の超高強度を有する鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにこれらの製造方法に関するものである。詳細には、該鋼板の加工性を改善する技術に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
例えば、自動車、輸送機、家電製品、建材など広範囲の用途で高強度鋼板が使用されている。自動車や輸送機等においては、低燃費化を実現するために、自動車等を軽量化することが望まれている。自動車等には特に衝突安全性が求められており、ピラー等の構造部品や、バンパー、インパクトビーム等の補強部品にも一層の高強度化が要求されている。防錆性が要求される部材には、溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＩ鋼板という。）や、ＧＩ鋼板に合金化処理が施された合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＡ鋼板という）も用いられている。ＧＩ鋼板およびＧＡ鋼板は、防錆性に優れている。しかし、鋼板を高強度化すると伸び（延性）が劣化するため、加工性が悪くなる。そこで上記鋼板には、加工性を劣化させないために、強度と伸びのバランスが良好であることが求められている。また、上記鋼板には、加工時に割れが発生せず、曲げ加工性が良好であることも求められている。
【０００３】
高強度鋼板の加工性（強度・伸びバランスおよび曲げ加工性）を改善する技術として、特許文献１〜４が開示されている。これらのうち特許文献１には、鋼板の金属組織を、５０％以上のフェライト相と１０％以上のマルテンサイト相を含み、前記フェライト相に占めるベイニティックフェライト相の面積率を２０〜８０％、前記マルテンサイト相の平均粒径を１０μｍ以下とすることによって、７８０ＭＰａ以上の引張強度で、且つ穴拡げ性と曲げ性を改善した高強度ＧＩ鋼板が記載されている。詳細には、充分な延性を確保するために延性に富む軟質なフェライト相の面積率を５０％以上とし、第２相のマルテンサイト量を増加させて強度を確保するためにＣｒを多量に添加している。
【０００４】
特許文献２には、マルテンサイト相が５０〜９０体積％、硬質ベイナイト相が５〜３５体積％、軟質ベイナイト相が３５体積％以下、残留オーステナイトが０．１〜５体積％からなり、引張強度が１１００ＭＰａ以上で、穴拡げ率が４０％以上である冷延薄鋼板が開示されている。しかしこの冷延薄鋼板は硬質ベイナイト相を含んでいるため、伸びが低くなり、強度−伸びバランスと曲げ性を両立することが困難であると考えられる。しかも硬質ベイナイト相を得るには緩冷却と急速冷却を組み合わせて行わなければならず、こうした冷却を行うための設備が必要となり、コスト高となる。
【０００５】
特許文献３には、マルテンサイト組織を活用して高強度化を図るとともに、鋼板中のＣ量を０．１６％以上とした上で、上部ベイナイト変態を活用することで、ＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ；変態誘起塑性）効果を得る上で有利な安定した残留オーステナイトを確保（具体的には、５％以上５０％以下）でき、優れた成形性を有する引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が開示されている。
【０００６】
特許文献４には、ＮｂとＭｏを複合添加した鋼板において、金属組織が、ベイナイト、ベイニティックフェライト、炭素量が０．１％未満若しくはビッカース硬度が４５０以下であるマルテンサイトの一相又は二相以上を合計で７０％以上含有し、残留オーステナイトを３％未満に制限し、引張強さが８００ＭＰａ以上である穴拡げ性に優れた高強度鋼板が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００９−１４９９３７号公報
【特許文献２】特開２００７−１７７２７１号公報
【特許文献３】特開２０１０−６５２７２号公報
【特許文献４】特許第４１０２２８１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
上記高強度鋼板に要求される強度は近年益々高くなっており、超高強度と呼ばれる１１００ＭＰａ以上の引張強度が求められている。しかし、これらの鋼板を超高強度化すると伸びが一段と劣化するため、強度・伸びバランスが一層悪くなり、加工性が益々劣化する。また、超高強度化によって曲げ加工性も悪くなり、加工性が益々劣化する。
【０００９】
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、強度・伸びバランスおよび曲げ加工性の両方に優れた引張強度が１１００ＭＰａ以上の超高強度鋼板、およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記課題を解決することのできた本発明に係る超高強度鋼板は、Ｃ：０．０５〜０．２５％（質量％の意味。以下、成分について同じ。）、Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ｍｎ：２．０〜４％、Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．１％、およびＮ：０．０１％以下（０％を含まない）を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板である。そして、前記鋼板の金属組織は、マルテンサイトと、軟質相であるベイニティックフェライトおよびポリゴナルフェライトとを有し、金属組織全体に対する比率は、前記マルテンサイトは５０面積％以上、前記ベイニティックフェライトは１５面積％以上、前記ポリゴナルフェライトは５面積％以下（０面積％を含む）であり、前記軟質相の円相当直径を測定したとき、その変動係数（標準偏差／平均値）が１．０以下に抑制されており、引張強度が１１００ＭＰａ以上であるところに要旨を有している。
【００１１】
上記鋼板は、更に他の元素として、
（ａ）Ｔｉ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種、
（ｂ）Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１％以下（０％を含まない）、およびＮｉ：１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種、
（ｃ）Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）および／またはＷ：１％以下（０％を含まない）、
（ｄ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、
（ｅ）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、およびＲＥＭ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種、
等を含有してもよい。
【００１２】
本発明には、上記超高強度鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されている超高強度溶融亜鉛めっき鋼板も包含され、この超高強度溶融亜鉛めっき鋼板は加工性に優れたものとなる。また、本発明には、上記超高強度溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理を施して得られた超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板も包含され、この超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は加工性に優れたものとなる。
【００１３】
本発明に係る上記超高強度鋼板は、上記成分組成を満足する熱延鋼板を、冷延率ＣＲ（％）が下記式（１）を満足するように冷間圧延した後、Ａｃ3点−１０℃以上、Ａｃ3点＋５０℃以下の温度範囲で均熱処理し、次いで５５０℃以下、４５０℃以上の冷却停止温度まで冷却することによって製造できる。また、本発明に係る上記超高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記製造方法で得られた超高強度鋼板に溶融亜鉛めっきを施すことによって製造できる。更に、上記溶融亜鉛めっきを施した後、合金化処理を行うことによって、上記超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる。下記式（１）中、［  ］は、各元素の含有量（質量％）を表す。
０．４×ＣＲ−４００×［Ｔｉ］−２５０×［Ｎｂ］−１５０×[Ｖ]＋１０×［Ｓｉ］−１０×［Ｍｎ］＋１０≧０    ・・・（１）
【発明の効果】
【００１４】
本発明では、マルテンサイトを主体とし、軟質相であるベイニティックフェライトおよびポリゴナルフェライトを有する金属組織とし、前記軟質相についてベイニティックフェライトを所定量以上生成させる一方で、前記ポリゴナルフェライトの生成量を所定値以下に抑え、且つ前記軟質相の円相当直径のバラツキを低減しているため、１１００ＭＰａ以上の超高強度で、しかも加工性（強度・伸びバランスおよび曲げ加工性）に優れた超高強度鋼板、超高強度ＧＩ鋼板および超高強度ＧＡ鋼板を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】図１は、上記式（１）の左辺の値（Ｚ値）と軟質相の円相当直径の変動係数との関係を示したグラフである。
【図２】図２は、冷延率ＣＲ（％）とＸ値（４００×［Ｔｉ］＋２５０×［Ｎｂ］＋１５０×［Ｖ］−１０×［Ｓｉ］＋１０×［Ｍｎ］−１０）との関係を示したグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明者らは、引張強度１１００ＭＰａ以上の超高強度鋼板、超高強度ＧＩ鋼板および超高強度ＧＡ鋼板の加工性（強度・伸びバランスおよび曲げ加工性）を改善するために、特に金属組織に着目して鋭意検討を重ねてきた。その結果、これら鋼板の金属組織を、マルテンサイト主体として１１００ＭＰａ以上の引張強度を確保し、且つ第２相としてベイニティックフェライトとポリゴナルフェライトの軟質相を生成させると共に、ポリゴナルフェライトの生成を抑制し、ベイニティックフェライトの生成を促進し、且つ軟質相の大きさのバラツキ（変動係数）を適切に制御すれば、超高強度領域における加工性が飛躍的に向上することを見出し、本発明を完成した。このうち軟質相の大きさの変動係数は所望の特性を確保するために極めて重要な要件であり、金属組織の分率が上記範囲を満足していてもこの変動係数が本発明の範囲を外れると、超高強度域における強度・伸びバランスおよび曲げ加工性（特に曲げ加工性）が低下することが明らかになった（後記する実施例を参照）。
【００１７】
まず、本発明を完成した経緯を説明する。
【００１８】
本発明者らは、１１００ＭＰａ以上の引張強度を確保しつつ曲げ加工時の割れ発生を防止し、且つ強度・伸びバランスを改善するために、鋼板の金属組織をマルテンサイト主体（具体的には、金属組織に対して５０面積％以上）とし、ポリゴナルフェライトの生成は抑制し（具体的には、金属組織に対して５面積％以下）、ポリゴナルフェライトよりも硬質で、且つマルテンサイトよりも伸びに優れているベイニティックフェライトを積極的に生成（具体的には、金属組織に対して１５面積％以上）させることにした。ところが、このように金属組織を制御することによっても曲げ加工時に割れが発生したり、強度・伸びバランスが依然として悪い場合があった。
【００１９】
そこで更に検討したところ、上記ポリゴナルフェライトおよび上記ベイニティックフェライト（以下、まとめて軟質相という。）の大きさのバラツキ（本発明では、円相当直径の変動係数で評価する。）が、曲げ加工時の割れ発生および強度・伸びバランスに大きく影響を及ぼしていることが明らかとなった。上記軟質相の円相当直径を複数回測定したときに、その平均値が同じであっても、測定値にバラツキがあるときには曲げ加工時に割れが発生し易く、しかも強度・伸びバランスが劣化することが判明した。円相当直径の測定値にバラツキが生じている場合は、曲げ加工時に応力が均一に付与されず、円相当直径が大きな軟質相に応力が集中し、また軟質相の大小によって強度と伸びにバラツキが発生すると考えられる。
【００２０】
次に、本発明の超高強度鋼板について具体的に説明する。
【００２１】
本発明の超高強度鋼板の金属組織は、マルテンサイトと、軟質相であるベイニティックフェライトおよびポリゴナルフェライトとを有している。具体的には、マルテンサイトは、金属組織全体に対して５０面積％以上、ベイニティックフェライトは、金属組織全体に対して１５面積％以上であり、ポリゴナルフェライトは、金属組織全体に対して５面積％以下に抑制されている。そして、上記円相当直径の測定値のバラツキを変動係数で整理し、この変動係数を１．０以下に抑制されているところに最大の特徴を有している。なお、変動係数とは、測定結果から求められる標準偏差を測定結果の平均値で割った値（標準偏差／平均値）である。
【００２２】
主相である上記マルテンサイトは、１１００ＭＰａ以上の引張強度を確保するために必要な組織である。マルテンサイトが、金属組織全体に対して５０面積％を下回ると強度を確保できない。従ってマルテンサイトは５０面積％以上、好ましくは６０面積％以上、より好ましくは７０面積％以上とする。マルテンサイトの上限は、後述するベイニティックフェライトの生成量を確保するために８５面積％とする。なお、マルテンサイトが多くなると伸びが劣化し、強度・伸びバランスが悪くなり、加工性が低下することがある。従ってマルテンサイトは、より好ましくは８０面積％以下とする。
【００２３】
第２相の上記軟質相は、ベイニティックフェライトとポリゴナルフェライトから構成されており、これらの合計は金属組織全体に対して５０面積％未満である。なお、ポリゴナルフェライトは、０面積％であってもよい。
【００２４】
上記ベイニティックフェライトは、鋼板の伸びを高め、強度・伸びバランスを改善して加工性を向上させる組織である。また、ベイニティックフェライトは、ポリゴナルフェライトよりも硬質である。従ってポリゴナルフェライトの生成を抑制する一方で、ベイニティックフェライトを積極的に生成させることによって、フェライトとマルテンサイトとの硬度差を小さくでき、曲げ加工性を改善できる。よって本発明では、ベイニティックフェライトは、金属組織全体に対して１５面積％以上、好ましくは２０面積％以上、より好ましくは２５面積％以上とする。ベイニティックフェライトは、上述したマルテンサイト分率の生成量を確保するために５０面積％未満とする。なお、ベイニティックフェライトが多くなると、強度の確保が困難となる。従ってベイニティックフェライトは、より好ましくは４５面積％以下、更に好ましくは４０面積％以下とする。
【００２５】
上記ポリゴナルフェライトは、金属組織全体に対して５面積％以下に抑制する。ポリゴナルフェライトは、好ましくは４面積％以下、より好ましくは３面積％以下であり、最も好ましくは０面積％である。
【００２６】
上記ベイニティックフェライトとは、転位密度が高い下部組織を意味している。一方、上記ポリゴナルフェライトとは、等軸状のフェライトであり、転位が無いか又は転位密度が極めて低い下部組織を意味している。上記ベイニティックフェライトと上記ポリゴナルフェライトとは、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；ＳＥＭ）観察によって以下の通り明瞭に区別できる。
【００２７】
上記ベイニティックフェライトおよび上記ポリゴナルフェライトの面積率は、次の様にして求めることができる。即ち、鋼板のｔ／４位置（ｔは板厚）における断面を観察できるようサンプルを切り出し、ナイタール腐食し、断面における任意の位置の測定領域（約２０μｍ×約２０μｍ）をＳＥＭ観察（観察倍率４０００倍）する。このとき、ＳＥＭ写真では、ベイニティックフェライトは濃灰色で示され、ポリゴナルフェライトは黒色で示される。また、ポリゴナルフェライトは、等軸状で、内部に残留オーステナイトやマルテンサイトを含んでいない。
【００２８】
本発明では、上記軟質相（第２相）の円相当直径の変動係数を１．０以下とするところに特徴がある。円相当直径の変動係数が１．０を超えると、軟質相の大きさにバラツキが生じ、曲げ加工性や強度・伸びバランスが劣化する。上記変動係数は小さい程よく、１．０以下、好ましくは０．９以下、より好ましくは０．８以下とする。
【００２９】
上記軟質相の円相当直径は、鋼板のｔ／４位置（ｔは板厚）をＳＥＭで少なくとも３視野観察し、観察視野内に存在する軟質相（ベイニティックフェライトおよびポリゴナルフェライト）の全てを対象として測定する。円相当直径とは、軟質相の大きさに着目して、その面積が等しくなるように想定した円の直径を意味する。測定結果から標準偏差を求め、この標準偏差を測定結果の平均値で割って変動係数（標準偏差／平均値）を算出する。
【００３０】
上記軟質相の円相当直径は、例えば、標準偏差が０．７〜１．４、平均値が１．１〜１．７μｍであることが好ましい。軟質相の円相当直径は、例えば、最小値が０．０５μｍ以上、最大値が３．３μｍ以下であることが好ましい。
【００３１】
本発明の超高強度鋼板の金属組織は、主相（母相）のマルテンサイトと第２相の軟質相（ベイニティックフェライトおよびポリゴナルフェフェライト）で構成されていればよく、本発明による作用効果を損なわない程度であれば他の金属組織（例えば、パーライト、ベイナイト、残留オーステナイトなど）が生成していてもよい。但し、他の金属組織は、５面積％以下に抑えることが好ましく、より好ましくは４面積％以下、更に好ましくは３面積％以下である。
【００３２】
本発明の超高強度鋼板は、金属組織が上記要件を満足するものであり、該鋼板の成分組成は、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ｍｎ：２．０〜４％、Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．１％、およびＮ：０．０１％以下（０％を含まない）を満足している必要がある。こうした範囲を定めた理由は以下の通りである。
【００３３】
Ｃは、焼入れ性を向上させ、またマルテンサイトを硬質化して鋼の強度を確保するために欠くことのできない元素である。従ってＣは、０．０５％以上、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．１３％以上とする。しかしＣが０．２５％を超えると、強度が高くなり過ぎて伸びが悪くなり、強度と伸びのバランスを改善できず、加工性を向上させることができない。従ってＣは０．２５％以下、好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１８％以下とする。
【００３４】
Ｓｉは、伸びを劣化させることなく、固溶強化により鋼の強度を高める元素である。またＳｉは、割れの起点となるセメンタイトの生成を抑制する作用を有している。さらに、Ｓｉは、後述するように、Ａｃ1点を高めて再結晶温度範囲を広げ、再結晶の促進に有効に作用し、上述した変動係数の低減に寄与する元素である。従ってＳｉは、０．５％以上、好ましくは０．７５％以上、より好ましくは１％以上とする。しかしＳｉが２．５％を超えると、めっき性が劣化する。従ってＳｉは２．５％以下、好ましくは２％以下、より好ましくは１．８％以下とする。
【００３５】
Ｍｎは、焼入れ性を高め、強度を確保するために必要な元素である。従ってＭｎは、２．０％以上、好ましくは２．３％以上、より好ましくは２．５％以上とする。しかしＭｎは、後述するように、Ａｃ1点を低くして再結晶温度範囲を狭くし、再結晶の促進に悪影響を及ぼし、上述した変動係数を大きくする元素である。また、過剰に含有させるとめっき性が悪くなる。更に、過剰に含有させてＭｎが偏析すると強度が低下する。また、Ｍｎは、Ｐの粒界偏析を助長し、粒界脆化を引き起こす元素である。従ってＭｎは４％以下、好ましくは３．５％以下、より好ましくは３％以下とする。
【００３６】
Ｐは、粒界偏析して粒界脆化を引き起こす元素である。従ってＰは、０．１％以下、好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０１５％以下とする。
【００３７】
Ｓは、鋼中に硫化物系介在物（例えば、ＭｎＳなど）を多く形成し、この介在物が割れの起点なり、加工性（特に、曲げ加工性）を劣化させる原因となる。従ってＳは、０．０５％以下、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００８％以下とする。
【００３８】
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。従ってＡｌは、０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上とする。しかし過剰に含有させると、Ａｌ含有介在物（例えば、アルミナ等の酸化物など）が増加し、靱性や加工性を劣化させる原因となる。従ってＡｌは、０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下とする。
【００３９】
Ｎは、不可避的に含有する元素であり、過剰に含有すると加工性を劣化させる。また、鋼中にＢ（ホウ素）を含有させた場合には、ＢＮを析出させ、Ｂによる焼入れ性向上作用を阻害するため、Ｎはできるだけ低減することが望まれる。従ってＮは、０．０１％以下、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下とする。
【００４０】
本発明に係る超高強鋼板の基本成分組成は上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物である。
【００４１】
本発明の超高強鋼板は、更に他の元素として、以下（ａ）〜（ｅ）に示される元素を含有してもよい。
【００４２】
［（ａ）Ｔｉ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素］
Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、焼入れ性を向上させると共に、金属組織を微細化し、強度を高めるのに作用する元素である。また、これらの元素は、添加により再結晶開始温度を上昇させて再結晶温度範囲を狭め、上記変動係数を増大せしめる元素である。これらの元素は単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても構わない。しかし過剰に含有すると、上記変動係数が大きくなり、加工性が劣化する。従ってＴｉは０．１０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０９％以下、更に好ましくは０．０８％以下とする。Ｎｂは０．２％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１５％以下、更に好ましくは０．１％以下とする。Ｖは０．２％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１５％以下、更に好ましくは０．１％以下とする。なお、Ｔｉは０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上とする。Ｎｂは０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上とする。Ｖは０．０１％以上含有させることが好ましい。
【００４３】
［（ｂ）Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１％以下（０％を含まない）、およびＮｉ：１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素］
Ｃｒ、Ｃｕ、およびＮｉは、いずれも強度を向上させるのに作用する元素である。これらの元素は単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても構わない。
【００４４】
Ｃｒは、セメンタイトの生成や成長を抑制し、曲げ加工性を改善するのにも作用する元素である。しかし過剰に含有するとＣｒ炭化物が多く生成し、加工性が劣化する。また、Ｃｒを過剰に含有するとめっき性が悪くなる。従ってＣｒは１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．７％以下、更に好ましくは０．４％以下とする。なお、Ｃｒは、０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０５％以上とする。
【００４５】
一方、ＣｕとＮｉは、いずれも鋼板の耐食性も向上させる元素である。しかし過剰に含有すると、熱間加工性が劣化する。従ってＣｕは１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下とする。Ｎｉは１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下とする。なお、Ｃｕは、０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１％以上とする。Ｎｉは、０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１％以上とする。
【００４６】
［（ｃ）Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）および／またはＷ：１％以下（０％を含まない）］
ＭｏとＷは、いずれも強度を向上させるのに作用する元素である。これらの元素は単独で添加しても良いし、併用しても構わない。しかしＭｏを過剰に含有させても添加効果は飽和し、コスト高となる。従ってＭｏは１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．３％以下とする。一方、Ｗを過剰に含有させると伸びが悪くなり、加工性が劣化する。従ってＷは１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．３％以下とする。なお、Ｍｏは、０．０１％以上含有することが好ましく、より好ましくは０．０３％以上、更に好ましくは０．０５％以上とする。Ｗは、０．０１％以上含有することが好ましく、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上とする。
【００４７】
［（ｄ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）］
Ｂは、焼入れ性を向上させて強度を高める作用を有する元素である。しかし過剰に含有すると、熱間加工性が劣化する。従ってＢは０．００５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００３％以下、更に好ましくは０．００１％以下とする。なお、Ｂは０．０００２％以上含有することが好ましく、より好ましくは０．０００３％以上、更に好ましくは０．０００５％以上とする。
【００４８】
［（ｅ）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、およびＲＥＭ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素］
Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭ（希土類元素）は、いずれも鋼中の介在物の形態を制御する作用を有しており、介在物を微細分散させて加工性の改善に寄与する元素である。これらの元素は単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても構わない。しかし過剰に含有すると却って加工性が劣化する。従ってＣａは０．００５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００４％以下、更に好ましくは０．００３％以下とする。Ｍｇは０．００５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００４％以下、更に好ましくは０．００３％以下とする。ＲＥＭは０．００５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００３％以下、更に好ましくは０．００１％以下とする。なお、Ｃａは、０．０００５％以上含有することが好ましく、より好ましくは０．０００７％以上、更に好ましくは０．０００９％以上とする。Ｍｇは、０．０００５％以上含有することが好ましく、より好ましくは０．００１％以上、更に好ましくは０．００１５％以上とする。ＲＥＭは、０．０００１％以上含有することが好ましく、より好ましくは０．０００１３％以上、更に好ましくは０．０００１５％以上とする。
【００４９】
なお、本発明において、ＲＥＭ（希土類元素）とは、ランタノイド元素（原子番号５７のＬａから原子番号７１のＬｕまでの１５元素）および原子番号２１のＳｃ（スカンジウム）と原子番号３９のＹ（イットリウム）を含む意味である。これらの元素のなかでも、Ｌａ、ＣｅおよびＹよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、より好ましくはＬａおよび／またはＣｅを含有するのがよい。
【００５０】
以上、本発明の超高強度鋼板について説明した。
【００５１】
上記超高強度鋼板の表面には、溶融亜鉛めっき層を形成して超高強度ＧＩ鋼板としてもよい。また、ＧＩ鋼板の溶融亜鉛めっき層は合金化してもよく、本発明には、上記超高強度ＧＩ鋼板に合金化処理を施して得られる超高強度ＧＡ鋼板も含まれる。
【００５２】
次に、本発明の超高強度鋼板を製造する方法について説明する。
【００５３】
マルテンサイトを主体とし、第２相の軟質相を構成するベイニティックフェライトとポリゴナルフェライトの生成バランスを適切に制御し、且つ該軟質相の円相当直径の変動係数を所定の範囲に制御するには、冷延条件、均熱条件、および均熱後の冷却条件を適切に制御することが重要である。即ち、上記成分組成を満足する熱延鋼板を、冷延率ＣＲ（％）が下記式（１）を満足するように冷間圧延した後、Ａｃ3点前後（具体的には、Ａｃ3点−１０℃以上、Ａｃ3点＋５０℃以下）に昇温することによってこの昇温過程で充分に再結晶を行い、軟質相の円相当直径の変動係数を所定値以下に抑える。なお、下記式（１）中、［  ］は、各元素の含有量（質量％）を表す。
０．４×ＣＲ−４００×［Ｔｉ］−２５０×［Ｎｂ］−１５０×[Ｖ]＋１０×［Ｓｉ］−１０×［Ｍｎ］＋１０≧０    ・・・（１）
【００５４】
次に、上記Ａｃ3点前後で均熱処理することによってポリゴナルフェライトの生成を抑制すると共に、マルテンサイトの生成を促進する。そして、冷却する（具体的には、冷却停止温度を５５０℃以下、４５０℃以上とする）ことによってベイニティックフェライトを生成させる。
【００５５】
以下、本発明の超高強度鋼板の製造方法について具体的に説明する。
【００５６】
まず、上記成分組成を有する熱延鋼板を準備する。熱間圧延は常法に従って行えばよいが、仕上げ温度を確保し、またオーステナイト粒の粗大化を防止するために、加熱温度は１１５０〜１３００℃程度とすればよい。仕上げ圧延は、加工性を阻害する集合組織を形成させないように仕上げ圧延温度を８５０〜９５０℃として行い、巻き取ればよい。
【００５７】
熱間圧延後は、必要に応じて常法に従って酸洗した後、冷間圧延する。冷間圧延は、冷延率ＣＲが、上記式（１）を満足するように行う。
【００５８】
上記式（１）は、軟質相の大きさのバラツキを低減するためには加熱中に再結晶を充分行うことが有効であるとの観点に基づき設定されたものである。再結晶の程度は、再結晶開始温度からＡｃ1点までの再結晶温度範囲と相関があると考えられるため、再結晶温度範囲を広げることによって軟質相の大きさのバラツキを低減でき、最終的に所望とする曲げ加工性と強度・伸びバランスを確保できる。本発明者らは、再結晶開始温度に影響を及ぼす因子として冷延率ＣＲ、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶを、Ａｃ1点に影響を及ぼす因子としてＳｉおよびＭｎを抽出し、各因子の再結晶温度範囲への寄与率および軟質相の大きさのバラツキに及ぼす影響について多くの基礎実験を重ねて検討した結果、再結晶温度範囲の程度Ｚを導出した。
【００５９】
上記式（１）に示すように、各成分の含有量との関係で冷延率ＣＲを適切に制御することにより、再結晶温度範囲が充分広げられるため軟質相の大きさのバラツキを小さくすることができる。
【００６０】
このうち冷延率ＣＲおよびＳｉは、再結晶温度範囲の拡大に寄与する正の因子である。詳細には、冷延率ＣＲが大きくなると、導入される歪が多くなるため、再結晶開始温度が低くなり、再結晶温度範囲を広げる方向に作用する。Ｓｉは、フェライト生成元素であり、Ａｃ1点の温度を高くし、再結晶温度範囲を広げる方向に作用する。
【００６１】
一方、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、およびＭｎは、上記とは異なる負の因子であり、再結晶温度範囲を狭くする因子である。詳細には、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、炭窒化物が再結晶粒の成長を抑制するため、再結晶開始温度を高くし、再結晶温度範囲を狭くする方向に作用する。Ｍｎは、オーステナイト生成元素であり、Ａｃ1点の温度を低くし、再結晶温度範囲を狭くする方向に作用する。
【００６２】
上記式（１）の左辺の値（以下、Ｚ値ということがある。）が正（０以上）であるということは、再結晶温度範囲が広く、昇温過程で充分再結晶が起こり、上記変動係数を低減できることを示している。
【００６３】
なお、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、必須元素ではなく、これらの元素を含有しない場合は、上記式（１）の該当箇所に「０質量％」を代入してＺ値を算出すればよい。
【００６４】
冷間圧延後は、Ａｃ3点−１０℃以上、Ａｃ3点＋５０℃以下の温度範囲に加熱保持して均熱処理することによって、ポリゴナルフェライトの生成を抑制し、且つマルテンサイトの生成を促進できる。均熱処理温度がＡｃ3点−１０℃を下回ると、ポリゴナルイフェラ
イトが多く生成し、マルテンサイトの生成が抑制され、強度を高めることができない。従って均熱処理温度はＡｃ3点−１０℃以上、好ましくはＡｃ3点−５℃以上、より好ましくはＡｃ3点以上とする。しかし均熱処理温度がＡｃ3点＋５０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、加工性が悪化する。従って均熱処理温度はＡｃ3点＋５０℃以下、好ましくはＡｃ3点＋４０℃以下、より好ましくはＡｃ3点＋３０℃以下とする。
【００６５】
均熱処理時の保持時間は特に限定されず、例えば１０〜１００秒程度（特に１０〜８０秒程度）であればよい。
【００６６】
なお、Ａｃ3点（加熱時フェライト変態終了温度）は、下記式（ｉ）に基づいて算出される。式中［  ］は各元素の含有量（質量％）を表す。この式は、「レスリー鉄鋼材料学」（丸善株式会社発行、Ｗｉｌｌｉａｍ  Ｃ．  Ｌｅｓｌｉｅ著、ｐ２７３）に記載されている。
Ａｃ3（℃）＝９１０−２０３×［Ｃ］1/2−１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］−｛３０×［Ｍｎ］＋１１×［Ｃｒ］＋２０×［Ｃｕ］−７００×［Ｐ］−４００×［Ａｌ］−１２０×［Ａｓ］−４００×［Ｔｉ］｝    ・・（ｉ）
【００６７】
均熱処理後は、５５０℃以下、４５０℃以上の冷却停止温度まで冷却することによってベイニティックフェライトを生成させる。冷却停止温度が５５０℃を超えると、ベイニティックフェライトの生成量が少なくなり、曲げ加工性および強度・伸びバランスが低下する。従って冷却停止温度は５５０℃以下、好ましくは５４０℃以下、より好ましくは５３０℃以下とする。しかし冷却停止温度が４５０℃を下回ると、ベイニティックフェライトが多く生成し、マルテンサイトの生成量が減少し、強度を確保できない。従って冷却停止温度は、４５０℃以上、好ましくは４６０℃以上、より好ましくは４７０℃以上とする。
【００６８】
均熱処理温度から冷却停止温度まで冷却するときの平均冷却速度は、パーライト等の生成を防止するために、例えば、１℃／秒以上とすればよい。平均冷却速度が１℃／秒未満では冷却中にパーライト組織が生成し、これが最終組織として残って伸びを劣化する原因となる。平均冷却速度は５℃／秒以上とすることが好ましい。平均冷却速度の上限は特に規定されないが、鋼板温度の制御のし易さや、設備コストを考えると１００℃／秒程度とするのがよい。平均冷却速度は、好ましくは５０℃／秒以下であり、より好ましくは３０℃／秒以下である。
【００６９】
５５０℃以下、４５０℃以上の温度範囲に冷却した後は、この温度範囲で１〜２００秒程度（特に超高強度鋼板の場合は１００〜２００秒程度、後述する超高強度ＧＩ鋼板または超高強度ＧＡ鋼板の場合は１〜１００秒程度）保持することによってベイニティックフェライトを生成させることができ、本発明に係る超高強度鋼板を得ることができる。
【００７０】
上記保持後は、得られた超高強度鋼板の表面に、常法に従って溶融亜鉛めっき層を形成することによって本発明に係る超高強度ＧＩ鋼板を得ることができる。例えば、めっき浴温度を、４００〜５００℃として溶融亜鉛めっきを行うことが好ましく、より好ましくは４４０〜４７０℃である。めっき浴の組成は特に限定されず、公知の溶融亜鉛めっき浴を用いればよい。
【００７１】
溶融亜鉛めっき後は、常法に従って冷却することにより所望組織の超高強度ＧＩ鋼板が得られる。具体的には、常温まで平均冷却速度１℃／秒以上で冷却することで、鋼板中のオーステナイトをマルテンサイトに変態させ、マルテンサイト主体の金属組織が得られる。平均冷却速度が１℃／秒未満では、マルテンサイトが生成し難く、パーライトや中間段階変態組織が生成するおそれがある。平均冷却速度は５℃／秒以上とすることが好ましい。平均冷却速度の上限は特に規定されないが、鋼板温度の制御のし易さや、設備コストを考えると５０℃／秒程度とするのがよい。平均冷却速度は、好ましくは４０℃／秒以下、より好ましくは３０℃／秒以下である。
【００７２】
上記超高強度ＧＩ鋼板に常法の合金化処理を施すことによって、超高強度ＧＡ鋼板を製造できる。即ち、合金化処理は、上記条件で溶融亜鉛めっきした後、５００〜６００℃程度（特に５３０〜５８０℃程度）で、５〜３０秒程度（特に１０〜２５秒程度）保持して行えばよい。合金化処理は、例えば、加熱炉、直火、または赤外線加熱炉などを用いて行えばよい。加熱手段も特に限定されず、例えば、ガス加熱、インダクションヒーター加熱（高周波誘導加熱装置による加熱）など慣用の手段を採用できる。
【００７３】
合金化処理後は、常法に従って冷却することにより所望組織の超高強度ＧＡ鋼板が得られる。具体的には、常温まで平均冷却速度１℃／秒以上で冷却することで、マルテンサイト主体の金属組織が得られる。
【００７４】
上記超高強度ＧＩ鋼板または上記超高強度ＧＡ鋼板には、各種塗装や塗装下地処理（例えば、リン酸塩処理などの化成処理）、有機皮膜処理（例えば、フィルムラミネートなどの有機皮膜の形成）などを行なってもよい。
【００７５】
各種塗装に用いる塗料には、公知の樹脂、例えばエポキシ樹脂、フッ素樹脂、シリコンアクリル樹脂、ポリウレタン樹脂、アクリル樹脂、ポリエステル樹脂、フェノール樹脂、アルキッド樹脂、メラミン樹脂などを使用できる。耐食性の観点から、エポキシ樹脂、フッ素樹脂、シリコンアクリル樹脂が好ましい。前記樹脂とともに、硬化剤を使用しても良い。また塗料は、公知の添加剤、例えば、着色用顔料、カップリング剤、レベリング剤、増感剤、酸化防止剤、紫外線安定剤、難燃剤などを含有していても良い。
【００７６】
本発明において塗料形態に特に限定はなく、あらゆる形態の塗料、例えば、溶剤系塗料、水系塗料、水分散型塗料、粉体塗料、電着塗料などを使用できる。また塗装方法にも特に限定にはなく、ディッピング法、ロールコーター法、スプレー法、カーテンフローコーター法、電着塗装法などを使用できる。被覆層（めっき層、有機皮膜、化成処理皮膜、塗膜など）の厚みは、用途に応じて適宜設定すれば良い。
【００７７】
本発明の超高強度鋼板は、超高強度で、しかも加工性（曲げ加工性および強度・伸びバランス）に優れているため、自動車用強度部品、例えば、フロントやリア部のサイドメンバ、クラッシュボックスなどの衝突部品をはじめ、センターピラーレインフォースなどのピラー類、ルーフレールレインフォース、サイドシル、フロアメンバー、キック部などの車体構成部品に使用できる。
【００７８】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【実施例】
【００７９】
下記表１または表２に示す成分組成（残部は、鉄および不可避不純物）のスラブを、１２５０℃に加熱し、仕上げ温度を９００℃として熱間圧延した後、酸洗してから下記表３または表４に示す冷延率ＣＲ（％）で冷間圧延して冷延鋼板を製造した。なお、下記表１において、ＲＥＭは、Ｌａを５０％程度、Ｃｅを３０％程度含有するミッシュメタルを用いた。また、下記表１または表２に、各スラブの成分組成と上記式（ｉ）に基づいて算出したＡｃ3点の温度を示す。また、下記表３および表４に、冷間圧延時の冷延率ＣＲとスラブの成分組成に基づいて、上記式（１）の左辺の値（Ｚ値）を算出して示す。
【００８０】
得られた冷延鋼板を平均昇温速度１０℃／秒で下記表３または表４に示す均熱温度まで加熱し、この温度で５０秒間保持して均熱処理した後、下記表３または表４に示す冷却停止温度まで平均冷却速度１０℃／秒で冷却し、この温度で５０秒間または１８０秒間保持した。下記表３または表４に、下記表１または表２に示したＡｃ3点の温度に基づいて算出した「Ａｃ3点−１０℃」および「Ａｃ3点＋５０℃」を示す。また、冷却停止温度での保持時間を示す。
【００８１】
上記保持後、得られた一部の冷延鋼板には溶融亜鉛めっきを施してＧＩ鋼板を製造するか（Ｎｏ．９〜１４）、溶融亜鉛めっき後、更に加熱して合金化処理を行い、ＧＡ鋼板を製造した（Ｎｏ．１〜８、１５〜２４）。なお、Ｎｏ．２５〜３３は、これらのめっき処理を行っていない冷延鋼板ままのものである。
【００８２】
ＧＩ鋼板は、上記保持後、４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬（浸漬時間５０秒程度）させて溶融亜鉛めっきを施した後、室温まで平均冷却速度１０℃／秒で冷却して製造した。
【００８３】
ＧＡ鋼板は、上記溶融亜鉛めっきを施した後、５５０℃に加熱し、この温度で２０秒間保持して合金化処理を行ってから室温まで平均冷却速度１０℃／秒で冷却して製造した。
【００８４】
下記表３または表４にめっきの種類（ＧＩまたはＧＡ）を示す。なお、表中、「無し」は、めっきを施していない冷延鋼板を示している。
【００８５】
得られた冷延鋼板、ＧＩ鋼板またはＧＡ鋼板の金属組織を次の手順で観察し、マルテンサイトおよび軟質相（ベイニティックフェライトおよびポリゴナルフェライト）の分率を測定した。
【００８６】
《金属組織の観察》
鋼板の金属組織は、板幅方向に対して垂直な断面を露出させ、この断面を研磨し、更に電解研磨した後、腐食させたものをＳＥＭ観察した。観察位置はｔ／４位置（ｔは板厚）とし、ＳＥＭで撮影した金属組織写真を画像解析し、マルテンサイト、ベイニティックフェライト、およびポリゴナルフェライトの面積率を夫々測定した。観察倍率は４０００倍、観察領域は２０μｍ×２０μｍとし、観察は３視野について行い、平均値を算出した。算出結果を下記表３または表４に示す。
【００８７】
また、上記金属組織写真（３視野分の写真）を画像解析し、軟質相（ベイニティックフェライトおよびポリゴナルフェライト）の円相当直径を測定し、その標準偏差を算出した。また、測定結果の平均値を算出し、標準偏差と平均値から変動係数（標準偏差／平均値）を算出した。下記表３または表４に、標準偏差、平均値、変動係数を示す。また、下記表３または表４には、測定結果のうち、円相当直径の最小値および最大値を併せて示した。
【００８８】
図１に、上記式（１）の左辺の値（Ｚ値）と、軟質相の円相当直径の変動係数との関係をグラフに示す。図１から明らかなように、Ｚ値が０以上となるように冷延率ＣＲ（％）を制御すれば、軟質相の円相当直径の変動係数は１．０以下に抑えられる傾向が読み取れる。
【００８９】
次に、得られた冷延鋼板、ＧＩ鋼板またはＧＡ鋼板の機械的特性および加工性を調べた。
【００９０】
《機械的特性》
鋼板の圧延方向に垂直な方向と試験片の長手方向が平行になるようにＪＩＳ  ５号引張試験片を鋼板から採取し、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に従って引張強度（ＴＳ）および伸び（ＥＬ）を測定した。測定結果を下記表５に示す。本実施例では、引張強度が１１００ＭＰａ以上のものを「超高強度」（合格）とした。
【００９１】
《加工性》
鋼板の加工性は、（ａ）ＴＳ×ＥＬの値と、（ｂ）曲げ試験の結果を総合して評価した。
【００９２】
（ａ）上記機械的特性の測定結果からＴＳ×ＥＬの値を算出し、算出結果を下記表５に示す。ＴＳ×ＥＬの値が１５０００ＭＰａ・％以上の場合を合格（○）、１５０００ＭＰａ・％未満の場合を不合格（×）と評価し、評価結果を下記表５に示す。
【００９３】
（ｂ）曲げ試験は、鋼板の圧延方向に垂直な方向と試験片の長手方向が平行になるように鋼板から切り出した２０ｍｍ×７０ｍｍの試験片を用い、曲げ稜線が長手方向となるように９０°Ｖ曲げ試験を行った。曲げ半径Ｒを適宜変化させて試験を実施し、試験片に割れが発生することなく曲げ加工できる最小曲げ半径Ｒminを求めた。最小曲げ半径Ｒminが２．３×ｔ（ｔは板厚）以下の場合を曲げ加工性に優れている（合格○）、２．３×ｔ（ｔは板厚）を超える場合を曲げ加工性に劣っている（不合格×）と評価し、評価結果を下記表５に示す。
【００９４】
本実施例では、ＴＳ×ＥＬの値が合格（○）で、且つ、Ｖ曲げ試験の結果が合格（○）の場合を「加工性に優れる」と評価し（総合評価○）、ＴＳ×ＥＬの値および曲げ試験の結果のうち、少なくとも一方が不合格（×）の場合は「加工性に劣る」と評価した（総合評価×）。
【００９５】
ここで、上記式（１）を下記式（２）のように変形した左辺の値（４００×［Ｔｉ］＋２５０×［Ｎｂ］＋１５０×[Ｖ]−１０×［Ｓｉ］＋１０×［Ｍｎ］−１０）をＸ値とし、この値を下記表３または表４に示す。
【００９６】
また、冷延率ＣＲとＸ値との関係を図２に示す。図２中、○は、引張強度が１１００ＭＰａ以上で、且つ加工性に優れる結果を示しており、×は引張強度が１１００ＭＰａ以上であるが、加工性に劣る結果を示している。また、図２に示した直線は、Ｘ値＝０．４×ＣＲを示している。なお、図２には、表３および表４において、鋼中成分および製造条件［上記（１）式を除く］が本発明の要件を満足する例（Ｎｏ．１〜７、９〜１２、１５、１７、１８、２０、２２〜３３）についてプロットした。
４００×［Ｔｉ］＋２５０×［Ｎｂ］＋１５０×[Ｖ]−１０×［Ｓｉ］＋１０×［Ｍｎ］−１０≦０．４×ＣＲ    ・・・（２）
【００９７】
図２から明らかなように、冷延率ＣＲとＸ値が上記式（２）で規定する関係を満足すれば、１１００ＭＰａ以上の引張強度と加工性を両立できることが分かる。
【００９８】
下記表１〜表５から次のように考察できる。
【００９９】
Ｎｏ．２、４、６、７、９、１１、１２、１５、１７、２０、２３〜２８、３１、３３は、本発明で規定する要件を満足する例であり、引張強度１１００ＭＰａ以上の超高強度で、且つ、加工性（強度・伸びバランスおよび曲げ加工性）に優れている。
【０１００】
Ｎｏ．１、３、５、１０、１６、１８、２２、２９、３０、３２は、Ｚ値が０を下回っており、式（１）を満足しないため、軟質相の円相当直径の変動係数が１．０を超えて大きくなり、加工性を改善できていない。
【０１０１】
本発明において、軟質相の円相当直径の変動係数が曲げ加工性と強度・伸びバランスの確保に大きな影響を及ぼしていることは、例えば表３のＮｏ．２、３（鋼種Ｂ、鋼種Ｃを使用）、Ｎｏ．４、５（鋼種Ｄを使用）、Ｎｏ．２２、２３（鋼種Ｑを使用）、Ｎｏ．２６、２９（鋼種Ｔ、鋼種Ｖを使用）、Ｎｏ．３１、３２（鋼種Ｘ、鋼種Ｙを使用）を対比することによって確認することができる。即ち、これらはいずれも、本発明で規定する好ましい鋼中成分を満足する鋼種を用い、金属組織の分率も本発明で規定する要件を満足する例であるが、変動係数が小さく制御された例（Ｎｏ．２、４、２３、２６、３１）は所望の特性（曲げ加工性と強度・伸びバランス）を確保できているのに対し、変動係数が大きい例（Ｎｏ．３、５、２２、２９、３２）は、少なくともいずれか一方の特性が低下した。変動係数が大きくなった上記例は、Ｚ値のみが本発明で規定する要件を外れる例であり、Ｚ値の制御が変動係数の制御に重要な要件を及ぼすことも確認された。
【０１０２】
Ｎｏ．８は、均熱温度が低過ぎるため、ベイニティックフェライトを所定量以上生成させることができず、ポリゴナルフェライトが多く生成した例である。また、軟質相の円相当直径の変動係数が１．０を超えて大きくなっている。従って、加工性を改善できていない。
【０１０３】
Ｎｏ．１３は、Ｓｉが少ない例であり、ＴＳが大きくなる反面、ＥＬが低下し、強度と伸びのバランスが悪い。また、Ｖ曲げ試験の結果も悪い。従って加工性を改善できていない。
【０１０４】
Ｎｏ．１４は、Ｍｎが少ない例であり、焼入れ性が低下し、マルテンサイトが少なく、ポリゴナルフェライトが多く生成したため、ＴＳが１１００ＭＰａを下回っている。
【０１０５】
Ｎｏ．１９は、冷却停止温度が高い例であり、ベイニティックフェライトが少なくなり、強度と伸びのバランスが悪くなっている。従って加工性を改善できていない。
【０１０６】
Ｎｏ．２１は、冷却停止温度が低い例であり、マルテンサイトの生成量が少なくなり、ベイニティックフェライトの生成量が多くなった結果、ＴＳが１１００ＭＰａを下回っている。
【０１０７】
【表１】
2011225975.tif 000003
【０１０８】
【表２】
2011225975.tif 000004
【０１０９】
【表３】
2011225975.tif 000005
【０１１０】
【表４】
2011225975.tif 000006
【０１１１】
【表５】
2011225975.tif 000007
【図１】
2011225975.tif 000008
【図２】
2011225975.tif 000009