JP7537634B2 - 鋼板、部材およびそれらの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、鋼板、該鋼板を素材とする部材およびそれら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。そのため、自動車部材の素材となる鋼板を高強度化し、薄くすることにより、自動車車体を軽量化しようとする動きが活発となってきている。

また、自動車の衝突安全性向上に対する社会的要求がより一層高くなっている。そのため、高い強度を有することに加え、自動車が走行中に衝突した場合の耐衝撃特性（以下、単に耐衝撃特性という）に優れた鋼板の開発が望まれている。

このような自動車部材の素材となる鋼板として、例えば、特許文献１には、質量％で表して、Ｃを０．０４～０．２２％、Ｓｉを１．０％以下、Ｍｎを３．０％以下、Ｐを０．０５％以下、Ｓを０．０１％以下、Ａｌを０．０１～０．１％及びＮを０．００１～０．００５％含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、主相であるフェライト相と、第二相であるマルテンサイト相から構成され、かつマルテンサイト相の最大粒径が２μｍ以下で、その面積率が５％以上であることを特徴とする伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板が開示されている。

また、特許文献２には、表面層を厚さ０．１μｍ以上研削除去された冷延鋼板上にＮｉを０．２ｇ／ｍ^２以上２．０ｇ／ｍ^２以下プレめっきされた冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、質量％で、Ｃ：０．０５％以上、０．４％以下、Ｓｉ：０．０１％以上、３．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上、３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以上、２．０％以下、Ｓｉ＋Ａｌ＞０．５％、を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、体積分率で主相としてフェライトを４０％以上含有し、残留オーステナイトを８％以上、下記に規定する３種類のマルテンサイト［１］［２］［３］のマルテンサイト［３］を含む２種以上と１％以上のベイナイト及び０～１０％のパーライトを含有し、且つ、前記３種類のマルテンサイト［１］［２］［３］がそれぞれ、体積分率で、マルテンサイト［１］：０％以上、５０％以下、マルテンサイト［２］：０％以上、２０％未満、マルテンサイト［３］：１％以上、３０％以下、である鋼板の表面に、Ｆｅを７％未満含有し、残部がＺｎ、Ａｌおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層を有し、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、全伸び率ＥＬ（％）、穴拡げ率λ（％）としてＴＳ×ＥＬが１８０００ＭＰａ・％以上、ＴＳ×λが３５０００ＭＰａ・％以上であり、引張強度９８０ＭＰａ以上有することを特徴とするめっき密着性と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板（マルテンサイト［１］：Ｃ濃度（ＣＭ１）が０．８％未満で、硬さＨｖ１が、Ｈｖ１／（－９８２．１×ＣＭ１^２＋１６７６×ＣＭ１＋１８９）≦０．６０、マルテンサイト［２］：Ｃ濃度（ＣＭ２）が０．８％以上で、硬さＨｖ２が、Ｈｖ２／（－９８２．１×ＣＭ２^２＋１６７６×ＣＭ２＋１８９）≦０．６０、マルテンサイト［３］：Ｃ濃度（ＣＭ３）が０．８％以上で、硬さＨｖ３が、Ｈｖ３／（－９８２．１×ＣＭ３^２＋１６７６×ＣＭ３＋１８９）≧０．８０が開示されている。

また、特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．１５％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．５％以下、Ｍｎ：２．３％以上４．０％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１％以上２．５％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率で、焼戻しマルテンサイト相：３０％以上７３％以下、フェライト相：２５％以上６８％以下、残留オーステナイト相：２％以上２０％以下、他の相：１０％以下（０％を含む）であり、かつ、該他の相としてマルテンサイト相：３％以下（０％を含む）、ベイニティックフェライト相：５％未満（０％を含む）を有し、前記焼戻しマルテンサイト相の平均結晶粒径が８μｍ以下、前記残留オーステナイト相中のＣ量が０．７質量％未満である鋼板組織を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。

特許第３８８７２３５号公報 特許第５９５３６９３号公報 特許第６０５２４７２号公報

ところで、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自動車の衝撃エネルギー吸収部材は、引張強さ（以下、ＴＳともいう。）が５９０ＭＰａ級の鋼板の適用に留まっているのが現状である。

すなわち、衝撃時の吸収エネルギー（以下、衝撃吸収エネルギーともいう。）を高めるには、降伏応力（以下、ＹＳともいう。）の向上が有効である。しかしながら、鋼板のＴＳおよびＹＳを高めると、一般的に、プレス成形性、特には、延性や穴広げ性、曲げ性といった特性が低下する。そのため、このようなＴＳおよびＹＳを高めた鋼板を前記した自動車の衝撃エネルギー吸収部材への適用を想定すると、単にプレス成形が難しくなるのみならず、衝突試験を模擬した軸圧壊試験で当該部材が割れてしまう、換言すれば、ＹＳの値から想定されるほどには実際の衝撃吸収エネルギーが高くならない。そのため、前記の衝撃エネルギー吸収部材は、ＴＳが５９０ＭＰａ級である鋼板の適用に留まっているのが現状である。

実際、特許文献１～３に開示される鋼板も、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上であり、かつ、高いＹＳと、優れたプレス成形性（延性、穴広げ性および曲げ性）と、圧壊時の耐破断特性（曲げ破断特性および軸圧壊特性）を有するものとは言えない。

本発明は、前記の現状に鑑み開発されたものであって、引張強さＴＳ：１１８０ＭＰａ以上であり、かつ、高い降伏応力ＹＳと、優れたプレス成形性（延性、穴広げ性および曲げ性）と、圧壊時の耐破断特性（曲げ破断特性および軸圧壊特性）を有する鋼板を、その有利な製造方法とともに、提供することを目的とする。
また、本発明は、前記の鋼板を素材とする部材およびその製造方法を提供することを目的とする。

ここでいう鋼板には亜鉛めっき鋼板も含まれており、亜鉛めっき鋼板とは、溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＩともいう）または合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＡともいう）である。

ここで、引張強さＴＳは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠する引張試験で測定される。
また、高い降伏応力ＹＳと、優れたプレス成形性（延性、穴広げ性および曲げ性）と、圧壊時の耐破断特性（曲げ破断特性および軸圧壊特性）を有するとは、以下を満たすことを指す。

降伏応力ＹＳが高いとは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠する引張試験で測定されるＹＳが、当該引張試験で測定されるＴＳに応じて、以下の（Ａ）または（Ｂ）式を満足することを指す。
（Ａ）１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、７５０ＭＰａ≦ＹＳ
（Ｂ）１３２０ＭＰａ≦ＴＳの場合、８５０ＭＰａ≦ＹＳ

また、延性に優れるとは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠する引張試験で測定される全伸び（Ｅｌ）が、当該引張試験で測定されるＴＳに応じて、以下の（Ａ）または（Ｂ）式を満足することを指す。
（Ａ）１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、１２．０％≦Ｅｌ
（Ｂ）１３２０ＭＰａ≦ＴＳの場合、１０．０％≦Ｅｌ

また、穴広げ性に優れるとは、ＪＩＳ Ｚ ２２５６（２０２０）に準拠する穴広げ試験で測定される限界穴広げ率（λ）が３０％以上であることを指す。

また、曲げ性に優れるとは、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ規格（ＶＤＡ２３８－１００）に準拠する曲げ試験で測定される荷重最大時の曲げ角度（α）が８０°以上であることを指す。

また、曲げ破断特性に優れるとは、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験で測定される荷重最大時のストローク（Ｓ_Ｆｍａｘ）が２６．０ｍｍ以上であることを指す。

また、軸圧壊特性に優れるとは、軸圧壊試験後に破断（外観割れ）が、図５－１（ｂ）の下部２箇所の曲げ稜線部（図５－１中、領域Ｃｘ参照）のＲ＝５.０ｍｍ、２００ｍｍの領域内で３箇所以下であることを指す。

上記のＥｌ、λおよびαは鋼板のプレス成形時の成形しやすさを示す特性である。一方、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験は衝突試験での曲げ稜線部の変形および破断挙動を模擬した試験であり、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験で測定される荷重最大時のストローク（Ｓ_Ｆｍａｘ）は部材の割れにくさを示す特性である。

さて、本発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意検討を重ねた。
その結果、鋼板の素地鋼板の成分組成を適正に調整し、かつ、鋼板の該素地鋼板の鋼組織は、フェライトの面積率：５７．０％以下、ベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率：４０．０％以上９０．０％以下、残留オーステナイトの面積率：３．０％以上１０．０％以下、フレッシュマルテンサイトの面積率：１０．０％以下であり、焼戻しマルテンサイトの面積率をベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率で除した値が０．７０以上であり、さらに、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験を最高荷重点まで行い、Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数（硬質相と軟質相の境界のボイド数と硬質相の破壊により形成されたボイド数）を全ボイド数で除した値が０．６０以下であり、Ｖ曲げ平坦部およびＶＤＡ曲げ稜線部において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数（硬質相と軟質相の境界のボイド数と硬質相の破壊により形成されたボイド数）を全ボイド数で除した値が０．２０以下であり、炭化物の重心の平均自由行程を０．２０μｍ以上とすることにより、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上であり、かつ、高いＹＳと、優れたプレス成形性（延性、穴広げ性および曲げ性）と、圧壊時の耐破断特性（曲げ破断特性および軸圧壊特性）を有する鋼板が得られることを知見した。
本発明は、前記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。

すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
［１］素地鋼板を備える鋼板であって、前記素地鋼板は、
質量％で、
Ｃ：０．０５０％以上０．４００％以下、
Ｓｉ：０．７５％超３．００％以下、
Ｍｎ：２．００％以上３．５０％未満、
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下および
Ｎ：０．０１００％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
前記素地鋼板は、
フェライトの面積率：５７．０％以下、
ベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率：４０．０％以上９０．０％以下、
残留オーステナイトの面積率：３．０％以上１０．０％以下、
フレッシュマルテンサイトの面積率：１０．０％以下、
であり、
焼戻しマルテンサイトの面積率をベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率で除した値が０．７０以上である鋼組織を有し、
さらに、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験を最高荷重点まで行い、
Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部の重複領域において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数を全ボイド数で除した値が０．６０以下であり、
Ｖ曲げ平坦部およびＶＤＡ曲げ稜線部の重複領域において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数を全ボイド数で除した値が０．２０以下であり、
以下の式（１）に示される炭化物の平均自由行程Ｌ_Ｍが０．２０μｍ以上であり、
引張強さが１１８０ＭＰａ以上である、鋼板。
Ｌ_Ｍ＝（ｄ_Ｍ／２）×（４００π／３ｆ）^１／３ ・・・式（１）
ここで、Ｌ_Ｍ：炭化物の平均自由行程（μｍ）、ｄ_Ｍ：炭化物の平均の円相当直径（μｍ）、π：円周率、ｆ：全炭化物の体積分率（％）である。
［２］前記素地鋼板の成分組成が、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｖ：０．２００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：１．０００％以下、
Ｎｉ：１．０００％以下、
Ｍｏ：１．０００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｃｕ：１．０００％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｗ：０．５００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
Ｚｎ：０．０２００％以下、
Ｃｏ：０．０２００％以下、
Ｚｒ：０．１０００％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｓｅ：０．０２００％以下、
Ｔｅ：０．０２００％以下、
Ｇｅ：０．０２００％以下、
Ａｓ：０．０５００％以下、
Ｓｒ：０．０２００％以下、
Ｃｓ：０．０２００％以下、
Ｈｆ：０．０２００％以下、
Ｐｂ：０．０２００％以下、
Ｂｉ：０．０２００％以下および
ＲＥＭ：０．０２００％以下
のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、前記［１］に記載の鋼板。
［３］前記鋼板の片面または両面において最表層として亜鉛めっき層を備える、前記［１］または［２］に記載の鋼板。
［４］鋼板中の全炭化物の中から選択される１つの炭化物Ａと、該炭化物Ａ以外の残部炭化物との間隔の標準偏差の平均値σ_Cが、７．５０μｍ以下である、前記［１］～［３］のいずれかに記載の鋼板。
［５］前記素地鋼板は、素地鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以下の領域を表層とした際、
前記表層に、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％以下である表層軟質層を有し、
前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置および板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の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、
前記素地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、前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して０．１０以下であり、
さらに、前記素地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、前記素地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、前記［１］～［４］のいずれかに記載の鋼板。
［６］前記鋼板の片面または両面において、前記素地鋼板の上に形成された金属めっき層を有する、前記［１］～［５］のいずれかに記載の鋼板。
［７］前記［１］～［６］のいずれかに記載の鋼板を用いてなる、部材。
［８］前記［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする、熱延工程と、
該熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と、
該酸洗工程後の鋼板を、焼鈍温度：（Ａｃ_１＋（Ａｃ_３―Ａｃ_１）×３／４）℃以上９００℃以下および焼鈍時間：２０秒以上で焼鈍する、焼鈍工程と、
該焼鈍工程後の鋼板を１００℃以上３００℃以下の第一冷却停止温度まで冷却する、第一冷却工程と、
該第一冷却工程後の鋼板を３５０℃以上５５０℃以下の温度域で３秒以上８０秒未満保持する、保持工程と、
該保持工程後の鋼板を５０℃以下の第二冷却停止温度まで冷却し、
該冷却時、前記鋼板に対して、３００℃以上４５０℃以下の温度域で２．０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の張力を一回以上付与し、
その後、
前記鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／４周分接触させながら４パス以上付与する処理、および
前記鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／２周分接触させながら、２パス以上付与する処理を行う、第二冷却工程と、
を含み、あるいはさらに
前記酸洗工程後、且つ前記焼鈍工程前の鋼板に、冷間圧延して冷延鋼板を得る、冷延工程を含む、鋼板の製造方法。
［９］前記保持工程後、かつ前記第二冷却工程前の前記鋼板に亜鉛めっき処理を施し、前記鋼板に亜鉛めっき層を形成する亜鉛めっき工程を含む、前記［８］に記載の鋼板の製造方法。
［１０］前記焼鈍工程における焼鈍を、露点－３０℃以上の雰囲気下で行う、前記［８］または［９］に記載の製造方法。
［１１］前記酸洗工程の後、かつ前記焼鈍工程の前に、前記鋼板の片面または両面において、金属めっきを施し金属めっき層を形成する金属めっき工程を含む、前記［８］～［１０］に記載の鋼板の製造方法。
［１２］前記［１］～［６］のいずれかに記載の鋼板に、成形加工、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、引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上であり、かつ、高い降伏応力ＹＳと、優れたプレス成形性（延性、穴広げ性および曲げ性）と、圧壊時の耐破断特性（曲げ破断特性および軸圧壊特性）を有する鋼板が得られる。
また、本発明の鋼板を素材とする部材は、高強度であり、かつ、優れた耐衝撃特性を有するので、自動車の衝撃エネルギー吸収部材などに極めて有利に適用することができる。

図１は、組織の同定に使用したＳＥＭによる組織画像の一例である。 図２－１（ａ）は、実施例のＶ－ＶＤＡ曲げ試験における、Ｖ曲げ加工（一次曲げ加工）を説明するための図である。図２－１（ｂ）は、実施例のＶ－ＶＤＡ曲げ試験における、ＶＤＡ曲げ（二次曲げ加工）を説明するための図である。 図２－２（ｃ）は、Ｖ－ＶＤＡにおけるＶ曲げ加工（一次曲げ加工）を施した試験片を示す斜視図である。図２－２（ｄ）は、Ｖ－ＶＤＡにおけるＶＤＡ曲げ（二次曲げ加工）を施した試験片を示す斜視図である。 図２－３（ｅ）は、Ｖ－ＶＤＡにおけるＶＤＡ曲げ（二次曲げ加工）を施した試験片のＬ断面観察面において、ベイニティックフェライトの板厚方向の粒径の加工前後での変化量の測定箇所を示す断面図である。 図３は、Ｖ－ＶＤＡ試験を施した際に得られたストローク－荷重曲線の模式図である。 図４（ａ）は、硬質相と軟質相の境界のボイドを示すＳＥＭによる組織画像の一例である。図４（ｂ）は、硬質相の破壊によるボイドを示すＳＥＭによる組織画像の一例である。図４（ｃ）は、炭化物に起因するボイドを示すＳＥＭによる組織画像の一例である。 図５－１（ａ）は、実施例の軸圧壊試験をするために製造した、ハット型部材と、鋼板とをスポット溶接した試験用部材の正面図である。図５－１（ｂ）は、図５－１（ａ）に示す試験用部材の斜視図である。 図５－２（ｃ）は、実施例の軸圧壊試験を説明するための概略図である。

本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。

［１．鋼板］
本発明の鋼板は、素地鋼板を備える鋼板であって、素地鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５０％以上０．４００％以下、Ｓｉ：０．７５％超３．００％以下、Ｍｎ：２．００％以上３．５０％未満、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下およびＮ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、素地鋼板は、フェライトの面積率：５７．０％以下、ベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率：４０．０％以上９０．０％以下、残留オーステナイトの面積率：３．０％以上１０．０％以下、フレッシュマルテンサイトの面積率：１０．０％以下、であり、焼戻しマルテンサイトの面積率をベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率で除した値が０．７０以上である鋼組織を有し、さらに、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験を最高荷重点まで行い、Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部の重複領域において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数を全ボイド数で除した値が０．６０以下であり、Ｖ曲げ平坦部およびＶＤＡ曲げ稜線部において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数を全ボイド数で除した値が０．２０以下であり、以下の式（１）に示される炭化物の平均自由行程Ｌ_Ｍが０．２０μｍ以上であり、引張強さが１１８０ＭＰａ以上である。
Ｌ_Ｍ＝（ｄ_Ｍ／２）×（４００π／３ｆ）^１／３ ・・・式（１）
ここで、Ｌ_Ｍ：炭化物の平均自由行程（μｍ）、ｄ_Ｍ：炭化物の平均の円相当直径（μｍ）、π：円周率、ｆ：全炭化物の体積分率（％）である。
鋼板は、該鋼板の片面または両面において最表層として亜鉛めっき層を有していてもよい。亜鉛めっき層を有する鋼板は、亜鉛めっき鋼板としてもよい。

成分組成
まず、本発明の一実施形態に従う鋼板の素地鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。

Ｃ：０．０５０％以上０．４００％以下
Ｃは、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイニティックフェライトおよび残留オーステナイトを適正量生成させて、１１８０ＭＰａ以上の引張強さＴＳと、高いＹＳを確保するために有効な元素である。ここで、Ｃ含有量が０．０５０％未満では、フェライトの面積率が増加して、ＴＳを１１８０ＭＰａ以上とすることができない場合がある。また、ＹＳの低下も招く場合もある。
一方、Ｃ含有量が０．４００％を超えると、穴広げ試験で鋼板に打抜き加工を受けた時またはＶ－ＶＤＡ試験でＶ曲げ加工を受けた時に加工誘起変態によって生成したフレッシュマルテンサイトの硬度が大幅に増加し、その後のボイドの生成および亀裂進展が促進され、所望のλおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できない。
したがって、Ｃ含有量は、０．０５０％以上０．４００％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１００％以上である。また、Ｃ含有量は、好ましくは０．３００％以下である。

Ｓｉ：０．７５％超３．００％以下
Ｓｉは、焼鈍後の冷却保持中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進する。すなわち、Ｓｉは、残留オーステナイトの体積率に影響する元素である。ここで、Ｓｉ含有量が０．７５％以下では、残留オーステナイトの体積率が減少し、延性が低下する。
一方、Ｓｉ含有量が３．００％を超えると、フェライトの面積率が過度に増加し、ＴＳを１１８０ＭＰａ以上とすることができない場合がある。また、ＹＳの低下も招く場合もある。加えて、焼鈍中のオーステナイト中のＣ濃度が過度に増加し、所望のλおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できない。
したがって、Ｓｉ含有量は、０．７５％超３．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．００％以下である。

Ｍｎ：２．００％以上３．５０％未満
Ｍｎは、ベイニティックフェライトや焼戻しマルテンサイトなどの面積率を調整する元素である。ここで、Ｍｎ含有量が２．００％未満では、フェライトの面積率が過度に増加して、ＴＳを１１８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。また、ＹＳの低下も招く。
一方、Ｍｎ含有量が３．５０％以上となると、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ（以下単に、Ｍｓ点又はＭｓともいう。）が低下し、第一冷却工程で生成するマルテンサイトが減少する。その結果、第二冷却工程で生成するマルテンサイトが増加し、その時に生成するマルテンサイトが十分に焼戻されず、硬質なフレッシュマルテンサイトの面積率が増加する。フレッシュマルテンサイトが穴広げ試験時、ＶＤＡ曲げ試験時またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験時にボイド生成の起点となり、フレッシュマルテンサイトの面積率が１０．０％を超えると、所望のλＳ_Ｆｍａｘを達成できない。また、所望のαを得られない場合もある。
したがって、Ｍｎ含有量は、２．００％以上３．５０％未満とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．５０％以上である。また、Ｍｎ含有量は、好ましくは３．２０％以下である。

Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下
Ｐは、固溶強化の作用を有し、鋼板のＴＳおよびＹＳを上昇させる元素である。このような効果を得るため、Ｐ含有量を０．００１％以上にする。一方、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、Ｐが旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させる。そのため、鋼板に打抜き加工を施した後またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験でＶ曲げ加工を施した後、ボイドの生成量が増加し、所望のλおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できない。
したがって、Ｐ含有量は、０．００１％以上０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下である。

Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下
Ｓは、鋼中で硫化物として存在する。特に、Ｓ含有量が０．０２００％を超えると、鋼板に打抜き加工を施した後またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験でＶ曲げ加工を施した後、ボイドの生成量が増加し、所望のλおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できない。
したがって、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。また、生産技術上の制約から、Ｓ含有量は０．０００１％以上とする。

Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下
Ａｌは、焼鈍後の冷却保持中の炭化物生成を抑制するとともに、残留オーステナイトの生成を促進する。すなわち、Ａｌは、残留オーステナイトの体積率に影響を及ぼす元素である。このような効果を得るために、Ａｌ含有量を０．０１０％以上とする。
一方、Ａｌ含有量が２．０００％を超えると、フェライトの面積率が過度に増加して、ＴＳを１１８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。また、ＹＳの低下も招く。加えて、焼鈍中のオーステナイト中のＣ濃度が過度に増加し、所望のλおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できない。
したがって、Ａｌの含有量は、０．０１０％以上２．０００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは、０．０１５％以上である。また、Ａｌ含有量は、好ましくは１．０００％以下である。

Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは、鋼中で窒化物として存在する。特に、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、鋼板に打抜き加工を施した後またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験でＶ曲げ加工を施した後、ボイドの生成量が増加し、所望のλおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できない。
したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。また、Ｎ含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。なお、Ｎ含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎ含有量は０．０００５％以上が好ましい。

以上、本発明の一実施形態に従う鋼板の素地鋼板の基本成分組成について説明したが、本発明の一実施形態に従う鋼板の素地鋼板は、上記基本成分を含有し、上記基本成分以外の残部はＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。ここで、本発明の一実施形態に従う鋼板の素地鋼板は、上記基本成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。

本発明の一実施形態に従う鋼板の素地鋼板には、上記基本成分に加え、以下に示す任意成分のうちから選択される少なくとも一種を含有させてもよい。なお、以下に示す任意成分は、以下で示す上限量以下で含有していれば、本発明の効果が得られるため、下限は特に設けない。なお、下記の任意元素を後述する好適な下限値未満で含む場合、当該元素は不可避的不純物として含まれるものとする。

Ｎｂ：０．２００％以下、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｎｉ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下、Ｔａ：０．１００％以下、Ｗ：０．５００％以下、Ｍｇ：０．０２００％以下、Ｚｎ：０．０２００％以下、Ｃｏ：０．０２００％以下、Ｚｒ：０．１０００％以下、Ｃａ：０．０２００％以下、Ｓｅ：０．０２００％以下、Ｔｅ：０．０２００％以下、Ｇｅ：０．０２００％以下、Ａｓ：０．０５００％以下、Ｓｒ：０．０２００％以下、Ｃｓ：０．０２００％以下、Ｈｆ：０．０２００％以下、Ｐｂ：０．０２００％以下、Ｂｉ：０．０２００％以下およびＲＥＭ：０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種

Ｎｂ：０．２００％以下
Ｎｂは、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳおよびＹＳを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｎｂ含有量が０．２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時、ＶＤＡ曲げ試験時またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験時に亀裂の起点となり、所望のλ、αおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できないおそれがある。したがって、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量は０．２００％以下が好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０６０％以下である。

Ｔｉ：０．２００％以下
Ｔｉは、Ｎｂと同様、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳおよびＹＳを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．２００％超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験時またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験時に亀裂の起点となり、所望のλ、αおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できないおそれがある。したがって、Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量は０．２００％以下が好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０６０％以下である。

Ｖ：０．２００％以下
Ｖは、ＮｂやＴｉと同様、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳおよびＹＳを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｖ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。Ｖ含有量は、０．０１０％以上であることがさらに好ましく、０．０３０％以上であることがさらにより好ましい。一方、Ｖ含有量が０．２００％超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時、ＶＤＡ曲げ試験時またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験時に亀裂の起点となり、所望のλ、αおよびＳ_Ｆｍａｘが達成できないおそれがある。したがって、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．２００％以下が好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０６０％以下である。

Ｂ：０．０１００％以下
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することにより、焼入れ性を高める元素である。また、Ｂは、焼鈍後の冷却時に、フェライトの生成および粒成長を抑制する元素である。このような効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上にすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００２％以上である。
Ｂ含有量は、０．０００５％以上であることがさらに好ましく、０．０００７％以上であることがさらにより好ましい。
一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、熱間圧延時に鋼板内部に割れが生じるおそれがある。また、鋼板に打抜き加工を施した後またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験でＶ曲げ加工を施した後、ボイドの生成量が増加し、所望のλおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できないおそれがある。
したがって、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００５０％以下である。

Ｃｒ：１．０００％以下
Ｃｒは、焼入れ性を高める元素であるため、Ｃｒの添加により焼戻しマルテンサイトが多量に生成し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳと、高いＹＳが確保できる。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．０００５％以上にすることが好ましい。また、Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。
Ｃｒは、０．０３０％以上であることがさらに好ましく、０．０５０％以上であることがさらにより好ましい。
一方、Ｃｒ含有量が１．０００％を超えると、硬質なフレッシュマルテンサイトの面積率が過度に増加し、穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験で、フレッシュマルテンサイトがボイド生成起点となり、所望のλ、αおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できないおそれがある。したがって、Ｃｒを含有させる場合、Ｃｒ含有量は１．０００％以下にすることが好ましい。また、Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．８００％以下、さらに好ましくは０．７００％以下である。

Ｎｉ：１．０００％以下
Ｎｉは、焼入れ性を高める元素であるため、Ｎｉの添加により焼戻しマルテンサイトが多量に生成し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳと、高いＹＳを確保できる。このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは、０．０２０％以上である。Ｎｉ含有量は、０．０４０％以上であることがさらに好ましく、０．０６０％以上であることがさらにより好ましい。
一方、Ｎｉの含有量が１．０００％を超えると、フレッシュマルテンサイトの面積率が過度に増加し、穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験で、フレッシュマルテンサイトがボイド生成起点となり、所望のλ、αおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できないおそれがある。したがって、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．８００％以下である。
Ｎｉ含有量は、０．６００％以下であることがさらに好ましく、０．４００％以下であることがさらにより好ましい。

Ｍｏ：１．０００％以下
Ｍｏは、焼入れ性を高める元素であるため、Ｍｏの添加により焼戻しマルテンサイトが多量に生成し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳと、高いＹＳが確保できる。このような効果を得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１０％以上にすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは、０．０３０％以上である。
一方、Ｍｏ含有量が１．０００％を超えると、フレッシュマルテンサイトの面積率が過度に増加し、穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験で、フレッシュマルテンサイトがボイド生成起点となり、所望のλ、αおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できないおそれがある。したがって、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は１．０００％以下にすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．５００％以下であり、さらに好ましくは０．４５０％以下、さらにより好ましくは０．４００％以下である。Ｍｏ含有量は、０．３５０％以下であることがより好ましく、０．３００％以下であることがさらにより好ましい。

Ｓｂ：０．２００％以下
Ｓｂは、焼鈍中の鋼板表面近傍でのＣの拡散を抑制し、鋼板表面近傍における軟質層の形成を制御するために有効な元素である。鋼板表面近傍に軟質層が過度に増加すると、ＴＳを１１８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。また、ＹＳの低下も招く。そのため、Ｓｂ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｓｂ含有量が０．２００％を超えると、鋼板表面近傍に軟質層が形成されず、穴広げ性および曲げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Ｓｂを含有させる場合、Ｓｂ含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．０２０％以下である。

Ｓｎ：０．２００％以下
Ｓｎは、Ｓｂと同様、焼鈍中の鋼板表面近傍でのＣの拡散を抑制し、鋼板表面近傍における軟質層の形成を制御するために有効な元素である。鋼板表面近傍に軟質層が過度に増加すると、ＴＳを１１８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。また、ＹＳの低下も招く。そのため、Ｓｎ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。
一方、Ｓｎ含有量が０．２００％を超えると、鋼板表面近傍に軟質層が形成されず、穴広げ性および曲げ性の低下を招くおそれがある。したがって、Ｓｎを含有させる場合、Ｓｎ含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０２０％以下である。

Ｃｕ：１．０００％以下
Ｃｕは、焼入れ性を高める元素であるため、Ｃｕの添加により焼戻しマルテンサイトが多量に生成し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳと、高いＹＳが確保できる。このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、０．００８％以上であることがさらに好ましく、０．０１０％以上であることがさらにより好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．０２０％以上である。
一方、Ｃｕ含有量が１．０００％を超えると、フレッシュマルテンサイトの面積率が過度に増加し、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、フレッシュマルテンサイトおよび粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験時またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験時にボイドおよび亀裂の起点となり、所望のλ、αおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できないおそれがある。したがって、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．２００％以下である。

Ｔａ：０．１００％以下
Ｔａは、Ｔｉ、ＮｂおよびＶと同様に、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳおよびＹＳを上昇させる。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。これにより、析出物の粗大化を抑制し、析出強化を安定化させる。これにより、ＴＳ、ＹＳをさらに向上させる。このような効果を得るためには、Ｔａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｔａ含有量は、０．００２％以上であることがさらに好ましく、０．００４％以上であることがさらにより好ましい。
一方、Ｔａ含有量が０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験時に亀裂の起点となり、所望のλ、αおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できないおそれがある。したがって、Ｔａを含有させる場合、Ｔａ含有量は０．１００％以下が好ましい。
Ｔａ含有量は、０．０９０％以下であることがさらに好ましく、０．０８０％以下であることがさらにより好ましい。

Ｗ：０．５００％以下
Ｗは、焼入れ性を高める元素であるため、Ｗの添加により焼戻しマルテンサイトが多量に生成し、１１８０ＭＰａ以上のＴＳと、高いＹＳが確保できる。このような効果を得るためには、Ｗ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．０３０％以上である。
一方、Ｗ含有量が０．５００％を超えると、硬質なフレッシュマルテンサイトの面積率が過度に増加し、穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験で、フレッシュマルテンサイトがボイド生成起点となり、所望のλ、αおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できないおそれがある。したがって、Ｗを含有させる場合、Ｗ含有量は０．５００％以下にすることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．４５０％以下、さらに好ましくは０．４００％以下である。Ｗ含有量は、０．３００％以下であることがさらにより好ましい。

Ｍｇ：０．０２００％以下
Ｍｇは、硫化物や酸化物などの介在物の形状を球状化し、鋼板の穴広げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．００１０％以上であることがさらに好ましい。
一方、Ｍｇ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時、ＶＤＡ曲げ試験時またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験時に亀裂の起点となり、所望のλ、αおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できないおそれがある。したがって、Ｍｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。

Ｚｎ：０．０２００％以下
Ｚｎは、介在物の形状を球状化し、鋼板の穴広げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｚｎ含有量は、０．００１０％以上にすることが好ましい。Ｚｎ含有量は、０．００２０％以上であることがより好ましく、０．００３０％以上であることがさらに好ましい。
一方、Ｚｎ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験時に亀裂の起点となり、所望のλ、αおよびＳ_Ｆｍａｘが達成できないおそれがある。したがって、Ｚｎを含有させる場合、Ｚｎ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。Ｚｎ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。

Ｃｏ：０．０２００％以下
Ｃｏは、Ｚｎと同様、介在物の形状を球状化し、鋼板の穴広げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｏ含有量は、０．００１０％以上にすることが好ましい。Ｃｏ含有量は、０．００２０％以上であることがより好ましく、０．００３０％以上であることがさらに好ましい。
一方、Ｃｏ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時、ＶＤＡ曲げ試験時またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験時に亀裂の起点となり、所望のλ、αおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できないおそれがある。したがって、Ｃｏを含有させる場合、Ｃｏ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。

Ｚｒ：０．１０００％以下
Ｚｒは、ＺｎおよびＣｏと同様、介在物の形状を球状化し、鋼板の穴広げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｚｒ含有量は、０．００１０％以上にすることが好ましい。一方、Ｚｒ含有量が０．１０００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時、ＶＤＡ曲げ試験時またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験時に亀裂の起点となり、所望のλ、αおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できないおそれがある。したがって、Ｚｒを含有させる場合、Ｚｒ含有量は０．１０００％以下とすることが好ましい。
Ｚｒ含有量は、０．０３００％以下であることがより好ましく、０．０１００％以下であることがさらに好ましい。

Ｃａ：０．０２００％以下
Ｃａは、鋼中で介在物として存在する。ここで、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験時またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験時に亀裂の起点となり、所望のλ、αおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できないおそれがある。したがって、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０２００％以下にすることが好ましい。
Ｃａ含有量は、好ましくは０．００２０％以下である。なお、Ｃａ含有量の下限は特に限定されるものではないが、Ｃａ含有量は０．０００５％以上が好ましい。また、生産技術上の制約から、Ｃａ含有量は０．００１０％以上がより好ましい。

Ｓｅ：０．０２００％以下、Ｔｅ：０．０２００％以下、Ｇｅ：０．０２００％以下、Ａｓ：０．０５００％以下、Ｓｒ：０．０２００％以下、Ｃｓ：０．０２００％以下、Ｈｆ：０．０２００％以下、Ｐｂ：０．０２００％以下、Ｂｉ：０．０２００％以下、ＲＥＭ：０．０２００％以下
Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭはいずれも、鋼板の穴広げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０００１％以上にすることが好ましい。
一方、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭの含有量がそれぞれ０．０２００％を超えると、また、Ａｓの含有量がそれぞれ０．０５００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験時に亀裂の起点となる、所望のλ、αおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できないおそれがある。したがって、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭのうちの少なくとも１種を含有させる場合、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０２００％以下、Ａｓの含有量は０．０５００％以下とすることが好ましい。
Ｓｅ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。Ｓｅ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
Ｔｅ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。Ｔｅ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
Ｇｅ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。Ｇｅ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
Ａｓ含有量は、０．００１０％以上であることがより好ましく、０．００１５％以上であることがさらに好ましい。Ａｓ含有量は、０．０４００％以下であることがより好ましく、０．０３００％以下であることがさらに好ましい。
Ｓｒ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。Ｓｒ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
Ｃｓ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。Ｃｓ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
Ｈｆ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。Ｈｆ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
Ｐｂ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。Ｐｂ含有量は、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
Ｂｉ含有量は、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。Ｂｉは、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
ＲＥＭは、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。ＲＥＭは、０．０１８０％以下であることがより好ましく、０．０１５０％以下であることがさらに好ましい。
なお、本発明でいうＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）と原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）及び、原子番号５７番のランタン（Ｌａ）から７１番のルテチウム（Ｌｕ）までのランタノイドのことを指す。本発明におけるＲＥＭ濃度とは、上述のＲＥＭから選択された１種または２種以上の元素の総含有量である。
ＲＥＭとしては、特に限定されないが、Ｓｃ、Ｙ、Ｃｅ、Ｌａであることが好ましい。

すなわち、本発明の一実施形態に従う鋼板の素地鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５０％以上０．４００％以下、Ｓｉ：０．７５％超３．００％以下、Ｍｎ：２．００％以上３．５０％未満、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下およびＮ：０．０１００％以下であり、任意に、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｎｉ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下、Ｔａ：０．１００％以下、Ｗ：０．５００％以下、Ｍｇ：０．０２００％以下、Ｚｎ：０．０２００％以下、Ｃｏ：０．０２００％以下、Ｚｒ：０．１０００％以下、Ｃａ：０．０２００％以下、Ｓｅ：０．０２００％以下、Ｔｅ：０．０２００％以下、Ｇｅ：０．０２００％以下、Ａｓ：０．０５００％以下、Ｓｒ：０．０２００％以下、Ｃｓ：０．０２００％以下、Ｈｆ：０．０２００％以下、Ｐｂ：０．０２００％以下、Ｂｉ：０．０２００％以下およびＲＥＭ：０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である、成分組成を有する。

鋼組織
つぎに、本発明の一実施形態に従う鋼板の素地鋼板の鋼組織について説明する。
本発明の一実施形態に従う鋼板の素地鋼板の鋼組織は、フェライトの面積率：５７．０％以下、ベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率：４０．０％以上９０．０％以下、残留オーステナイトの面積率：３．０％以上１０．０％以下、フレッシュマルテンサイトの面積率：１０．０％以下、であり、焼戻しマルテンサイトの面積率をベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率で除した値が０．７０以上であり、さらに、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験を最高荷重点まで行い、Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数を全ボイド数で除した値が０．６０以下であり、Ｖ曲げ平坦部およびＶＤＡ曲げ稜線部において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数を全ボイド数で除した値が０．２０以下であり、炭化物の平均自由行程Ｌ_Ｍが０．２０μｍ以上である。

以下、それぞれの限定理由について説明する。

フェライトの面積率：５７．０％以下（０．０％を含む）
軟質なフェライトは延性を向上させる相である。しかし、フェライトの面積率が過度に増加すると、ＴＳを１１８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。また、ＹＳの低下も招く。加えて、焼鈍中のオーステナイト中のＣ濃度が過度に増加し、所望のλおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できない。よって、フェライトの面積率は５７．０％以下とする。フェライトの面積率は、好ましくは３０．０％以下、より好ましくは２０．０％以下である。フェライトの面積率の下限については特に限定されず、０．０％であってもよい。

ベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイト（残留オーステナイトを除く）の合計の面積率：４０．０％以上９０．０％以下
ベイニティックフェライトおよび焼戻しマルテンサイトは、軟質なフェライトと硬質なフレッシュマルテンサイトなどと比較すると、中間の硬度を有し、良好な穴広げ性、曲げ性、曲げ破断特性および軸圧壊特性を確保するために重要な相である。また、ベイニティックフェライトは、ベイニティックフェライトから未変態オーステナイトへのＣの拡散を活用して、適正量の残留オーステナイトを得るためにも有用な相である。焼戻しマルテンサイトは、ＴＳを向上させるのに有効である。そのため、ベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイト（残留オーステナイトを除く）の合計の面積率を４０．０％以上とする。ベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイト（残留オーステナイトを除く）の合計の面積率は、好ましくは６０．０％以上である。一方、ベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイト（残留オーステナイトを除く）の合計の面積率が過度に増加すると、延性が低下する。そのため、ベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイト（残留オーステナイトを除く）の合計の面積率を９０．０％以下とする。ベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイト（残留オーステナイトを除く）の合計の面積率は、好ましくは８７．０％以下であり、より好ましくは８５．０％以下である。
なお、ベイニティックフェライトとは、比較的に高温域で生成する炭化物の少ない上部ベイナイトである。

残留オーステナイトの面積率：３．０％以上１０．０％以下
良好な延性を得る観点から、残留オーステナイトの面積率は３．０％以上とする。残留オーステナイトの面積率は、好ましくは５．０％以上である。一方、残留オーステナイトの面積率が過度に増加すると、穴広げ試験で鋼板が打抜き加工を受けた時、またはＶ－ＶＤＡ試験でＶ曲げ加工を受けた時、加工誘起変態によって生成したフレッシュマルテンサイトがボイド生成起点となり、所望のλおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できない。よって、残留オーステナイトの面積率を１０．０％以下とする。残留オーステナイトの面積率は、好ましくは９．０％以下であり、より好ましくは８．０％以下である。

例えば、後述する製造方法における第二冷却工程時の張力の制御により残留オーステナイトの面積率を１０．０％以下に抑制できる。保持工程後（亜鉛めっき処理を施す場合は、亜鉛めっき処理後（必要に応じて、合金化処理後））に２．０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の張力を一回以上付与し、その後、鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／４周分接触させながら４パス以上付与する処理、および鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／２周分接触させながら、２パス以上付与する処理を行うことで、不安定な残留オーステナイトが加工誘起変態し、フレッシュマルテンサイトになり、その後の冷却中に焼戻され、最終的に焼戻しマルテンサイトになる。

フレッシュマルテンサイトの面積率：１０．０％以下（０．０％を含む）
フレッシュマルテンサイトの面積率が過度に増加すると、穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験またはＶ－ＶＤＡ曲げ試験で、フレッシュマルテンサイトがボイド生成起点となり、所望のλ、αおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できない。良好な穴広げ性および曲げ性を確保する観点から、フレッシュマルテンサイトの面積率は１０．０％以下、好ましくは５．０％以下とする。なお、フレッシュマルテンサイトの面積率の下限については特に限定されず、０．０％であってもよい。
なお、フレッシュマルテンサイトとは、焼入れままの（焼戻しを受けていない）マルテンサイトである。

焼戻しマルテンサイトの面積率をベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率で除した値：０．７０以上
ベイニティックフェライトから未変態オーステナイトへのＣの拡散により、残留オーステナイトの面積率が増加する。残留オーステナイトの面積率を１０．０％以下に確保するため、焼戻しマルテンサイトの面積率をベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率で除した値を０．７０以上とする。焼戻しマルテンサイトの面積率をベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率で除した値は、好ましくは、０．７５以上である。上限は特に限定されず、焼戻しマルテンサイトの面積率をベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率で除した値は、１．００であってもよい。

なお、上記以外の残部組織の面積率は１０．０％以下とすることが好ましい。残部組織の面積率は、より好ましくは５．０％以下である。また、残部組織の面積率は０．０％であってもよい。
なお、残部組織としては、特に限定されず、例えば、下部ベイナイトやパーライト、セメンタイトなどの炭化物が挙げられる。なお、残部組織の種類は、例えば、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）による観察で確認することができる。

フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイトおよび硬質相（硬質第二相（残留オーステナイト＋フレッシュマルテンサイト））の面積率は、素地鋼板の板厚１／４位置において、以下のように測定する。
すなわち、素地鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるように、素地鋼板から試料を切り出す。ついで、ダイヤモンドペーストを用いて試料の観察面を鏡面研磨する。ついで、試料の観察面にコロイダルシリカを用いて仕上げ研磨を施したのち、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させる。
そして、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）により、加速電圧：１５ｋＶ、倍率：５０００倍の条件で、試料の観察面の２５．６μｍ×１７．６μｍの視野を３視野撮影する。
得られた組織画像（図１参照）から、以下のようにして、フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイトおよび硬質相（硬質第二相（残留オーステナイト＋フレッシュマルテンサイト））を同定する。
図１中、符号ＢＦはベイニティックフェライトを示し、符号Ｆはフェライトを示し、符号ＴＭは焼戻しマルテンサイトを示す。また、図１中、θは炭化物を示し、Ｈ１は硬質相を示す。

フェライト：黒色を呈した領域であり、形態は塊状である。また、鉄系炭化物をほとんど内包しない。ただし、鉄系炭化物を内包する場合は、フェライトの面積に鉄系炭化物の面積も含むものとする。また、後述するベイニティックフェライトおよび焼戻しマルテンサイトについても同様である。
ベイニティックフェライト：黒色から濃い灰色を呈した領域であり、形態は塊状や不定形などである。また、鉄系炭化物を内包しないか、比較的少数内包する。
焼戻しマルテンサイト：灰色を呈した領域であり、形態は不定形である。また、鉄系炭化物を比較的多数内包する。
硬質相（硬質第二相（残留オーステナイト＋フレッシュマルテンサイト））：白色から薄い灰色を呈する領域であり、形態は不定形である。また、鉄系炭化物を内包しない。なお、サイズが比較的大きい場合には、他組織との界面から離れるにつれて次第に色が濃くなり、内部は濃い灰色を呈する場合がある。
炭化物：白色を呈する領域であり、形態は点状や線状である。焼戻しマルテンサイト、ベイニティックフェライト、およびフェライトに内包される。
残部組織：上述した下部ベイナイトやパーライトなどが挙げられ、これらの形態等は公知のとおりである。

ついで、組織画像において同定した各相の領域は以下の手法により算出する。上記の倍率５０００倍のＳＥＭ像上の、実長２３．１μｍ×１７．６μｍの領域上に等間隔の２０×２０の格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイトおよび硬質相（硬質第二相）の面積率を算出する。面積率は倍率５０００倍の別々のＳＥＭ像で求めた３つの面積率の平均値とする。

また、残留オーステナイトの面積率は、以下のように測定する。
すなわち、素地鋼板を板厚方向（深さ方向）に板厚の１／４位置まで機械研削した後、シュウ酸による化学研磨を行い、観察面とする。ついで、観察面を、Ｘ線回折法により観察する。入射Ｘ線にはＭｏＫα線を使用し、ｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）および（２２０）各面の回折強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）、（２２０）および（３１１）各面の回折強度の比を求め、各面の回折強度の比から、残留オーステナイトの体積率を算出する。そして、残留オーステナイトが三次元的に均質であるとみなして、残留オーステナイトの体積率を、残留オーステナイトの面積率とする。

また、フレッシュマルテンサイトの面積率は、上記のようにして求めた硬質相（硬質第二相）の面積率から、残留オーステナイトの面積率を減じることにより求める。
［フレッシュマルテンサイトの面積率（％）］＝［硬質第二相の面積率（％）］－［残留オーステナイトの面積率（％）］

また、残部組織の面積率は、１００．０％から上記のようにして求めたフェライトの面積率、ベイニティックフェライトの面積率、焼戻しマルテンサイトの面積率、硬質相（硬質第二相）の面積率を減じることにより求める。
［残部組織の面積率（％）］＝１００．０－［フェライトの面積率（％）］－［ベイニティックフェライトの面積率（％）］－［焼戻しマルテンサイトの面積率（％）］－［硬質第二相の面積率（％）］

表層軟質層
本発明の一実施形態に伴う鋼板の素地鋼板では、素地鋼板表面に表層軟質層を有することが好ましい。プレス成形時および車体衝突時に表層軟質層が曲げ割れ進展の抑制に寄与するため、耐曲げ破断特性がさらに向上する。なお、表層軟質層とは、脱炭層を意味し、板厚１／４位置の断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表層領域のことである。
ここで、表層軟質層は、素地鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以下の領域で形成されている。表層軟質層の形成される領域は、素地鋼板表面から板厚方向に、好ましくは１５０μｍ以下であり、より好ましくは１２０μｍ以下である。なお、表層軟質層の厚さの下限については、特に定めないが、表層軟質層の厚さは、７μｍ以上であることが好ましく、１１μｍ以上であることがより好ましい。また、表層軟質層は、好ましくは３０μｍ以上であり、より好ましくは４０μｍ以上である。
また、上記のビッカース硬さを測定する素地鋼板の板厚１／４位置は、非表層軟質層（本発明で規定される表層軟質層の硬さの条件を満たさない層）である。
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。

表層軟質層のナノ硬度
素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置および板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の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、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が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して０．１０以下
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位置及び板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の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、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が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して０．１０以下で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およ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、αおよびＳＦｍａｘが得られる。

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、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
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、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、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。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、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するため、ミクロ領域における組織硬度差が小さいため、プレス成形時および衝突時のボイドの生成・連結および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、αおよびＳＦｍａｘが得られる。
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の好ましい範囲は、１．７ＧＰａ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は、より好ましくは、１．３ＧＰａ以下である。下限は特に限定されないが、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は、０．５ＧＰａ以上としてもよい。
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。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は、より好ましくは、１．７ＧＰａ以下である。下限は特に限定されないが、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は、０．６ＧＰａ以上としてもよい。

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。
めっき層が形成されている場合は、めっき層剥離後、素地鋼板の表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の位置－５μｍの位置まで機械研磨を実施し、素地鋼板の表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置までダイヤモンドおよびアルミナでのバフ研磨およびコロイダルシリカ研磨を実施する。ここで、剥離するめっき層は、亜鉛めっき層が形成されている場合は、亜鉛めっき層であり、金属めっき層が形成されている場合は、金属めっき層であり、亜鉛めっき層および金属めっき層が形成されている場合は、亜鉛めっき層および金属めっき層である。
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、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。
次いで、表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置まで機械研磨、ダイヤモンドおよびアルミナでのバフ研磨およ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、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。
板厚方向深さの１／４位置で３００点以上のナノ硬度を測定し、また、板厚方向深さの１／２位置でも３００点以上のナノ硬度を測定する。
例えば、表層軟質層厚さが１００μｍの場合、１／４位置は表層軟質層の表面から２５μｍ位置となり、１／２位置は表層軟質層の表面から５０μｍ位置となる。この２５μｍ位置で３００点以上のナノ硬度を測定し、また、５０μｍ位置でも３００点以上のナノ硬度を測定する。

金属めっき層（第一めっき層）
さらに、本発明の一実施形態に伴う鋼板は、素地鋼板の片面または両面の表面上において、金属めっき層（第一めっき層、プレめっき層）（なお、金属めっき層（第一めっき層）は、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層の亜鉛めっき層を除く）を有することが好ましい。金属めっき層は金属電気めっき層とすることが好ましく、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、プレス成形時およ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。
本発明では、露点を－５℃超とすることで、軟質層の厚みをより大きくすることができ、軸圧壊特性を非常に優れたものとすることが可能になる。この点、本発明では、金属めっき層を有することで、露点を－５℃以下とすることで、軟質層厚みが小さくても、軟質層厚みが大きい場合と同等の軸圧壊特性を得られる。

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が、他の金属種でも以下のＦｅにおける条件を同様に採用し得る。

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（ＳｃａｎｎｉｎｇＥｌｅｃｔｒｏｎ 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系電気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およびＣｏからなる群から選ばれる１または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。

Ｆｅ系電気めっき層の下に表層軟質層を有していることがより好ましく、これにより、耐曲げ破断特性を大幅に向上させることができる。Ｆｅ系電気めっき層を有する場合、Ｆｅ系電気めっき層と素地鋼板の界面から、上述の方法で板厚方向に向かってビッカース硬さ分布を測定し、表層軟質層の板厚方向深さを評価する。

Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験を最高荷重点まで行い、Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部の重複領域において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数（硬質相と軟質相の境界のボイド数と硬質相の破壊により形成されたボイド数）を全ボイド数で除した値：０．６０以下
Ｖ曲げ平坦部およびＶＤＡ曲げ稜線部の重複領域において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数（硬質相と軟質相の境界のボイド数と硬質相の破壊により形成されたボイド数）を全ボイド数で除した値：０．２０以下
本発明において、上記のボイド制御をすることでＶ－ＶＤＡ曲げ試験での高い曲げ破断特性が得られる。鋼板組織中のボイドが硬質相に隣接して生成すると、ボイドが硬質相と軟質相の境界に沿って進展しやすく、最終的にき裂を生じさせる。ボイドが硬質相に隣接しない場合、例えば、炭化物に隣接して生成する時には、ボイドの連結および進展は生じにくいと考えられる。Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部において、Ｖ曲げ時に加工誘起変態によって生成したフレッシュマルテンサイトにより硬質相の面積率が増加する。本発明では、Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部の重複領域において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数（硬質相と軟質相の境界のボイド数と硬質相の破壊により形成されたボイド数）を全ボイド数で除した値を０．６０以下とする。好ましくは、この値は０．５９以下であり、より好ましくは０．５８以下である。下限は特に限定されず、この値は０．００であってもよい。
一方、Ｖ曲げ平坦部およびＶＤＡ曲げ稜線部においては、硬質相の面積率が比較的少ない。本発明では、Ｖ曲げ平坦部およびＶＤＡ曲げ稜線部の重複領域において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数を全ボイド数で除した値を０．２０以下とする。好ましくは、この値は０．１９以下であり、より好ましくは０．１８以下である。下限は特に限定されず、この値は０．００であってもよい。
本発明で、軟質相は、硬質相以外の相のことを指す。

上記のＶ－ＶＤＡ曲げ試験は以下のようにして行う。
得られた鋼板から、６０ｍｍ×６５ｍｍの試験片を剪断加工により採取する。ここで、６０ｍｍの辺は圧延（Ｌ）方向に平行する。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、試験片を準備する。９０°曲げ加工（一次曲げ加工）では、図２－１（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Ｔ１を得る。次に、図２－１（ｂ）に示すように、支持ロールＡ２の上に載せた試験片Ｔ１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）を施す。図２－１（ａ）および図２－１（ｂ）において、符号Ｄ１は幅（Ｃ）方向、符号Ｄ２は圧延（Ｌ）方向を示している。
Ｖ－ＶＤＡ試験を施した際に得られたストローク-荷重曲線の模式図を図３に示す。Ｖ－ＶＤＡ試験を最高荷重点Ｐまで行い、その後、荷重が最高荷重の９４．９～９９．９％になる時（図３中、符号Ｒ参照）に除荷したサンプルは、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験における評価サンプルとする。

Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験において、鋼板に対してＶ曲げ加工（一次曲げ加工）を施した試験片Ｔ１を図２－２（ｃ）に示す。また、試験片Ｔ１に対してＶＤＡ曲げ（二次曲げ加工）を施した試験片Ｔ２を図２－２（ｄ）に示す。図２－２（ｄ）の試験片Ｔ２に破線で示した位置は、上記のＶ曲げ稜線部であり、ＶＤＡ曲げを行う前の図２－２（ｃ）の試験片Ｔ１に破線で示した位置に対応している。Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部ａ（Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部の重複領域ａ）、およびＶ曲げ平坦部（非加工部）およびＶＤＡ曲げ稜線部ｂはそれぞれ図２－２（ｄ）に示す。
ここで、Ｖ曲げ稜線部は、Ｖ曲げを施され、幅方向に延設されるＶ曲げ角部（頂点）から両側５ｍｍまでの範囲の領域を指す。
また、Ｖ曲げ平坦部は鋼板中、Ｖ曲げ稜線部以外の領域を指す。
ＶＤＡ曲げ稜線部は、ＶＤＡ曲げを施され、圧延方向に延設されるＶＤＡ曲げ角部（頂点）から両側５ｍｍまでの範囲の領域を指す。
Ｄ２方向が紙面に垂直であり、Ｄ１方向が紙面に平行である時のＬ断面ＡＬを図２－３（ｅ）に示す。

上記Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部のボイドと、上記Ｖ曲げ平坦部およびＶＤＡ曲げ稜線部のボイドは、次のように測定する。Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験後の鋼板をＶ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部ａおよびＶ曲げ平坦部およびＶＤＡ曲げ稜線部ｂで圧延直交方向に切断した板厚断面を研磨後、ＶＤＡ曲げ外側の曲げ頂点部の鋼板表面から０～１００μｍ領域内（図２－３（ｅ）の点線で示すＡＢ領域）のＣ断面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で３０００倍の倍率で３視野撮影する。得られた画像で、ボイドの周辺組織は前記のように判断し、ボイドはフェライトより濃い黒色で各組織と明確に区別できる。全ボイドのうち、周長の０％超が硬質相（硬質第二相（残留オーステナイト＋フレッシュマルテンサイト））と接するボイド数は、硬質相と軟質相の境界のボイド数と硬質相の破壊により形成されたボイド数の合計である。
本発明で規定する硬質相と接するボイド数を全ボイド数で除した値は、３視野分の周長の０％超が硬質相と接するボイド数（硬質相と軟質相の境界のボイド数と硬質相の破壊により形成されたボイド数の合計）を全ボイド数で除した値を平均することで算出する。この測定は、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験を最大荷重まで行い、その後、荷重が最大荷重の９４．９～９９．９％（例えば、９５％）に到達した時点（図３再参照）で除荷した試験片で行う。
１個のボイドについては、ＳＥＭ像において、外周が組織に囲まれて、途切れることなく一体形成された島状の領域を１個として測定する。

炭化物の平均自由行程Ｌ_Ｍ：０．２０μｍ以上
図４の（ａ）～（ｃ）は、夫々ボイドを説明するための組織画像の例を示す。図４中、符号Ｈ１は硬質相を示し、符号Ｓ１は軟質相を示す。また、図４（ａ）の符号Ｖ１は硬質相と軟質相の境界のボイドを示し、図４（ｂ）の符号Ｖ２は硬質相の破壊により形成されたボイドを示し、図４（ｃ）の符号Ｖ３は炭化物に起因するボイドを示し、符号θは炭化物を示す。
本発明において、図４に示すように（特に、図４（ｃ）参照）、Ｖ－ＶＤＡ曲げを最大荷重まで行った後、鋼板組織におけるボイドの生成は炭化物に起因することもある（符号Ｖ３、θ参照）。その際、炭化物の平均自由行程が０．２０μｍ未満となると、炭化物に起因するボイドの間の距離が長くなり、ボイドが生成する箇所に応力が集中し、ボイドが連結しやすくなる。その結果、所望のＳ_Ｆｍａｘを達成できなくなる。よって、鋼板（Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験を行っていない鋼板）において、炭化物の平均自由行程Ｌ_Ｍを０．２０μｍ以上とする。Ｌ_Ｍは好ましくは、０．２５μｍ以上であり、より好ましくは、０．３０μｍ以上である。Ｌ_Ｍは好ましくは、０．５０μｍ以下であり、より好ましくは、０．４５μｍ以下である。

鋼板中の全炭化物の中から選択される１つの炭化物Ａと、該炭化物Ａ以外の残部炭化物との間隔の標準偏差の平均値σ_C：７.５０μｍ以下
炭化物分布のばらつきは、ボイドの生成および連結に影響を及ぼす。炭化物の間隔の標準偏差の平均値σ_Cが７.５０μｍを超えると、炭化物に起因するボイドの分布のばらつきが大きくなるため、ボイドが多く生成する箇所に応力が集中し、ボイドが連結しやすくなる。その結果、所望のＳ_Ｆｍａｘを達成できなくなる。よって、鋼板（Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験を行っていない鋼板）において、炭化物の間隔の標準偏差の平均値σ_Cは７.５０μｍ以下とする。σ_Cは好ましくは、７．３０μｍ以下であり、より好ましくは、７．００μｍ以下である。σ_Cは好ましくは、５．００μｍ以上であり、より好ましくは、６．００μｍ以上である。

ここで、炭化物の平均自由行程Ｌ_Ｍおよび標準偏差は、それぞれ以下のようにして測定する。鋼板（Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験を行っていない鋼板）の２５．６μｍ×１７．６μｍの領域において、上記の組織分率測定に使用したＳＥＭによる組織画像を手塗で炭化物を色分けして抽出し、炭化物のみの画像とする。その後、オープンソースのＩｍａｇｅＪを用いて、全炭化物の面積分率及び各炭化物の重心座標、円相当径を求める。また、炭化物が三次元的に均質であるとみなして、炭化物の面積分率を、炭化物の体積分率とする。

炭化物の平均自由行程Ｌ_Ｍは次式により計算する。
Ｌ_Ｍ＝（ｄ_Ｍ／２）×（（４００π／３ｆ）^１／３） ・・・式（１）
ここで、Ｌ_Ｍ：炭化物の平均自由行程（炭化物の重心の平均自由行程）、ｄ_Ｍ：炭化物の平均（数平均）の円相当直径（μｍ）、π：円周率、ｆ：全炭化物の体積分率（％）である。

炭化物の間隔の標準偏差の平均値σ_Cは次式（２）により計算する：

式（２）における、ｎ、ｉ、ｊ、ｄ_ｉｊ、ｄ_ｉaveは、以下の通りである。
ｎ：視野内（２５．６μｍ×１７．６μｍ）の全炭化物の数である。
ｉ：他の炭化物との間隔を測定するための炭化物（全炭化物の中から任意に選択される１つの炭化物Ａ）の番号であり、ｉのとりうる値は１からｎの整数である。
ｊ：炭化物Ａ以外の炭化物の番号であり、ｊのとりうる値はｉ以外の１からｎの整数である。
ｄ_ｉｊ：ｉ番目の炭化物（炭化物Ａ）とｊ番目の炭化物の間の間隔（μｍ）である。
ｄ_ｉave：視野内の全炭化物（ｉ番目の炭化物を除く）とｉ番目の炭化物の距離の平均値（μｍ）である。

つぎに、本発明の一実施形態に従う鋼板の機械特性について、説明する。

引張強さ（ＴＳ）：１１８０ＭＰａ以上
本発明の一実施形態に従う鋼板の引張強さＴＳは、１１８０ＭＰａ以上である。上限は特に規定しないが、引張強さＴＳは、１４７０ＭＰａ未満であることが好ましい。
なお、本発明の一実施形態に従う鋼板の降伏応力（ＹＳ）、全伸び（Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、ＶＤＡ曲げ試験での限界曲げ角度（α）、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験での荷重最大時のストローク（Ｓ_Ｆｍａｘ）および軸圧壊破断有無については上述したとおりである。

また、引張強さ（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）および全伸び（Ｅｌ）は、実施例において後述するＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠する引張試験により、測定する。限界穴広げ率（λ）は、実施例において後述するＪＩＳ Ｚ ２２５６（２０２０）に準拠する穴広げ試験により、測定する。ＶＤＡ曲げ試験での限界曲げ角度（α）は、実施例において後述するＶＤＡ２３８－１００に準拠するＶＤＡ曲げ試験により、測定する。Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験での荷重最大時のストローク（Ｓ_Ｆｍａｘ）は実施例において後述するＶ－ＶＤＡ曲げ試験により、測定する。軸圧壊破断有無は実施例において後述する軸圧壊試験により、測定する。

亜鉛めっき層（第二めっき層）
本発明の一実施形態に従う鋼板は、最表層として素地鋼板の上（素地鋼板表面上または金属めっき層が形成された場合は金属めっき層表面上）に形成された亜鉛めっき層を有していてもよく、この亜鉛めっき層は、素地鋼板の一方の表面の上のみに設けてもよく、両面の上に設けてもよい。
すなわち、本発明の鋼板は、素地鋼板を有し、該素地鋼板上に第二めっき層（亜鉛めっき層）が形成されていてよく、また、素地鋼板を有し、該素地鋼板上に金属めっき層（第一めっき層（亜鉛めっき層の第二めっき層を除く））と第二めっき層（亜鉛めっき層）とが順に形成されていてもよい。
亜鉛めっき層を有する鋼板は、亜鉛めっき鋼板としてもよい。

なお、ここでいう亜鉛めっき層は、Ｚｎを主成分（Ｚｎ含有量が５０．０％以上）とするめっき層を指し、例えば、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層が挙げられる。

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およびＲＥＭからなる群から選ばれる１種または２種以上の元素を合計で０．０質量％以上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、上記の元素以外の残部は、不可避的不純物である。

また、合金化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、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およびＲＥＭからなる群から選ばれる１種または２種以上の元素を合計で０．０質量％以上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、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以上とすることが好ましい。また、亜鉛めっき層の片面あたりのめっき付着量は、８０ｇ／ｍ^２以下とすることが好ましい。

なお、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。
すなわち、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。ついで、該処理液に、供試材となる鋼板を浸漬し、亜鉛めっき層を溶解させる。そして、溶解前後での供試材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。

なお、本発明の一実施形態に従う鋼板の板厚は、特に限定されないが、好ましくは０．５ｍｍ以上であり、より好ましくは０．６ｍｍ以上である。
板厚は、より好ましくは０．８ｍｍ超である。板厚は、さらに好ましくは０．９ｍｍ以上である。板厚は、より好ましくは１．０ｍｍ以上である。板厚は、さらに好ましくは１．２ｍｍ以上である。
また、鋼板の板厚は、好ましくは３．５ｍｍ以下である。板厚は、より好ましくは２．３ｍｍ以下である。
また、本発明の鋼板の板幅は、特に限定されないが、５００ｍｍ以上とすることが好ましく、７５０ｍｍ以上とすることがより好ましい。また、鋼板の板幅は、１６００ｍｍ以下とすることが好ましく、１４５０ｍｍ以下とすることがより好ましい。

［２．鋼板の製造方法］
つぎに、本発明の一実施形態に従う鋼板の製造方法について、説明する。

本発明の一実施形態に従う鋼板の製造方法は、上述した成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする、熱延工程と、熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と、該酸洗工程後の鋼板を、焼鈍温度：（Ａｃ_１＋（Ａｃ_３－Ａｃ_１）×３／４）℃以上９００℃以下および焼鈍時間：２０秒以上で焼鈍する、焼鈍工程と、該焼鈍工程後の鋼板を１００℃以上３００℃以下の第一冷却停止温度まで冷却する、第一冷却工程と、該第一冷却工程後の鋼板を３５０℃以上５５０℃以下の温度域で３秒以上８０秒未満保持する、保持工程と、
該保持工程後の鋼板を５０℃以下の第二冷却停止温度まで冷却し、該冷却時、鋼板に対して、３００℃以上４５０℃以下の温度域で２．０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の張力を一回以上付与し、その後、鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／４周分接触させながら４パス以上付与する処理、および鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／２周分接触させながら、２パス以上付与する処理を行う、第二冷却工程と、を含み、あるいはさらに酸洗工程後、且つ焼鈍工程前の鋼板に、冷間圧延して冷延鋼板を得る、冷延工程を含む。
なお、前記の各温度は、特に説明がない限り、鋼スラブおよび鋼板の表面温度を意味する。

まず、上述した成分組成を有する鋼スラブを準備する。例えば、鋼素材を溶製して前記の成分組成を有する溶鋼とする。溶製方法は特に限定されず、転炉溶製や電気炉溶製等、公知の溶製方法を用いることができる。ついで、得られた溶鋼を固めて鋼スラブとする。溶鋼から鋼スラブを得る方法は特に限定されず、例えば、連続鋳造法、造塊法または薄スラブ鋳造法等を用いることができる。マクロ偏析を防止する観点から、連続鋳造法が好ましい。

［熱延工程］
ついで、熱延工程において、鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする。
熱間圧延は、省エネルギープロセスを適用して行ってもよい。省エネルギープロセスとしては、直送圧延（鋼スラブを室温まで冷却せずに、温片のままで加熱炉に装入し、熱間圧延する方法）または直接圧延（鋼スラブにわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する方法）などが挙げられる。

熱間圧延条件については特に限定されず、例えば、以下の条件で行うことができる。
すなわち、鋼スラブを、一旦室温まで冷却し、その後、再加熱してから圧延する。スラブ加熱温度（再加熱温度）は、炭化物の溶解や圧延荷重の低減といった観点から、１１００℃以上とすることが好ましい。また、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℃以下とすることが好ましい。なお、スラブ加熱温度は、鋼スラブ表面の温度を基準とする。

ついで、鋼スラブに、常法に従い粗圧延を施し、粗圧延板（以下、シートバーともいう）とする。ついで、シートバーに仕上げ圧延を施して、熱延鋼板とする。なお、スラブ加熱温度を低めにした場合は、仕上げ圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。仕上げ圧延温度は、圧延負荷を低減するため、８００℃以上とすることが好ましい。また、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が高くなると、圧延方向に伸長した異常な組織が発達し、焼鈍板の加工性を低下させるおそれがある。さらに、仕上げ圧延温度を８００℃以上にすることにより、熱延鋼板段階の鋼組織、ひいては、最終製品の鋼組織も均一になり易い。なお、鋼組織が不均一になると、曲げ性が低下する傾向がある。
一方、仕上げ圧延温度が９５０℃を超えると、酸化物（スケール）生成量が多くなる。その結果、地鉄と酸化物の界面が荒れて、酸洗および冷間圧延後の鋼板の表面品質が劣化するおそれがある。また、結晶粒が粗大になることで、鋼板の強度や曲げ性を低下させる原因となるおそれもある。そのため、仕上げ圧延温度は、９５０℃以上の範囲とすることが好ましい。以上より、仕上げ圧延温度は、８００℃以上９５０℃以上の範囲とすることが好ましい。

仕上げ圧延後、熱延鋼板を巻き取る。巻取温度は、４５０℃以上とすることが好ましい。また、巻取温度は７５０℃以下とすることが好ましい。

なお、熱延時にシートバー同士を接合し、連続的に仕上げ圧延を行ってもよい。また、シートバーを仕上げ圧延前に一旦巻き取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために、仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化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以下の範囲とすることが好ましい。
粗圧延および仕上げ圧延を含む熱延工程（熱間圧延工程）では、一般的に鋼スラブは粗圧延でシートバーとなり、仕上げ圧延によって熱延鋼板となる。ただし、ミル能力等によってはそのような区分けにこだわらず、所定のサイズになれば問題ない。

［酸洗工程］
熱延工程後の熱延鋼板を酸洗する。酸洗によって、鋼板表面の酸化物を除去することができ、良好な化成処理性やめっき品質が確保される。なお、酸洗は、１回のみ行ってもよく、複数回に分けて行ってもよい。酸洗条件については特に限定されず、常法に従えばよい。

［冷延工程］
ついで、必要に応じて、熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする。冷間圧延は、例えば、タンデム式の多スタンド圧延やリバース圧延等の、２パス以上のパス数を要する多パス圧延により行う。
冷間圧延の圧下率（累積圧下率）は特に限定されないが、２０％以上とすることが好ましい。また、冷間圧延の圧下率は８０％以下とすることが好ましい。冷間圧延の圧下率が２０％未満では、焼鈍工程において鋼組織の粗大化や不均一化が生じやすくなり、最終製品においてＴＳや曲げ性が低下するおそれがある。一方、冷間圧延の圧下率が８０％を超えると、鋼板の形状不良が生じやすくなり、亜鉛めっきの付着量が不均一になるおそれがある。
また、任意に、冷間圧延後に得られた冷延鋼板に酸洗を施してもよい。

［金属めっき（金属電気めっき、第一めっき）工程］
本発明の一実施形態においては、熱延工程後（酸洗工程後、また、冷間圧延を施す場合は、酸洗工程後の冷延工程後）、かつ焼鈍工程の前の鋼板の片面もしくは両面において、金属めっきを施し、金属めっき層（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。
例えば、上記のようにして得られた熱延鋼板または冷延鋼板の表面に金属電気めっき処理を施して、焼鈍前金属電気めっき層が少なくとも片面に形成された焼鈍前金属電気めっき鋼板としてもよい。なお、ここでいう金属めっきは、亜鉛めっき（第二めっき）を除く。
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鋼板、熱延後酸洗処理板または冷延鋼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。以下では、Ｆｅ系電気めっきの製造方法を例に述べるが、他の金属系電気めっきでも以下のＦｅ系電気めっきにおける条件を同様に採用し得る。

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イオンと、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、ＶおよびＣｏからなる群から選ばれる少なくとも一種の元素と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についても特に限定しない。Ｆｅ系電気めっき液の温度は、定温保持性を考えると、３０℃以上とすることが好ましく、８５℃以下が好ましい。Ｆｅ系電気めっき浴のｐＨも特に規定しないが、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を考慮すると、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、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以下とすることが好ましい。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、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。

なお、Ｆｅ系電気めっき処理を施す前の処理として、鋼板表面を清浄化するための脱脂処理および水洗、さらには、鋼板表面を活性化するための酸洗処理およ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。脱脂処理およ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、およびこれらの混合物等各種の酸が使用できる。中でも、硫酸、塩酸あるいはこれらの混合が好ましい。酸の濃度は特に規定しないが、酸化皮膜の除去能力、及び過酸洗による肌荒れ（表面欠陥）防止等を考慮すると、１～２０ｍａｓｓ％程度が好ましい。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。

［焼鈍工程］
ついで、本発明の一実施形態においては、酸洗工程後（冷間圧延を施す場合は、冷延工程後、金属めっき層（第一めっき層）を形成する金属めっきを施す場合は、金属めっき（第一めっき）工程後、冷間圧延および金属めっきを施す場合は、金属めっき（第一めっき）工程後）、上記のようにして得られた鋼板を、焼鈍温度：（Ａｃ_１＋（Ａｃ_３－Ａｃ_１）×３／４）℃以上９００℃以下および焼鈍時間：２０秒以上で焼鈍する。なお、焼鈍回数は２回以上でもよいが、エネルギー効率の観点から１回が好ましい。

焼鈍温度：（Ａｃ_１＋（Ａｃ_３－Ａｃ_１）×３／４）℃以上９００℃以下
焼鈍温度が（Ａｃ_１＋（Ａｃ_３－Ａｃ_１）×３／４）℃未満の場合、フェライトとオーステナイトの二相域での加熱中におけるオーステナイトの生成割合が不十分になる。そのため、焼鈍後にフェライトの面積率が過度に増加して、ＹＳが低下する。加えて、焼鈍中のオーステナイト中のＣ濃度が過度に増加し、所望のλおよびＳ_Ｆｍａｘが達成できない。さらに、ＴＳを１１８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。
一方、焼鈍温度が９００℃を超えると、オーステナイトの粒成長が過度に生じ、Ｍ_Ｓ点が上昇し、炭化物を含む焼戻しマルテンサイトが大量に生成し、３．０％以上の残留オーステナイトを得ることが困難となり、延性が低下する。従って、焼鈍温度は（Ａｃ_１＋（Ａｃ_３―Ａｃ_１）×３／４）℃以上９００℃以下とする。焼鈍温度は、好ましくは８８０℃以下である。焼鈍温度は、より好ましくは８７０℃以下である。また、焼鈍温度は、好ましくは（Ａｃ_１＋（Ａｃ_３―Ａｃ_１）×４／５）℃以上であり、より好ましくは（Ａｃ_１＋（Ａｃ_３―Ａｃ_１）×５／６）℃以上である。
なお、焼鈍温度は、焼鈍工程での最高到達温度である。

Ａｃ_１点（℃）およびＡｃ_３点（℃）は次式により計算する：
Ａｃ_１点（℃）＝７２７．０－３２．７×［％Ｃ］＋１４．９×［％Ｓｉ］＋２．０×［％Ｍｎ］
Ａｃ_３点（℃）＝９１２．０－２３０×［％Ｃ］＋３１．６×［％Ｓｉ］－２０．４×［％Ｍｎ］
ここで、［％Ｃ］：Ｃ含有量（質量％）、［％Ｓｉ］：Ｓｉ含有量（質量％）、［％Ｍｎ］：Ｍｎ含有量（質量％）である。

焼鈍時間：２０秒以上
焼鈍時間が２０秒未満になると、フェライトとオーステナイトの二相域での加熱中におけるオーステナイトの生成割合が不十分になる。そのため、焼鈍後にフェライトの面積率が過度に増加して、ＹＳが低下する。加えて、焼鈍中のオーステナイト中のＣ濃度が過度に増加し、所望のλおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できない。さらに、ＴＳを１１８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。そのため、焼鈍時間は２０秒以上とする。焼鈍時間は、好ましくは３０秒以上であり、より好ましくは５０秒以上である。なお、焼鈍時間の上限は特に限定されないが、焼鈍時間は、９００秒以下とすることが好ましく、より好ましくは８００秒以下である。焼鈍時間は３００秒以下とすることがさらに好ましく、さらにより好ましくは２２０秒以下である。
なお、焼鈍時間とは、（焼鈍温度－４０℃）以上焼鈍温度以下の温度域での保持時間である。すなわち、焼鈍時間には、焼鈍温度での保持時間に加え、焼鈍温度に到達する前後の加熱および冷却における（焼鈍温度－４０℃）以上焼鈍温度以下の温度域での滞留時間も含まれる。

焼鈍工程の焼鈍雰囲気の露点：－３０℃以上
本発明の一実施形態においては、焼鈍工程の雰囲気（焼鈍雰囲気）の露点を－３０℃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℃以上にして焼鈍を行うことで、脱炭反応が促進され、表層軟質層をより深く形成できる。焼鈍工程の焼鈍雰囲気の露点は、より好ましくは－２５℃以上、さらにより好ましくは－１５℃以上、最も好ましくは－５℃超である。
焼鈍工程の焼鈍雰囲気の露点の上限は特に定めないが、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ため、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。

［第一冷却工程］
ついで、上記のようにして焼鈍を施した鋼板を、１００℃以上３００℃以下の第一冷却停止温度まで冷却する。

第一冷却停止温度：１００℃以上３００℃以下
第一冷却工程は、後工程である再加熱工程で生成する焼戻しマルテンサイトの面積率および残留オーステナイトの体積率を所定の範囲に制御とするために必要な工程である。ここで、第一冷却停止温度が１００℃未満では、当該第一冷却工程において鋼中に存在する未変態オーステナイトが、ほぼ全量マルテンサイトに変態する。これにより、最終的に焼戻しマルテンサイトの面積率が過度に増加し、面積率で３．０％以上の残留オーステナイトを得ることが困難となり、延性が低下する。一方、第二冷却停止温度が３００℃を超えると、焼戻しマルテンサイトの面積率が減少し、フレッシュマルテンサイトの面積率が増加する。その結果、穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験およびＶ－ＶＤＡ曲げ試験で、フレッシュマルテンサイトがボイド生成起点となり、所望のλ、αおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できない。したがって、第一冷却停止温度は１００℃以上３００℃以下とする。第一冷却停止温度は、好ましくは１２０℃以上である。また、第一冷却停止温度は、好ましくは２８０℃以下である。

［保持工程］
第一冷却工程後、鋼板を３５０℃以上５５０℃以下の温度域（以下、保持温度域ともいう）で３秒以上８０秒未満保持する。

保持温度域：３５０℃以上５５０℃以下
保持温度域での保持時間：３秒以上８０秒未満
保持工程では、ベイニティックフェライトが生成するとともに、生成したベイニティックフェライトから該ベイニティックフェライトに隣接する未変態のオーステナイトへのＣの拡散が生じる。その結果、所定量の残留オーステナイトの面積率が確保される。
ここで、保持温度が３５０℃未満であると、焼戻しマルテンサイトの面積率をベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率で除した値を所望の範囲にすることができず、所望のα、Ｓ_Ｆｍａｘを得ることができない。また、優れた軸圧壊特性も得られない。
一方、保持温度が５５０℃超えとなると、残留オーステナイトの面積率が３．０％未満となり、フレッシュマルテンサイトの面積率が１０．０％を超え、所望の延性を得られず、さらには、所望の所望のα、Ｓ_Ｆｍａｘを得ることができない。また、優れた軸圧壊特性も得られない。
よって、保持温度域は、３５０℃以上５５０℃以下とする。保持温度域は、好ましくは３６０℃以上であり、より好ましくは３７０℃以上である。保持温度域は、好ましくは５３０℃以下であり、より好ましくは５１０℃以下である。
また、保持温度域での保持時間が３秒未満になると、３．０％以上の残留オーステナイトを得ることが困難となり、延性が低下する。
一方、保持温度域での保持時間が８０秒以上になると、ベイニティックフェライトの面積率が過度に増加し、ＹＳが低下する。また、ベイニティックフェライトから未変態オーステナイトへのＣの拡散が過度に生じ、残留オーステナイトの面積率が１０．０％を超え、所望のＳ_Ｆｍａｘを達成できない。また、所望のλを得られない場合もある。
したがって、保持温度域での保持時間は、３秒以上８０秒未満とする。保持温度域での保持時間は、好ましくは５秒以上である。また、保持温度域での保持時間は、好ましくは６０秒未満である。なお、保持温度域での保持時間には、めっき工程において溶融亜鉛めっき処理を施した後の当該温度域での滞留時間は含まない。

［亜鉛めっき工程（第二めっき工程）］
保持工程後、鋼板に亜鉛めっき処理を施してもよい。亜鉛めっき処理を施すことにより、亜鉛めっき鋼板を得ることができる。亜鉛めっき処理としては、例えば、溶融亜鉛めっき処理や合金化亜鉛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％以上であり、残部がＺｎおよ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。上記のＡｌ含有量は０．２３質量％以下であることが好ましい。

また、合金化亜鉛めっき処理の場合、上記の要領で溶融亜鉛めっき処理を施した後、亜鉛めっき鋼板を４５０℃以上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。上記の合金化温度は、６００℃以下とすることが好ましい。
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。また、合金化温度が４５０℃未満では、第一冷却工程において生成するマルテンサイトが充分に焼戻されず、フレッシュマルテンサイトの面積率が過度に増加し、所望のλ、αおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できないおそれがある。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１１８０ＭＰａ以上とすることが困難になり、延性が低下する。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、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）および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２０ｇ／ｍ^２以上とすることが好ましい。また、亜鉛めっき層の片面あたりのめっき付着量は、８０ｇ／ｍ^２以下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。

［第二冷却工程］
ついで、保持工程後の鋼板を、５０℃以下の第二冷却停止温度まで冷却する。

鋼板を５０℃以下の第二冷却停止温度まで冷却する時、３００℃以上４５０℃以下の温度域で２．０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の張力を一回以上付与する。
そして、上記の張力を付与した後の鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／４周分接触させながら、４パス以上付与する処理、および、鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／２周分接触させながら、２パス以上付与する処理を行う。
上記のように鋼板に対して、２．０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の張力を一回以上付与すること、および、規定のパス数付与することで鋼板組織中に過度に生成した残留オーステナイトが加工誘起変態しマルテンサイトになり、さらに、その後の冷却中に焼戻しマルテンサイトになる。その結果、所望のλおよびＳ_Ｆｍａｘを達成できる。

上記のロール１／４周分接触させながら鋼板に付与するパス数は、好ましくは５パス以上であり、より好ましくは６パス以上である。
上限は特に限定されないが、上記のロール１／４周分接触させながら鋼板に付与するパス数は、好ましくは１２パス以下であり、より好ましくは１０パス以下である。
上記のロール１／２周分接触させながら鋼板に付与するパス数は、好ましくは３パス以上であり、より好ましくは４パス以上である。
上限は特に限定されないが、上記のロール１／２周分接触させながら鋼板に付与するパス数は、好ましくは６パス以下であり、より好ましくは５パス以下である。

ここで、張力は、ロール左右のロードセルの荷重（ｋｇｆ）の合計値を、鋼板の断面積（＝板厚（ｍｍ）×板幅（ｍｍ））（ｍｍ^２）で割ることで得られる。なお、ロードセルの配置は、張力方向と平行にする必要がある。
ここで、ロードセルの配置位置は、ロール両端部から２００ｍｍ位置とすることが好ましい。また、用いるロールの胴長は、１５００ｍｍ以上とすることが好ましい。また、用いるロールの胴長は、２５００ｍｍ以下とすることが好ましい。
また、この張力は、好ましくは２．２ｋｇｆ／ｍｍ^２以上であり、より好ましくは２．４ｋｇｆ／ｍｍ^２以上である。
また、この張力は、好ましくは１５．０ｋｇｆ／ｍｍ^２以下であり、より好ましくは１０．０ｋｇｆ／ｍｍ^２以下である。この張力は、さらに好ましくは７．０ｋｇｆ／ｍｍ^２以下であり、さらにより好ましくは４．０ｋｇｆ／ｍｍ^２以下である。

また、張力を一回以上付与するということについて、例えば、張力を二回付与するとは、まず、２．０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の張力を一回付与し、その後、張力が２．０ｋｇｆ／ｍｍ^２未満になってから、二回目の２．０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の張力を付与することをいう。また、張力を三回付与するとは、まず、２．０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の張力を一回付与し、その後、張力が２．０ｋｇｆ／ｍｍ^２未満になってから、二回目の２．０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の張力を付与し、その後、張力が２．０ｋｇｆ／ｍｍ^２未満になってから、三回目の２．０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の張力を付与することをいう。

第二冷却停止温度：５０℃以下
第二冷却工程の冷却条件は特定に限定されず、常法に従えばよい。冷却方法としては、例えば、ガスジェット冷却、ミスト冷却、ロール冷却、水冷および空冷などを適用することができる。
また、表面の酸化防止の観点から、５０℃以下まで冷却することが好ましく、より好ましくは室温まで冷却する。平均冷却速度は、例えば、１℃／秒以上５０℃／秒以下が好適である。ここで、平均冷却速度は「（冷却開始温度（℃）－第二冷却停止温度（℃）」／冷却時間（ｓ）」により算出できる。

また、上記のようにして得た鋼板に、さらに、調質圧延を施してもよい。調質圧延の圧下率は２．００％を超えると、降伏応力が上昇し、鋼板を部材に成形する際の寸法精度が低下するおそれがある。そのため、調質圧延の圧下率は２．００％以下が好ましい。なお、調質圧延の圧下率の下限は特に限定されるものではないが、生産性の観点から０．０５％以上が好ましい。また、調質圧延は上述した各工程を行うための焼鈍装置と連続した装置上（オンライン）で行ってもよいし、各工程を行うための焼鈍装置とは不連続な装置上（オフライン）で行ってもよい。また、調質圧延の圧延回数は、１回でもよく、２回以上であってもよい。なお、調質圧延と同等の伸長率を付与できれば、レベラー等による圧延であっても構わない。

上記以外の条件については特に限定されず、常法に従えばよい。

［３．部材］
つぎに、本発明の一実施形態に従う部材について、説明する。
本発明の一実施形態に従う部材は、上記の鋼板を用いてなる（素材とする）部材である。例えば、素材である鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする。
ここで、上記の鋼板は、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上であり、かつ、高いＹＳと、優れたプレス成形性（延性、穴広げ性および曲げ性）と、圧壊時の耐破断特性（曲げ破断特性および軸圧壊特性）を有する。そのため、本発明の一実施形態に従う部材は、高強度であり、かつ、耐衝撃特性にも優れている。したがって、本発明の一実施形態に従う部材は、自動車分野で使用される衝撃エネルギー吸収部材に適用して特に好適である。

［４．部材の製造方法］
つぎに、本発明の一実施形態に従う部材の製造方法について、説明する。
本発明の一実施形態に従う部材の製造方法は、上記の鋼板（例えば、上記の鋼板の製造方法により製造された鋼板）に、成形加工、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。
ここで、成形加工方法は、特に限定されず、例えば、プレス加工等の一般的な加工方法を用いることができる。また、接合加工方法も、特に限定されず、例えば、スポット溶接、レーザー溶接、アーク溶接等の一般的な溶接や、リベット接合、かしめ接合等を用いることができる。なお、成形条件および接合条件については特に限定されず、常法に従えばよい。

表１に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を有する鋼素材を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。表１中、－は不可避的不純物レベルの含有量を示す。
表１に示す計算変態点Ａｃ_１点（℃）およびＡｃ_３点（℃）は次式により計算する：
Ａｃ_１点（℃）＝７２７．０－３２．７×［％Ｃ］＋１４．９×［％Ｓｉ］＋２．０×［％Ｍｎ］
Ａｃ_３点（℃）＝９１２．０－２３０×［％Ｃ］＋３１．６×［％Ｓｉ］－２０．４×［％Ｍｎ］
ここで、［％Ｃ］：Ｃ含有量（質量％）、［％Ｓｉ］：Ｓｉ含有量（質量％）、［％Ｍｎ］：Ｍｎ含有量（質量％）である。

得られた鋼スラブを１２００℃に加熱し、加熱後、鋼スラブに粗圧延と、仕上圧延温度を９００℃とする仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、熱延鋼板とした。ついで、得られた熱延鋼板のＮｏ．１～Ｎｏ．５７、Ｎｏ．６０～Ｎｏ．７４、Ｎｏ．８０～９３、Ｎｏ．１００～Ｎｏ．１０５に、酸洗および冷間圧延（圧下率：５０％）を施し、表３、表６、表９に示す板厚の冷延鋼板とした。また、得られた熱延鋼板のＮｏ．５８～Ｎｏ．５９、Ｎｏ．７５～Ｎｏ．７９、Ｎｏ．９５～９９に酸洗を施し、表３、表６、表９に示す板厚の熱延鋼板（白皮）とした。ついで、得られた冷延鋼板または熱延鋼板（白皮）に、表２に示す条件で、焼鈍工程、第一冷却工程、保持工程、めっき工程、第二冷却工程および再加熱工程を行い、また、表５、表８に示す条件で、第一めっき工程（金属めっき工程）、焼鈍工程、第一冷却工程、保持工程、第二めっき工程（亜鉛めっき工程）、第二冷却工程および再加熱工程における処理を行い、鋼板（亜鉛めっき鋼板）を得た。
なお、表５、表８中にＮｏ．６０～Ｎｏ．１０５の鋼板について第一めっき工程（金属めっき工程）の有無、金属めっき工程における処理を行う場合のめっき種を示す。表６、表９中にＮｏ．６０～Ｎｏ．１０５の鋼板について表層軟質層の厚み、金属めっき付着量、表層軟質層の硬度分布を示す。

ここで、亜鉛めっき工程では、溶融亜鉛めっき処理また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）または合金化亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＡともいう）を得た。なお、表２、表５、表８では、めっき工程の種類についても、「ＧＩ」および「ＧＡ」と表示している。表２、表５中、ＧＩ鋼板の場合には合金化処理を行わないため合金化温度を－と示す。また、表８において、亜鉛めっき工程による亜鉛めっき処理を行わず、冷延鋼板を得たものについては、「ＣＲ」と表示し、亜鉛めっき工程による亜鉛めっき処理を行わず、熱延鋼板を得たものについては、「ＨＲ」と表示している。これら冷延鋼板、熱延鋼板についても合金化処理を行わないため合金化温度を－と示す。

亜鉛めっき浴温は、ＧＩおよび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４５～７２ｇ／ｍ^２とし、ＧＡを製造する場合は、片面あたり４５ｇ／ｍ^２とした。
なお、最終的に得られた亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層の組成は、ＧＩでは、Ｆｅ：０．１～１．０質量％、Ａｌ：０．２～０．３３質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であった。また、ＧＡでは、Ｆｅ：８．０～１２．０質量％、Ａｌ：０．１～０．２３質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であった。
また、亜鉛めっき層はいずれも、素地鋼板の両面に形成した。

表２、表５、表８中、パス１は、第二冷却工程時、３００℃以上４５０℃以下の温度域で２．０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の平均張力を一回以上付与した後、鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／４周分接触させながら付与するパス数であり、パス数２は、その後、鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／２周分接触させながら付与するパス数である。

得られた鋼板を用いて、上述した要領により、素地鋼板の鋼組織の同定を行った。測定結果を表３、表６、表９に示す。表３、表６、表９中、Ｆはフェライト、ＢＦはベイニティックフェライト、ＴＭは焼戻しマルテンサイト、ＲＡは残留オーステナイト、ＦＭはフレッシュマルテンサイト、ＬＢは下部ベイナイト、Ｐはパーライト、θは炭化物である。Ｌ_Ｍは炭化物の重心の平均自由行程、σ_Ｃは炭化物の間隔の標準偏差の平均値である。
表４、表７、表１０中、＊１はＶ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部の重複領域において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数（硬質相と軟質相の境界のボイド数と硬質相の破壊により形成されたボイド数）を全ボイド数で除した値、＊２はＶ曲げ平坦部およびＶＤＡ曲げ稜線部の重複領域において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数（硬質相と軟質相の境界のボイド数と硬質相の破壊により形成されたボイド数）を全ボイド数で除した値である。

表層軟質層の測定方法は、以下の通りである。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を湿式研磨により平滑化した後、ＪＩＳ Ｚ ２２４４－１（２０２０）に基づき、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定義する。

また、以下の要領により、引張試験、穴広げ試験、ＶＤＡ曲げ試験、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験および軸圧壊試験を行い、以下の基準により、引張強さ（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）、全伸び（Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、ＶＤＡ曲げ試験での限界曲げ角度（α）、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験での荷重最大時のストローク（Ｓ_Ｆｍａｘ）および軸圧壊破断有無を評価した。

・ＴＳ
〇（合格）：１１８０ＭＰａ以上
×（不合格）：１１８０ＭＰａ未満

・ＹＳ
〇（合格）：
（Ａ）１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、７５０ＭＰａ≦ＹＳ
（Ｂ）１３２０ＭＰａ≦ＴＳの場合、８５０ＭＰａ≦ＹＳ
×（不合格）：
（Ａ）１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、７５０ＭＰａ＞ＹＳ
（Ｂ）１３２０ＭＰａ≦ＴＳの場合、８５０ＭＰａ＞ＹＳ

・Ｅｌ
〇（合格）：
（Ａ）１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、１２．０％≦Ｅｌ
（Ｂ）１３２０ＭＰａ≦ＴＳの場合、１０．０％≦Ｅｌ
×（不合格）：
（Ａ）１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、１２．０％＞Ｅｌ
（Ｂ）１３２０ＭＰａ≦ＴＳの場合、１０．０％＞Ｅｌ

・λ
〇（合格）：３０％以上
×（不合格）：３０％未満

・α
〇（合格）：８０°以上
×（不合格）：８０°未満

・Ｓ_Ｆｍａｘ
〇（合格）：２６．０ｍｍ以上
×（不合格）：２６．０ｍｍ未満

・軸圧壊破断有無
Ａ（合格）：軸圧壊試験後のサンプルに割れが観察されなかった
Ｂ（合格）：軸圧壊試験後のサンプルに割れが２箇所以下観察された
Ｃ（合格）：軸圧壊試験後のサンプルに割れが３箇所以下観察された
Ｄ（不合格）：軸圧壊試験後のサンプルに割れが４箇所以上観察された、または軸圧壊試験後のサンプルが破断した

（１）引張試験
引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して行った。すなわち、得られた鋼板から、長手方向が素地鋼板の圧延方向に対して直角となるように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１０ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行い、ＴＳ、ＹＳおよびＥｌを測定した。結果を表４、表７、表１０に示す。

（２）穴広げ試験
穴広げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６（２０２０）に準拠して行った。すなわち、得られた鋼板から、１００ｍｍ×１００ｍｍの試験片を剪断加工により採取した。該試験片に、クリアランスを１２．５％として直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた。ついで、内径：７５ｍｍのダイスを用いて穴の周囲にしわ押さえ力：９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）を加え、頂角：６０°の円錐ポンチを穴に押し込み、亀裂発生限界（亀裂発生時）における試験片の穴の直径を測定した。そして、次式により、限界穴広げ率：λ（％）を求めた。なお、λは、伸びフランジ性を評価する指標となるものである。結果を表４、表７、表１０に示す。
λ（％）＝｛（Ｄ_ｆ－Ｄ_０）／Ｄ_０｝×１００
ここで、
Ｄ_ｆ：亀裂発生時の試験片の穴の直径（ｍｍ）
Ｄ_０：初期の試験片の穴の直径（ｍｍ）
である。

（３）ＶＤＡ曲げ試験
ＶＤＡ曲げ試験は、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ規格（ＶＤＡ２３８－１００）に準拠する曲げ試験で行った。
具体的には、得られた鋼板から、７０ｍｍ×６０ｍｍの試験片を剪断加工により採取した。ここで、６０ｍｍの辺は圧延（Ｌ）方向に平行する。
該試験片に以下の条件で、ＶＤＡ曲げ試験を行った。
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
曲げ方向：圧延直角（Ｃ）方向
この際に、上方からの押し曲げ治具からの荷重Ｆが最大となる時の、板状試験片の中央部の曲げ外側の角度を限界曲げ角度（°）として測定する。上記ＶＤＡ曲げ試験を３回実施した際の当該荷重最大時の限界曲げ角度の平均値をα（°）とする。結果を表４、表７、表１０に示す。

（４）Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験（Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験）
Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験は以下のようにして行った。
得られた鋼板から、６０ｍｍ×６５ｍｍの試験片を剪断加工により採取した。ここで、６０ｍｍの辺は圧延（Ｌ）方向に平行する。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２－１（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Ｔ１を得た。次に、図２－１（ｂ）に示すように、支持ロールＡ２の上に載せた試験片Ｔ１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２－１（ａ）および図２－１（ｂ）において、符号Ｄ１は幅（Ｃ）方向、符号Ｄ２は圧延（Ｌ）方向を示している。
Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験（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：１０ｔ
試験速度：３０ｍｍ／ｍｉｎ
保持時間：５ｓ
曲げ方向：圧延（Ｌ）方向
Ｖ－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
上記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。上記Ｖ－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Ｓ_Ｆｍａｘ（ｍｍ）とする。結果を表４、表７、表１０に示す。

（５）軸圧壊試験
得られた鋼板から、１６０ｍｍ×２００ｍｍの試験片を剪断加工により採取した。ここで、１６０ｍｍの辺は圧延（Ｌ）方向に平行である。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５－１（ａ）および図５－１（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×２００ｍｍ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５－１（ａ）および図５－１（ｂ）に示すような試験用部材３０を作製した。図５－１（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５－１（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５－１（ｂ）に示すように、鋼板の端部と溶接部が１０ｍｍ、溶接部間が４５ｍｍの間隔となるようにした。次に、図５－２（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５－２（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。
圧壊後のサンプルを上記の要領で評価し、結果を表４、表７、表１０に示す。

板厚１．２ｍｍ超の鋼板のＶＤＡ曲げ試験、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験およ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。研削加工により鋼板表面の曲げ性が影響されるおそれがあるため、ＶＤＡ曲げ試験では研削面を曲げ内側（パンチに接触する側）とし、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験ではＶ曲げ試験時に研削面を曲げ外側（ダイに接触する側）とし、その後ＶＤＡ曲げ試験に研削面を曲げ内側（パンチに接触する側）とした。
一方、板厚１．２ｍｍ以下の鋼板のＶＤＡ曲げ試験、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験および軸圧壊試験では、板厚の影響が小さいため、研削処理無しで試験を行った。

＜ナノ硬度測定＞
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、素地表層から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置および板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の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、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が７．０ＧＰａ以上の測定数が、板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して０．１０以下であることがより好ましい。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するため、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および衝突時のボイドの生成・連結および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およびＳＦｍａｘが得られた。

亜鉛めっきを施した場合は、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－５μｍまで機械研磨し、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置までダイヤモンドおよびアルミナでのバフ研磨後、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、
荷重：５００μＮ
測定領域：５０μｍ×５０μｍ
打点間隔：２μｍ
の条件で計５１２点のナノ硬度を測定した。
なお、上記の剥離するめっき層とは、亜鉛めっき層が形成されている場合は、亜鉛めっき層であり、金属めっき層が形成されている場合は、金属めっき層であり、亜鉛めっき層および金属めっき層が形成されている場合は、亜鉛めっき層および金属めっき層である。

次いで、上記表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置まで機械研磨、ダイヤモンドおよびアルミナでのバフ研磨およ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、
荷重：５００μＮ
測定領域：５０μｍ×５０μｍ
打点間隔：２μｍ
の条件で計５１２点のナノ硬度を測定した。

表１～１０中、下線部は本発明の適正範囲外を示す。
表４、表７、表１０に示したように、発明例ではいずれも、引張強さ（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）、全伸び（Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、ＶＤＡ曲げ試験での限界曲げ角度（α）、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験での荷重最大時のストローク（Ｓ_Ｆｍａｘ）の全てが合格であり、軸圧壊試験での破断はなかった。
一方、比較例では、引張強さ（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）、全伸び（Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、ＶＤＡ曲げ試験での限界曲げ角度（α）、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験での荷重最大時のストローク（Ｓ_Ｆｍａｘ）、軸圧壊試験での破断有無の少なくとも１つが十分ではなかった。
なお、表５～１０において、露点が－３０℃以上－５℃以下の範囲では、軟質層厚さが１１μｍ未満となり、軸圧壊試験での破断（外観割れ）の判定は「Ｂ」であるものもあるが、軟質層厚さが１１μｍ未満の場合でも金属めっき層を有する場合は、軸圧壊試験での破断（外観割れ）の判定は「Ａ」であった。

また、本発明例の鋼板を用いて、成形加工を施して得た部材または接合加工を施して得た部材は、引張強さ（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）、全伸び（Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、ＶＤＡ曲げ試験での限界曲げ角度（α）、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験での荷重最大時のストローク（Ｓ_Ｆｍａｘ）の全てが本発明で特徴とする優れた特性を有し、軸圧壊試験での破断はなく、本発明で特徴とする優れた特性を有することがわかった。

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
Ａ１ ダイ
Ａ２ 支持ロール
Ｂ１ パンチ
Ｂ２ パンチ
Ｄ１ 幅（Ｃ）方向
Ｄ２ 圧延（Ｌ）方向
Ｄ３ 圧壊方向
Ｔ１ 試験片
Ｔ２ 試験片
Ｐ 最高荷重点
Ｒ 最高荷重点からストロークを増加していき、荷重が最高荷重の９４．９～９９．９％となる領域
ＡＢ ＶＤＡ曲げ外側の曲げ頂点部の鋼板表面から０～１００μｍ領域
ＡＬ Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部の重複領域におけるＬ断面
Ｆ フェライト
ＢＦ ベイニティックフェライト
ＴＭ 焼戻しマルテンサイト
θ 炭化物
Ｈ１ 硬質相（硬質第二相）
Ｓ１ 軟質層
Ｖ１ 硬質相と軟質相の境界のボイド
Ｖ２ 硬質相の破壊により生じたボイド
Ｖ３ 炭化物に起因するボイド

Claims (10)

1. 素地鋼板を備える鋼板であって、前記素地鋼板は、
   質量％で、
   Ｃ：０．０５０％以上０．４００％以下、
   Ｓｉ：０．７５％超３．００％以下、
   Ｍｎ：２．００％以上３．５０％未満、
   Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
   Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
   Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下および
   Ｎ：０．０１００％以下
   を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
   前記素地鋼板は、
   フェライトの面積率：５７．０％以下、
   ベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率：４０．０％以上９０．０％以下、
   残留オーステナイトの面積率：３．０％以上１０．０％以下、
   フレッシュマルテンサイトの面積率：１０．０％以下、
   であり、
   焼戻しマルテンサイトの面積率をベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率で除した値が０．７０以上である鋼組織を有し、
   さらに、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験を最高荷重点まで行い、
   Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部の重複領域において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数を全ボイド数で除した値が０．６０以下であり、
   Ｖ曲げ平坦部およびＶＤＡ曲げ稜線部の重複領域において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数を全ボイド数で除した値が０．２０以下であり、
   以下の式（１）に示される炭化物の平均自由行程Ｌ_Ｍが０．２０μｍ以上であり、
   引張強さが１１８０ＭＰａ以上である、鋼板。
   Ｌ_Ｍ＝（ｄ_Ｍ／２）×（４００π／３ｆ）^１／３ ・・・式（１）
   ここで、Ｌ_Ｍ：炭化物の平均自由行程（μｍ）、ｄ_Ｍ：炭化物の平均の円相当直径（μｍ）、π：円周率、ｆ：全炭化物の体積分率（％）である。
2. 前記素地鋼板の成分組成が、さらに、質量％で、
   Ｎｂ：０．２００％以下、
   Ｔｉ：０．２００％以下、
   Ｖ：０．２００％以下、
   Ｂ：０．０１００％以下、
   Ｃｒ：１．０００％以下、
   Ｎｉ：１．０００％以下、
   Ｍｏ：１．０００％以下、
   Ｓｂ：０．２００％以下、
   Ｓｎ：０．２００％以下、
   Ｃｕ：１．０００％以下、
   Ｔａ：０．１００％以下、
   Ｗ：０．５００％以下、
   Ｍｇ：０．０２００％以下、
   Ｚｎ：０．０２００％以下、
   Ｃｏ：０．０２００％以下、
   Ｚｒ：０．１０００％以下、
   Ｃａ：０．０２００％以下、
   Ｓｅ：０．０２００％以下、
   Ｔｅ：０．０２００％以下、
   Ｇｅ：０．０２００％以下、
   Ａｓ：０．０５００％以下、
   Ｓｒ：０．０２００％以下、
   Ｃｓ：０．０２００％以下、
   Ｈｆ：０．０２００％以下、
   Ｐｂ：０．０２００％以下、
   Ｂｉ：０．０２００％以下および
   ＲＥＭ：０．０２００％以下
   のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項１に記載の鋼板。
3. 以下の（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）および（Ｄ）のうちから選ばれる１つ以上を満たす、請求項１に記載の鋼板。
   （Ａ）前記鋼板の片面または両面において最表層として亜鉛めっき層を備える。
   （Ｂ）鋼板中の全炭化物の中から選択される１つの炭化物Ａと、該炭化物Ａ以外の残部炭化物との間隔の標準偏差の平均値σ_Cが、７．５０μｍ以下である。
   （Ｃ）前記素地鋼板は、素地鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以下の領域を表層とした際、
   前記表層に、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％以下である表層軟質層を有し、
   前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置および板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の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、
   前記素地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、前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して０．１０以下であり、
   さらに、前記素地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、前記素地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。
   （Ｄ）前記鋼板の片面または両面において、前記素地鋼板の上に形成された金属めっき層を有する。
4. 以下の（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）および（Ｄ）のうちから選ばれる１つ以上を満たす、請求項２に記載の鋼板。
   （Ａ）前記鋼板の片面または両面において最表層として亜鉛めっき層を備える。
   （Ｂ）鋼板中の全炭化物の中から選択される１つの炭化物Ａと、該炭化物Ａ以外の残部炭化物との間隔の標準偏差の平均値σ_Cが、７．５０μｍ以下である。
   （Ｃ）前記素地鋼板は、素地鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以下の領域を表層とした際、
   前記表層に、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％以下である表層軟質層を有し、
   前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置および板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の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、
   前記素地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、前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して０．１０以下であり、
   さらに、前記素地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、前記素地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。
   （Ｄ）前記鋼板の片面または両面において、前記素地鋼板の上に形成された金属めっき層を有する。
5. 請求項１～４のいずれかに記載の鋼板を用いてなる、部材。
6. 請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする、熱延工程と、
   該熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と、
   該酸洗工程後の鋼板を、焼鈍温度：（Ａｃ_１＋（Ａｃ_３－Ａｃ_１）×３／４）℃以上９００℃以下および焼鈍時間：２０秒以上で焼鈍する、焼鈍工程と、
   該焼鈍工程後の鋼板を１００℃以上３００℃以下の第一冷却停止温度まで冷却する、第一冷却工程と、
   該第一冷却工程後の鋼板を３５０℃以上５５０℃以下の温度域で３秒以上８０秒未満保持する、保持工程と、
   該保持工程後の鋼板を５０℃以下の第二冷却停止温度まで冷却し、
   該冷却時、前記鋼板に対して、３００℃以上４５０℃以下の温度域で２．０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の張力を一回以上付与し、
   その後、
   前記鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／４周分接触させながら４パス以上付与する処理、および
   前記鋼板を、１パス当たり直径５００ｍｍ以上１５００ｍｍ以下のロールにロール１／２周分接触させながら、２パス以上付与する処理を行う、第二冷却工程と、
   を含み、あるいはさらに、以下の（ａ）、（ｂ）および（ｃ）から選ばれる１つ以上を満たし、
   素地鋼板を備え、前記素地鋼板は、フェライトの面積率：５７．０％以下、ベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率：４０．０％以上９０．０％以下、残留オーステナイトの面積率：３．０％以上１０．０％以下、フレッシュマルテンサイトの面積率：１０．０％以下、であり、焼戻しマルテンサイトの面積率をベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率で除した値が０．７０以上である鋼組織を有し、さらに、Ｖ－ＶＤＡ曲げ試験を最高荷重点まで行い、Ｖ曲げ稜線部およびＶＤＡ曲げ稜線部の重複領域において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数を全ボイド数で除した値が０．６０以下であり、Ｖ曲げ平坦部およびＶＤＡ曲げ稜線部の重複領域において、全ボイドのうち、硬質相と接するボイドの数を全ボイド数で除した値が０．２０以下であり、以下の式（１）に示される炭化物の平均自由行程Ｌ _Ｍ が０．２０μｍ以上であり、引張強さが１１８０ＭＰａ以上である、鋼板の製造方法。
   （ａ）前記酸洗工程後、かつ前記焼鈍工程前の鋼板に、冷間圧延して冷延鋼板を得る、冷延工程を含む。
   （ｂ）前記保持工程後、かつ前記第二冷却工程前の前記鋼板に亜鉛めっき処理を施し、前記鋼板に亜鉛めっき層を形成する亜鉛めっき工程を含む。
   （ｃ）前記酸洗工程の後、かつ前記焼鈍工程の前に、前記鋼板の片面または両面において、金属めっきを施し金属めっき層を形成する金属めっき工程を含む。
   Ｌ _Ｍ ＝（ｄ _Ｍ ／２）×（４００π／３ｆ） ^１／３ ・・・式（１）
   ここで、Ｌ _Ｍ ：炭化物の平均自由行程（μｍ）、ｄ _Ｍ ：炭化物の平均の円相当直径（μｍ）、π：円周率、ｆ：全炭化物の体積分率（％）である。
7. 前記焼鈍工程における焼鈍を、露点－３０℃以上の雰囲気下で行う、請求項６に記載の鋼板の製造方法。
8. 鋼板が以下の（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）および（Ｄ）のうちから選ばれる１つ以上を満たす、請求項６に記載の鋼板の製造方法。
   （Ａ）前記鋼板の片面または両面において最表層として亜鉛めっき層を備える。
   （Ｂ）鋼板中の全炭化物の中から選択される１つの炭化物Ａと、該炭化物Ａ以外の残部炭化物との間隔の標準偏差の平均値σ _C が、７．５０μｍ以下である。
   （Ｃ）前記素地鋼板は、素地鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以下の領域を表層とした際、
   前記表層に、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％以下である表層軟質層を有し、
   前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置および板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の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、
   前記素地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、前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して０．１０以下であり、
   さらに、前記素地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、前記素地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。
   （Ｄ）前記鋼板の片面または両面において、前記素地鋼板の上に形成された金属めっき層を有する。
9. 鋼板が以下の（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）および（Ｄ）のうちから選ばれる１つ以上を満たす、請求項７に記載の鋼板の製造方法。
   （Ａ）前記鋼板の片面または両面において最表層として亜鉛めっき層を備える。
   （Ｂ）鋼板中の全炭化物の中から選択される１つの炭化物Ａと、該炭化物Ａ以外の残部炭化物との間隔の標準偏差の平均値σ _C が、７．５０μｍ以下である。
   （Ｃ）前記素地鋼板は、素地鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以下の領域を表層とした際、
   前記表層に、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％以下である表層軟質層を有し、
   前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置および板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の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、
   前記素地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、前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の全測定数に対して０．１０以下であり、
   さらに、前記素地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、前記素地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。
   （Ｄ）前記鋼板の片面または両面において、前記素地鋼板の上に形成された金属めっき層を有する。
10. 請求項１～４のいずれかに記載の鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。

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