JP2004332099A

JP2004332099A - 耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP2004332099A
Application number: JP2003353429A
Authority: JP
Inventors: Nobuhiro Fujita; 展弘藤田; Manabu Takahashi; 学高橋; Kunio Hayashi; 邦夫林; Akira Usami; 明宇佐見
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2003-04-14
Filing date: 2003-10-14
Publication date: 2004-11-25
Anticipated expiration: 2023-10-14
Also published as: JP4091894B2

Abstract

【課題】引張強さ８００ＭＰａ以上の高強度鋼板の耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性及び延性を同時に改善する。
【解決手段】質量％にて、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ｐ：０．０００１〜０．０２０％、Ｓ：０．０００１〜０．０２０％、Ａｌ：０．０１〜３．０％、Ｎ：０．０００１〜０．０１％を含有し、Ｎｉ：０．００１〜５．５％、Ｃｕ：０．００１〜３．０％、Ｃｒ：０．００１〜５．０％、Ｍｏ：０．００５〜５％の１種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、主相がベイナイト、ベイニティックフェライトの一方又は双方で、第２相であるオーステナイトの面積率Ｖγが３〜３０％であり、残部がフェライト及び／又はマルテンサイトからなり、引張強さＴＳが８００ＭＰａ以上であり、さらに下記（１−１）及び（１−２）式を満たす薄鋼板。
０≦０．８×｛２Ｃｕ＋２０Ｍｏ＋３Ｎｉ＋Ｃｒ｝−｛０．１−３．５×１０⁷×（ＴＳ）^-3.1｝−０．３Ｖγ … （１−１）
０≦Ｓｉ＋Ａｌ＋７．６７Ｃ−１．７８ … （１−２）
【選択図】なし

Description

本発明は、建材、家電製品、自動車などに適する溶接性、穴拡げ性および延性に優れ、引張強度が８００ＭＰａ以上の高強度鋼板において、特に問題となる、水素脆化、置き割れや遅れ破壊を抑制した高強度薄鋼板及びその製造方法に関するものである。

従来、ボルト、ＰＣ鋼線やラインパイプといった用途には高強度鋼が多く使われており、９８０ＭＰａ以上の引張強度になると、鋼中への水素の侵入により遅れ破壊が発生することが知られている。これに対し、薄鋼板は板厚が薄いため水素が侵入しても短時間で放出されることから、いわゆる遅れ破壊に対する問題意識は低かったと言える。しかし、最近では自動車の軽量化や衝突安全性の向上の必要性から、９８０ＭＰａ以上の超高強度鋼板にプレス成形、パイプ成形、曲げ加工、端面加工、穴拡げ加工などを施して、バンパーやインパクトビーム等の補強材やシートレール等に使用に供する場合が急速に増えてきている。したがって、耐遅れ破壊性を備えた超高強度薄鋼板の開発が急務である。

これまで、耐遅れ破壊を向上させる技術はほとんどがボルトや条鋼、厚板といった、製品のままでかつ耐力または降伏応力以下で使用されることの多い鋼材に対して開発されてきた。例えば条鋼・ボルト用鋼においては、焼き戻しマルテンサイトを中心に開発が行われ、非特許文献１｛「遅れ破壊解明の新展開」（日本鉄鋼協会、１９９７年１月発行）｝にＣｒ, ＭｏやＶといった焼き戻し軟化抵抗性を示す添加元素が耐遅れ破壊性向上に有効であることが報告されている。これは、合金炭化物を析出させて、これを水素のトラップサイトに活用することで遅れ破壊形態を粒界から粒内破壊へと移行させる技術である。しかし、これらの鋼はＣ量０．４％以上で合金元素も多く含むことから、薄鋼板で要求される加工性や溶接性が劣悪で、さらに、合金炭化物析出には数時間以上という析出熱処理が必要なため、製造性にも問題がある。

また、非特許文献１では、Ｔｉ、Ｍｇを主体とする酸化物が水素性欠陥を防ぐことに効果があるとされている。しかし、これは対象が厚鋼板であり、特に大入熱の溶接後の遅れ破壊については考慮されている。しかしながら、薄鋼板の自動車に部品における使用環境を十分考慮したものは無い。一方、薄鋼板の遅れ破壊に関しては、例えば、非特許文献２（ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪｖｏｌ．５（１９９２）１８３９〜１８４２頁）に残留オーステナイト量の加工誘起変態に起因した遅れ破壊の助長について報告されている。これは、薄鋼板の成型加工を考慮したものであるが、耐遅れ破壊性を劣化させない残留オーステナイト量の規制について述べられている。すなわち、特定の組織を持つ高強度薄鋼板に関するものであり、根本的な耐遅れ破壊向上対策とは言えない。

さらに、このような高強度材を用いて部材を組みあげる時には、延性、曲げ性、穴拡げ性や溶接性などが、引張り強度で５９０ＭＰａ程度までの高強度鋼板以上に大きな問題となるため、これらに対する対策が必要となる。各特性に対して、以下のような対策が各々講じられている。たとえば、穴拡げ性については、非特許文献３（ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪｖｏｌ．１３（２０００）３９５頁）にあるように、主相をベイナイトとして穴拡げ性を向上させ、さらには張り出し性形成性についても、第２相に残留オーステナイトを生成させることで現行の残留オーステナイト鋼並の張り出し性を示すことが開示されている。さらには、Ｍｓ温度以下でオーステンパ処理をすることで面積率２〜３％の残留オーステナイトを生成させると、引張り強度×穴拡率が最大となることも示されている。しかし、８００ＭＰａを超えて顕在化する溶接性および溶接熱影響部での軟化挙動については考慮されていない。

また、溶接性については、溶接熱影響部における軟化挙動（ＨＡＺ軟化挙動）が問題視されるケースが多い。これに対して、例えば特許文献１（特開２０００−８７１７５号公報）にあるようにＮｂおよびＭｏの炭化物（Ｎｂ，Ｍｏ）Ｃの析出によりＨＡＺ軟化挙動を抑制することが示されている。しかし、この技術は、疲労強度に関して考慮されているものの穴拡げ性等の加工性について十分な考慮はない。また、ＨＡＺ軟化挙動を抑制の効果も強度レベルが低く、８００ＭＰａ以上の極めて高強度な材料における溶接性や加工性について十分とはいえない。特に、引張り強度が８００ＭＰａ以上になると、溶接自体が困難になり、９８０ＭＰａ以上でさらに顕著となる。このため、スッポト溶接等の従来の溶接方法に加えてレーザー溶接なども一部適用される例もある。しかし、高強度故母材は特に溶接部および熱影響部での材質変動が５９０ＭＰａクラスの高強度材に比べ極めて顕著となる。また、高強度化にマルテンサイトの活用は穴拡げ性や延性低下が助長されてしまう。

「遅れ破壊解明の新展開」（日本鉄鋼協会、１９９７年１月発行）ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪｖｏｌ．５（１９９２）１８３９〜１８４２頁ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪｖｏｌ．１３（２０００）３９５頁特開２０００−８７１７５号公報特開平１１−２９３３８３号公報

上記のように、特に自動車用薄鋼板の使用環境を十分考慮して水素脆化型の遅れ破壊に対する対策を講じ、かつ使用特性である溶接性や穴広げ性、延性等を十分考慮した開発事例はほとんどない。本発明は、上記課題を解決し、引張り強度が８００ＭＰａ以上の高強度鋼板の耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性を同時に改善した高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

発明者らは、以上のような背景から、薄鋼板における使用環境を十分に考慮して、溶接性や加工性を確保したまま耐遅れ破壊性を向上させる方法を見出すに至った。すなわち、鋼板の組織および析出物制御に加えて鋼板中のトラップサイト制御および環境から侵入し得る水素量を低減することで水素起因の耐遅れ破壊性を向上させることが可能なことを見出した。詳細は以下の通りである。

（１）質量％にて、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ｐ：０．０００１〜０．０２０％、Ｓ：０．０００１〜０．０２０％、Ａｌ：０．０１〜３．０％以下、Ｎ：０．０００１〜０．０１％、を含有し、Ｎｉ：０．００１〜５．５％、Ｃｕ：０．００１〜３．０％、Ｃｒ：０．００１〜５．０％、Ｍｏ：０．００５〜５％のうち１種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、主相としてベイナイト、ベイニティックフェライトの一方又は双方を面積率で合計３４〜９７％含有し、第２相としてオーステナイトの面積率（Ｖγ）が３〜３０％であり、残部がフェライト及び／又はマルテンサイトからなり、引張強さ（ＴＳ）が８００ＭＰａ以上であり、更に下記（１−１）及び（１−２）式を満たすことを特徴とする耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板。
０≦0.８×｛２Ｃｕ＋２０Ｍｏ＋３Ｎｉ＋Ｃｒ｝−｛０．１−３．５×１０⁷×（ＴＳ）^-3.1｝−０．３Ｖγ … （１−１）
０≦Ｓｉ＋Ａｌ＋７．６７Ｃ−１．７８ … （１−２）
ここで、ＴＳ：引張強さ（ＭＰａ）、元素記号は鋼中に含まれる各元素の質量％を示す。

（２）質量％にて、Ｃ：０．０５％〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ｐ：０．０００１〜０．０２０％、Ｓ：０．０００１〜０．０２０％、Ａｌ：０．０１〜３．０％、Ｎ：０．０００１〜０．０１％、を含有し、Ｎｉ：０．００１〜５．５％、Ｃｕ：０．００１〜３．０％、Ｃｒ：０．００１〜５．０％、Ｍｏ：０．００５〜５％のうち１種以上を含有し、更に、Ｖ：０．００５〜１％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、主相としてベイナイト、ベイニティックフェライトの一方又は双方を面積率で合計３４〜９７％含有し、第２相としてオーステナイトの面積率（Ｖγ）が３〜３０％であり、残部がフェライトまたはマルテンサイトからなり、引張強さ（ＴＳ）が８００ＭＰａ以上であり、更に下記（２−１）及び（２−２）式を満たすことを特徴とする耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板。
０≦０．８×｛２Ｃｕ＋２０Ｍｏ＋３Ｎｉ＋Ｃｒ＋２０Ｖ｝−｛０．１−Ｖ／５−３．５×１０⁷×（ＴＳ）^-3.1｝−０．３Ｖγ … （２−１）
０≦Ｓｉ＋Ａｌ＋７．６７Ｃ−１．７８ … （２−２）
ここで、ＴＳ：引張強さ（ＭＰａ）、元素記号は鋼中に含まれる各元素の質量％を示す。

（３）更に、質量％にて、Ｓｅ：０．０００２〜０．０５％、Ａｓ：０．０００２〜０．０５％、Ｓｂ：０．０００２〜０．０５％、Ｓｎ：０．０００２〜０．０５％、Ｐｂ：０．０００２〜０．０５％、Ｂｉ：０．０００２〜０．０５％、の１種または２種以上を含有し、かつ、それらの合計が０．０５％以下を満たすことを特徴とする前記（１）又は（２）記載の耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板。
（４）更に、質量％で、Ｎｂ：０．００１〜１．０％を、下記（３）式を満たす範囲で含有することを特徴とする前記（１）〜（３）の何れかに記載の耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板。
（３．０Ｎｂ＋２．５Ｍｏ＋２／３Ｓｉ＋Ｍｎ）−（２．３Ｃ^0.5＋１．８０）＞０ … （３）

（５）更に、質量％にて、ＲＥＭ：０．０００２〜０．１０％、Ｃａ：０．０００２〜０．１０％、Ｙ：０．０００２〜０．１０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．１０％の１種または２種以上を含むことを特徴とする前記（１）〜（４）の何れか１項に記載の耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板。
（６）更に、質量％にて、Ｔｉ：０．００２〜１％、Ｚｒ：０．００５〜１％、Ｈｆ：０．００５〜１％、Ｔａ: ０．００５〜１％、の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（５）の何れか１項に記載の耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板。

（７）更に、質量％にて、Ｗ：０．００５〜５％、Ｃｏ：０．００５〜２．０％の１種または２種を含有することを特徴とする前記（１）〜（６）の何れか１項に記載の耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板。
（８）更に、質量％にて、Ｂ：０．０００２〜０．１％を含有することを特徴とする前記（１）〜（７）の何れか１項に記載の耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板。
（９）主相が、質量％で炭素が０．３％以下またはビッカース硬度で６００以下であるマルテンサイト、ベイナイト、ベイニティックフェライトの1相又は2相以上であることを特徴とする前記（１）〜（８）の何れか１項に記載の耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板。

（１０）（１）〜（８）のいずれかに記載の組成からなる鋳片を１１００℃以上に加熱し、Ａｒ₃点以上の仕上温度で熱間圧延を施し、４００〜８００℃で捲取り、次いで酸洗の後、圧下率を１０〜８０％として冷間圧延後、その後焼鈍時の最高温度が０．８×（Ａｃ₃−Ａｃ₁）＋Ａｃ₁（℃）以上、Ａｃ₃＋３０（℃）以下で焼鈍した後に、３〜１５０℃／秒の冷却速度で２００〜４５０℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で１秒〜３０００秒保持することを特徴とする耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板の製造方法である。

（１１）焼鈍後、３〜１５０℃／秒の冷却速度でＭｆ＋１０℃〜４５０℃の温度域に冷却することを特徴とする前記（１０）記載の耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
但し、Ｍｆ（℃）＝３６１−４７４×Ｃ（質量％）−３３×Ｍｎ（質量％）−１７×Ｎｉ（質量％）−１７×Ｃｒ（質量％）−２１×Ｍｏ（質量％）

以上のべたように、本発明により、引張り強度が８００ＭＰａ以上の高強度鋼板の耐水素脆化型遅れ破壊特性、溶接性、穴拡げ性および延性を同時に改善した高強度鋼板およびその製造方法を得ることができる。

これまでの高強度鋼材である焼き戻しマルテンサイト鋼では、水素起因の遅れ破壊は旧オーステナイト粒界等に水素が集積することにより、ボイド等が形成して、その部分が起点となって破壊を生じると考えられている。そこで、水素のトラップサイトを均等かつ微細に分散させて、その部分に水素をトラップさせると、拡散性水素濃度が下がり、遅れ破壊の感受性が下がる。前出の特許文献２（特開平１１−２９３３８３号公報）にあるように、ＭｇおよびＴｉを複合添加した厚鋼板における酸化物の分散形態制御で、水素起因の耐遅れ破壊性が向上することが分かっている。

しかし、環境から来る水素量が局部的にでも大量である場合を考えると、いくら鋼材内に水素のトラップサイトを分散させても必然的に水素起因の遅れ破壊は発生してしまう。さらには延性を十分に確保する観点からは残留オーステナイトをある程度活用せざるを得ない。このため、まず（イ）鋼材内にトラップサイトを分散させ残留オーステナイトを延性とのバランスの上で制御して鋼材自体の許容水素量を高めておくことに加えて、（ロ）置かれた環境から侵入し得る水素量を低減することが重要である。

本発明者らは、上述の背景を踏まえて、薄鋼板の使用環境において、耐遅れ破壊性を確保・向上させるため、種々の晶出物、析出物のトラップサイトの分散や鋼板の強度の影響に加えて、環境から入り得る水素量の低減について検討した。
その結果、薄鋼板の使用環境下（例えばプレス加工後の設計応力相当付加下）で、水素起因の耐遅れ破壊性を向上・確保するための技術を見出した。すなわち、
（イ）鋼板の強度と成分による析出物および残留オーステナイト量の制御。
（ロ）鋼板の成分による耐侵入水素特性の制御。
をそれぞれ行うことで、自動車用薄鋼板の使用環境下での耐水素脆化を向上させることが出きる。これを満たすための条件として、式（１−１）、（１−２）、（２−１）および（２−２）を規定した。

本式を満たすことで、高強度薄鋼板の対遅れ破壊性が確保できる。
次に、（ロ）鋼材の成分による水素侵入特性の制御、について述べる。水素侵入の過程は、腐食や酸洗などによって、水分子（中性またはアルカリ性環境の場合）または水素イオン（酸性環境の場合）の還元反応が鋼板表面で生じると、鋼板表面に水素原子が生成、吸着する。この吸着水素原子は、（１）再結合して水素分子としてガス化するか、鋼板内部に侵入する。本発明者らはこれらの過程を鋭意研究した結果、水素侵入速度を低減するには、耐食性を向上させるほかに、（１）腐食反応の進行に伴う環境のｐＨ（水素イオン濃度）低下を極力抑えて、表面の吸着水素原子濃度を低くする、（２）再結合反応（水素発生反応）を加速することが有効であることを見出した。

（１）については、鋼中へのＲＥＭ，Ｃａ，Ｍｇ添加が有効であることを見出した。ここでＲＥＭはＲａｒｅＥａｒｔｈＭｅｔａｌの略でＬａから始まるランタノイド系元素の総称である。工業的な添加としてはミッシュメタルの形で添加する場合が多く、この場合にはＬａやＣｅの添加量が多くなる。腐食反応でＲＥＭ、Ｃａ，Ｍｇが溶出すると、水酸化物の平衡反応により、雰囲気をアルカリ化、すなわち腐食反応によるｐＨの低下を抑制する。（２）については、二つの方法が見出された。

第一の方法は、水素イオンまたは水の還元反応の交換電流密度を上昇させる方法である。Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏが有効であり、０．１≦２Ｃｕ＋２０Ｍｏ＋３Ｎｉ＋Ｃｒ＋２０Ｖを満足した場合、水素透過速度は著しく抑制される。第二の方法は、上記の交換電流密度を低下させる、または水素発生過電圧を著しく上昇させる不純物元素を制限する方法である。該当する不純物元素として、Ｓｅ、Ａｓ，Ｓｂ，Ｐｂ，Ｂｉを制限すれば、水素透過速度の増加を抑制できる。

自動車用薄鋼板の使用において、水素侵入は次の過程で生じる。第一に、プレス加工などの加工工程、第二に、酸洗、脱脂、水洗、塗装などの防食被覆工程、第三に使用環境での腐食である。いずれの環境でも、上記に述べた鋼材の成分による水素侵入特性の制御は有効である。自動車用鋼板の裸耐食性を向上させて水素侵入を抑制するには、高価な元素を大量に添加する必要があるが、これらの（１）および（２）の方法では、いずれも微量添加で顕著な効果が得られるという利点がある。

さらに、溶接性、穴広げおよび延性の確保については、発明者らは、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．００５〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｐ：０．００１０〜０．１％、Ｓ：０．００１０〜０．００５％、Ａｌ：０．００５〜２％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板をベースに、各合金を添加した溶製し、鋳造まま又は一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後焼鈍し、冷延焼鈍板を作成した。その鋼板について、ミクロ組織観察、鉄鋼連盟規定の穴拡げ試験、ＪＩＳに準拠した引張り試験、鋼板をつきあわせてレーザー溶接を行い、その後球頭張り出し試験を行い、各特性を比較評価した。その結果、最終的に得られるミクロ組織制御によりにおいて、８００ＭＰａ以上の引張り強度を得、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板が製造可能なことを見出した。

次に、基材鋼板の好ましいミクロ組織について述べる。
穴拡げ性を十分に確保するためには主組織をベイナイト、ベイニティックフェライトの一方又は双方とするのが有効で、面積率で合計３４％以上含むこととする。一方、延性確保のためには９７％以下とする。また、ここで言うベイナイトはラス境界に炭化物が生成しているいわゆる上部ベイナイトおよびラス内に微細炭化物が生成している下部ベイナイトの双方を含む。また、ベイニティックフェライトは炭化物のないベイナイトことを意味し、例えばアキュラーフェライトがその１例である。穴拡げ性向上には、炭化物が微細分散している下部ベイナイトもしくは炭化物の無いベイニティックフェライトで主相が構成されることが望ましい。

しかし、この場合には延性の確保や溶接性、特に溶接熱影響部での軟化防止が問題となる。また、硬質のマルテンサイトが共存すると延性の確保や溶接時の耐軟化抵抗性確保等が困難になるが、そのマルテンサイト中の炭素量が質量％で０．３％以下またはビッカ―ス硬度が６００以下である場合には、その延性や溶接性の低下の点では大きくない（ただし、溶接性の観点からはより低炭素および低硬度が望ましい）。したがって、低炭素または比較的低硬度のマルテンサイトであれば主相として十分機能する。一般に、この種の低温変態生成物を区別することは難しい。

しかし、レペラ―液によるエッチングや膨張・収縮曲線を採取する事で区別可能である。例えば、冷却時の収縮曲線にて観察される変曲点の違いにより区別可能である。具体的には、Ｍｓ（℃）＝５６１−４７４×Ｃ（ｍａｓｓ％）−３３×Ｍｎ（ｍａｓｓ％）−１７×Ｎｉ（ｍａｓｓ％）−１７×Ｃｒ（ｍａｓｓ％）−２１×Ｍｏ（ｍａｓｓ％）であらわされる温度以下で変態が観察される場合には、その低温変態生成物はマルテンサイトであり、Ｍｓ以上Ｂｓ（℃）＝８３０−２７０×Ｃ（ｍａｓｓ％）−９０×Ｍｎ（ｍａｓｓ％）−３７×Ｎｉ（ｍａｓｓ％）−７０×Ｃｒ（ｍａｓｓ％）−８３×Ｍｏ（ｍａｓｓ％）以下での温度域で観察される変態生成物はベイナイトである。さらに、硬度については、荷重１００ｇ以下のマイクロビッカ―ス硬度測定で求めることが出来る。通常マルテンサイトは非常に微細な組織単位からなっているが、ここでは主相としてのマルテンサイト相の硬度を既定するもので圧痕の大きさとして数十ミクロン程度以下の測定条件で求める事が望ましい。

高延性化を指向する場合には第２相として、オーステナイト相を、面積率で３％以上残留させることが有効である。一方、穴拡げ性の確保のためには３０％以下とする。また、残部組織はフェライト及び／又はマルテンサイトとし、一部としてポリゴナルフェライトを４０％以下の範囲で含んでも、引張り強度が８００ＭＰａ以上を確保しうる場合があり、この場合も本発明の範囲とし、第２相はポリゴナルフェライトではなく、残留オーステナイトとする。

また、第２相を残留オーステナイトととして、穴拡げ性および延性を両立させるために適度な量確保するためには式（１−２）及び（２−２）を満たす必要がある。また、溶接性については、後述するように成分の関係を規定した（３）式を満たすことで、高強度材の溶接性を確保するものとした。高強度化の観点からすると、オーステナイトに加えてマルテンサイトを含んでも良い。しかしながら、マルテンサイトや安定化されたオーステナイトを含む場合には、穴拡げ性や溶接熱影響部の軟化挙動を助長する傾向にあることから、主相と第２相の硬度比（第２相の硬度／主相の硬度）を０．５〜１．５の範囲とすることが望ましい。

また、鋼材成分で式（３）を満たすこと、さらには、ミクロ組織における第２相の面積率に関して、硬質のマルテンサイトの面積率がなるべく少ないことが溶接熱影響部の軟化挙動を抑制する観点から望ましい。硬度比が０．５未満であったり、１．５を超えると穴拡げ性や延性が低下することに加えて、溶接熱影響部分の軟化が顕著になる。なお、硬度の測定はマイクロビッカース硬度計を使用し、組織の大きさに合わせて１〜１００ｇの荷重を用いて測定した。

また、式（３）を満足しない場合には、引張り強度で８００ＭＰａ以上を確保できず、溶接熱影響部分の軟化を抑制できないことに加えて穴拡げ性および延性の確保も困難となる。一方、オーステナイトが少なく、マルテンサイト量が多くなると、強度は高くなるものの穴拡げ性および延性が低下する。特にマルテンサイト量が多くなると、穴拡げ性および延性が低下する傾向が顕著になることに加えて、溶接熱影響部分の軟化を抑制できなくなる。
（３．０Ｎｂ＋２．５Ｍｏ＋２／３Ｓｉ＋Ｍｎ）−（２．３Ｃ^0.5＋１．８０）＞０ … （３）

また、上記の他にミクロ組織の残部組織として、炭化物、窒化物、硫化物、酸化物などの１又は２以上を面積分率１％以下で含有する場合も本発明で用いることができる。また、主相にマルテンサイトを含む場合には残部組織としてフェライト含んでも良い。なお、上記ミクロ組織の各相、フェライト（ベイニティックフェライト）、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイト、界面酸化相および残部組織の同定、存在位置の観察および占積率の測定は、ナイタール試薬および特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面または圧延直角方向断面を腐食して５００倍〜１０００倍の光学顕微鏡観察および１０００〜１０００００倍の電子顕微鏡（走査型および透過型）により定量化が可能である。各２０視野以上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の面積率を求めることができる。また、オーステナイト量についてはＸ線回折により求めることができる。なお、ミクロ組織の各相の合計は１００％となるが、炭化物、酸化物、硫化物等の光学顕微鏡では観察・同定ができない相については主相の面積率に含めている。

以下に本発明を更に詳細に説明する。まず、本発明における鋼の化学成分の限定理由について説明する。
Ｃは、鋼板の強度を上昇できる元素である。特にマルテンサイトやオーステナイトなどの硬質相を生成し高強度化には必須の元素であり、９８０ＭＰａ以上の強度を得るためには０．０５％以上が必要であるが、逆に多く含有すると、脆性破壊の起点となるセメンタイトを増加させるため、水素脆性を生じ易くする。従って、上限を０．３％とした。また、残留オーステナイトの確保の観点から式（１〜１）及び（２〜１）の範囲を満たすこととした。

Ｓｉは、材質を大きく硬質化する置換型固溶体強化元素であり、０．０１％以上含有することにより鋼板の強度を上昇させることに有効な上、セメンタイト析出を抑制する元素であるが、３．０％を超えると熱間圧延でのスケール形成が顕著になることとキズが除去にコストがかかり経済的に不利なため、３．０％を上限とする。また、Ｓｉはフェライト形成元素であることから、残留オーステナイトの確保の観点から式（１−１）および（２−１）の範囲を満たすこととした。

Ｍｎは、鋼板の強度上昇に有効な元素である。しかし、０．０１％未満ではこの効果が得られないので、下限値を０．０１％とした。逆に多いと偏析が顕著となり、加工性が劣化する場合があるため４．０％を上限値とする。
Ｐは、粒界偏析による粒界破壊の助長をする元素であり、低い方が望ましいが、極低下は製造コスト上好ましくないため、下限を０．０００１％とした。また、耐食性を劣化させる元素であるため、上限を０．０２０％とする

Ｓは、腐食環境下での水素吸収を助長する元素であり、とくに硫化物形成元素添加が少ない場合など低い方が望ましいため上限を０．０２０％とする。一方、極低下は製造コスト上好ましくないため、下限を０．０００１％とした。
Ａｌは、脱酸のために０．０１％以上を添加するが、添加量が増加するとアルミナ等の介在物が増加し、加工性が劣化するため３．０％を上限とする。また、ＡｌもＳｉ同様フェライト形成元素であることから、残留オーステナイトの確保の観点から式（１−１）および（２−１）の範囲を満たすこととした。

Ｎは、加工性劣化や溶接時のブローホール発生にも寄与するため少ない方が良い。０．０１％を越えると加工性が劣化してくるので、０．０１％を上限とする。また、極低下は経済的に不利なため下限を、０．０００１％とする。
Ｎｉは、水素侵入を抑制し遅れ破壊特性を向上させる効果や、鋼板の焼入れ性を高めることにより鋼板の強度を確保する効果がある。しかし、０．００１％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．００１％とした。逆に、５．５％超では加工性が悪くなるため、上限値を５．５％とした。

Ｃｕは、水素侵入を抑制し遅れ破壊特性を向上させる効果や、強化に有効である上、自信の微細析出は遅れ破壊の向上にも寄与するため、０．００１％以上の添加とした。また、過剰添加は加工性の劣化を招くことから、上限を３．０％とした。
Ｃｒは、水素侵入を抑制し遅れ破壊特性を向上させる効果や、鋼板の強度上昇に有効な元素である。しかし、０．００１％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００１％とした。逆に、５％超含有すると加工性低下が生じるため、上限値を５％とした。

Ｍｏは、水素侵入を抑制し遅れ破壊特性を向上させる効果や、鋼板の焼入れ性を高め連続焼鈍設備で安定してオーステナイトやマルテンサイトを得るために有効な元素であるだけでなく、粒界を強化して水素脆性の発生を抑制する効果がある。さらには、溶接熱影響部の軟化防止にも効果的であることから、その下限を０．００５％とした。また、５％超ではこれらの効果が飽和するうえ、延性低下を招くため、上限値を５％とした。

Ｖは、水素侵入を抑制し遅れ破壊特性を向上させる効果や鋼板の強度上昇及び粒径の微細化に加えて炭窒化物の形態制御により水素のトラップサイトととして活用可能であることからも耐水素脆化向上のための重要な添加元素である。しかし、０．００５％未満ではこの効果が得られないために、下限値を０．００５％とした。逆に、１％超含有すると炭窒化物の析出が顕著になり、延性低下が著しくなる。このため上限値を１％とした。

Ｓｅ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ｐｂ，Ｂｉは、単独または合計で０．０５％を超えて含有すると、耐遅れ破壊特性を著しく阻害するため、各々の元素について上限を０．０５％とし、かつ、これらの元素の１種又は２種以上の合計について上限を０．０５％とした。一方で、極低化はリサイクル上の制限を狭める理由から各々の元素について０．０００２％を下限とした。
Ｎｂは、鋼板の強度上昇及び細粒化に有効な元素である。さらには、溶接熱影響部の軟化抑制にも効果的であることから、下限値を０．００１％とした。逆に、１％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり加工性および耐遅れ破壊性低下が生じるため、上限値を１％とした。

ＲＥＭ，Ｃａ，Ｍｇは、鋼板表面の腐食に伴う界面雰囲気の水素イオン濃度の上昇を抑制する、すなわち、ｐＨの低下を抑制するのに有効な元素である。しかし、それぞれ０．０００２％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．０００２％とした。逆に、それぞれ０．１％超含有すると加工性が劣化するため、上限値を０．１％とした。
Ｙは、介在物の形態制御に有効で、耐遅れ破壊性に寄与することから、０．０００２％以上の添加とした。一方、過剰添加は熱間加工性を劣化させるため、０．１％以下の添加とした。

Ｔｉは、析出物や介在物を生成するために必要な元素である。しかし、０．００２％未満では析出物を活用できないため、下限値を０．００２％とした。逆に、１％超では粗大析出または昇出物が生成するために加工性および耐遅れ破壊性が低下する。このため、上限値を１％とした。
Ｚｒは、鋼板の強度上昇及び細粒化に有効な元素である。しかし、０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００５％とした。逆に、１％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり加工性および耐遅れ破壊性低下が生じるため、上限値を１％とした。

Ｈｆは、鋼板の強度上昇及び細粒化に有効な元素である。しかし、０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００５％とした。逆に、１％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり加工性および耐遅れ破壊性低下が生じるため、上限値を１％とした。
Ｔａは、鋼板の強度上昇及び細粒化に有効な元素である。しかし、０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００５％とした。逆に、１％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり加工性および耐遅れ破壊性低下が生じるため、上限値を１％とした。

Ｗは、鋼板の強度上昇に有効な元素である。しかし、０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００５％とした。逆に、５％超含有すると加工性低下が生じるため、上限値を５％とした。
Ｃｏは、強化に有効であるため、０．００５％以上の添加とした。また、過剰添加は加工性の劣化を招くことから、上限を２．０％ととした。
Ｂは、鋼板の強度上昇に有効な元素である。しかし、０．０００２％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．０００２％とした。逆に、０．１％超含有すると熱間加工性が劣化するため、上限値を０．１％とした。

次に製造方法について説明する。特に製品板での表面状態を確保するために、製造工程における酸化スケールの形成およびデスケを十分に行う観点から下記のような製造方法とするのが望ましい。
まず、熱延時の加熱温度は変形抵抗の観点から１１００℃以上とした、また、高温すぎると粒粗大化やスケール形成の増大などの問題があるため１３００℃以下とすることが望ましい。熱間圧延ではフェライト粒にひずみが過度に加わり加工性が低下するのを防ぐために熱間圧延をＡｒ₃以上で行い、また、高温すぎても焼鈍後の再結晶粒径が必要以上に粗大化するため、仕上温度は９４０℃以下が望ましい。

巻き取り温度については、高温にすれば再結晶や粒成長が促進され、加工性の向上が望まれるが、熱間圧延時に発生するスケール生成も促進され酸洗性が低下するので、８００℃以下とする。一方で低温になりすぎると硬化するため、冷間圧延時での負荷が高くなる。このため、４００℃以上とする。ここで、トラップサイトである微細析出物を巻き取り時に積極的に析出させるためには、４００〜８００℃、好ましくは５５０〜６５０℃の巻き取り処理が望ましい。酸洗後の冷間圧延は、圧下率が低いと鋼板の形状矯正が難しくなるため下限値を１０％とする。また、８０％を超える圧下率で圧延すると、鋼板のエッジ部に割れの発生及び形状の乱れのため上限値を８０％とする。

冷延後焼鈍する際に、焼鈍温度が鋼の化学成分によって決まる温度Ａｃ₁およびＡｃ₃温度（例えば「鉄鋼材料学」：Ｗ．Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ著、幸田成康監訳、丸善Ｐ２７３）で、表現される０．８×（Ａｃ₃−Ａｃ₁）＋Ａｃ₁（℃）未満の場合には、焼鈍温度で得られるオーステナイト量が少ないので、最終的な鋼板中に主にベイナイトまたはベイニティックフェライトを生成させることができない。また、第２相として残留オーステナイト相またはマルテンサイト相を十分な量、残すことができないためにこれを焼鈍温度の下限とした。また、焼鈍温度が高温となるほど結晶粒の粗大化や表面酸化が促進されるうえ、製造コストの上昇をまねくために、焼鈍温度の上限をＡｃ₃＋３０（℃）とした。この温度域での焼鈍時間は鋼板の温度均一化とオーステナイトの確保のために１０秒以上が必要である。しかし、３０分超では、粒界酸化相生成が促進されるうえ、コストの上昇を招く。

その後の一次冷却はオーステナイト相からフェライト相への変態をある程度抑しつつ、ベイナイトまたはベイニティックフェライトを生成させ、さらに未変態のオーステナイト相中にＣを濃化させてオーステナイトの安定化をはかるのに重要である。この冷却速度を３℃／秒未満にすることは、フェライトやパーライトの生成を促進して強度低下を招く懸念があることから、冷却速度の下限を３℃／秒とした。一方、冷却速度が１５０℃／秒超の場合には最終的な鋼板中のマルテンサイト相などの硬質相が多量になってしまうことや、操業上困難なため、これを上限とした。

この一次冷却が２００℃未満まで行われると、冷却中にマルテンサイトが多量に生成して、穴拡げ性や遅れ破壊を助長するため、冷却停止温度は２００℃以上とした。また、冷却停止温度が４５０℃を超えると、その後の保持時に炭化物が短時間で生成してしまい、強度低下を招くため、これを上限とした。また、次にオーステナイトの安定化やマルテンサイトの硬度低下のため、この温度域での保持を行う。この停留時間が長時間になると生産性上好ましくないうえ、炭化物が生成してしまうことから３０００秒以内とすることが望ましい。また、鋼板中に残留しているオーステナイト相を室温で安定にするためには、その一部をベイナイト相へ変態させる事でオーステナイト中の炭素濃度を更に高めることが必須であることから、１秒以上保持し、好ましくは１５秒から２０分保持することが望ましい。２００℃未満ではベイナイト変態が起こりにくく、４５０℃を超えると炭化物が生じて十分な残留オーステナイト相を残すことが困難となる。

また、比較的低炭素または低硬度のマルテンサイト相を主相とするまたは主相の一部として活用する場合には、特にベイナイト変態を促進する必要はない。したがって、一次冷却の停止温度の下限はＭｆ＋１０℃とした。Ｍｆ＋１０℃以下になってしまうと、１００％マルテンサイトとなってしまい、延性確保に必要な残留オーステナイトの確保が困難となる。ここで、Ｍｆ温度は、Ｍｆ（℃）＝３６１−４７４×Ｃ（ｍａｓｓ％）−３３×Ｍｎ（ｍａｓｓ％）−１７×Ｎｉ（ｍａｓｓ％）−１７×Ｃｒ（ｍａｓｓ％）−２１×Ｍｏ（ｍａｓｓ％）で経験的にあらわされる。また、溶接方法については、通常行われる溶接方法、たとえばアーク、ＴＩＧ、ＭＩＧ、マッシュおよびレーザー等の溶接を行っても本発明の範囲とする。

次に本発明を実施例に基づいて説明する。
表１に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でスラブとした。Ｎｏ．１〜２２が本発明に従った成分の鋼でＮｏ．２３〜Ｎｏ．２７は成分が逸脱するものである。これらの鋼を加熱炉中で１１６０℃〜１２５０℃の温度で加熱し、８７０℃〜９００℃の仕上げ温度で熱間圧延を行い、４００℃〜８００℃にて巻き取った。これに続いて酸洗後、圧下率１０〜８０％の冷間圧延を行い、次いで８００〜９００℃で再結晶焼鈍を行い、その後０．４％の調質圧延をして板厚１．２ｍｍ冷延鋼板となした。表２に各鋼板の材質特性を示す。鋼板の耐遅れ破壊性の評価結果と各鋼の式（１−１）または（２−１）、式（１−２）又は（２−２）、及び式（３）の値を示した。評価方法の詳細は以下の通りである。

（１）調質圧延後、プレス時の歪を模擬する目的２％歪を鋼板に与える。
（２）鋼板より応力集中率３．２の切欠き板状引張り試験片を採取する。
（３）３％ＮａＣｌ３ｇ／１ＮＨ₄ＳＣＮ水溶液中で０．０１〜０．０２５ｍＡ／ｃｍ²で定電流陰極チャージを施す。
（４）Ｃｄめっきを行う。
（５）引張り強度の０．７倍の一定荷重を付加する。
（６）１００ｈまで試験を行い、破断か未破断を判断する。

表１および表２に示すように、本発明例で請求項に示した式（１−１）または（２−１）及び式（１−２）又は（２−２）をみたすものは、遅れ破壊試験で未破断である。一方、比較鋼Ｎｏ．２３では、強度レベルが同等あるは低いにもかかわらず前述の遅れ破壊試験で破断した。また、これらの鋼板からＪＩＳ５号引張り試験片を採取して、機械的性質を測定した。さらに、鉄鋼連盟規格に準拠して穴拡げ試験を行い、穴拡げ率を求めた。溶接性については鋼板をつきあわせたレーザー溶接を行い、テフロン（登録商標）潤滑にて球頭張り出し試験を行い、母材に対する張り出し高さおよび破断位置を測定した。

表２に示すように、本発明の要件を満たす発明鋼は、溶接性、延性、強度（引張り強度で８００ＭＰａ以上）、穴拡げ性に優れていることがわかる。一方、比較例Ｎｏ．２５はミクロ組織および式（３）を満たさないため、溶接性に劣る。また、表３に鋼種Ｎｏ．１、７およびＮｏ．１５の各材質に及ぼす製造条件の影響を示す。製造条件を満たさない場合には、規定した組織形態にならなかったり強度が８００ＭＰａ以下になってしまったりするうえ、溶接性や耐遅れ破壊性に劣る。尚、表３に示す以外の条件は表２の実験と同一とした。

また、表４に鋼種Ｎｏ．１９〜２２の各材質に及ぼす製造条件の影響を示す。尚、表４に示す以外の条件は表２の実験と同一とした。低炭素・低硬度マルテンサイトを主相とする１９〜２２の４鋼種についても優れた溶接性、延性、強度（引張り強度で８００ＭＰａ以上）、穴拡げ性を有する事がわかる。一方、製法の条件を満たさず規定の組織を有しないものについては、例えばＮｏ．１０では溶接性が、Ｎｏ．１４では低強度にもかかわらず穴拡げ性が低いことがわかる。

特許出願人新日本製鐵株式会社
代理人弁理士椎名彊他１

Claims

質量％にて、
Ｃ：０．０５〜０．３％、
Ｓｉ：０．０１〜３．０％、
Ｍｎ：０．０１〜４．０％、
Ｐ：０．０００１〜０．０２０％、
Ｓ：０．０００１〜０．０２０％、
Ａｌ：０．０１〜３．０％、
Ｎ：０．０００１〜０．０１％、
を含有し、
Ｎｉ：０．００１〜５．５％、
Ｃｕ：０．００１〜３．０％、
Ｃｒ：０．００１〜５．０％、
Ｍｏ：０．００５〜５％、
のうち１種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、主相としてベイナイト、ベイニティックフェライトの一方又は双方を面積率で合計３４〜９７％含有し、第２相としてオーステナイトの面積率（Ｖγ）が３〜３０％であり、残部がフェライト及び／又はマルテンサイトからなり、引張強さ（ＴＳ）が８００ＭＰａ以上であり、更に下記（１−１）及び（１−２）式を満たすことを特徴とする耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板。
０≦0.８×｛２Ｃｕ＋２０Ｍｏ＋３Ｎｉ＋Ｃｒ｝−｛０．１−３．５×１０⁷×（ＴＳ）^-3.1｝−０．３Ｖγ … （１−１）
０≦Ｓｉ＋Ａｌ＋７．６７Ｃ−１．７８ … （１−２）
ここで、ＴＳ：引張強さ（ＭＰａ）、
元素記号は鋼中に含まれる各元素の質量％を示す。
質量％にて、
Ｃ：０．０５％〜０．３％、
Ｓｉ：０．０１〜３．０％、
Ｍｎ：０．０１〜４．０％、
Ｐ：０．０００１〜０．０２０％、
Ｓ：０．０００１〜０．０２０％、
Ａｌ：０．０１〜３．０％、
Ｎ：０．０００１〜０．０１％、
を含有し、
Ｎｉ：０．００１〜５．５％、
Ｃｕ：０．００１〜３．０％、
Ｃｒ：０．００１〜５．０％、
Ｍｏ：０．００５〜５％、
のうち１種以上を含有し、
更に、
Ｖ：０．００５〜１％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、主相としてベイナイト、ベイニティックフェライトの一方又は双方を面積率で合計３４〜９７％含有し、第２相としてオーステナイトの面積率（Ｖγ）が３〜３０％であり、残部がフェライトまたはマルテンサイトからなり、引張強さ（ＴＳ）が８００ＭＰａ以上であり、更に下記（２−１）及び（２−２）式を満たすことを特徴とする耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板。
０≦０．８×｛２Ｃｕ＋２０Ｍｏ＋３Ｎｉ＋Ｃｒ＋２０Ｖ｝−｛０．１−Ｖ／５−３．５×１０⁷×（ＴＳ）^-3.1｝−０．３Ｖγ … （２−１）
０≦Ｓｉ＋Ａｌ＋７．６７Ｃ−１．７８ … （２−２）
ここで、ＴＳ：引張強さ（ＭＰａ）、
元素記号は鋼中に含まれる各元素の質量％を示す。
更に、質量％にて、
Ｓｅ：０．０００２〜０．０５％、
Ａｓ：０．０００２〜０．０５％、
Ｓｂ：０．０００２〜０．０５％、
Ｓｎ：０．０００２〜０．０５％、
Ｐｂ：０．０００２〜０．０５％、
Ｂｉ：０．０００２〜０．０５％、
の１種または２種以上を含有し、かつ、それらの合計が０．０５％以下を満たすことを特徴とする請求項１又は２記載の耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板。
更に、質量％で、Ｎｂ：０．００１〜１．０％を、下記（３）式を満たす範囲で含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板。
（３．０Ｎｂ＋２．５Ｍｏ＋２／３Ｓｉ＋Ｍｎ）−（２．３Ｃ^0.5＋１．８０）＞０ … （３）
更に、質量％にて、
ＲＥＭ：０．０００２〜０．１０％、
Ｃａ：０．０００２〜０．１０％、
Ｙ：０．０００２〜０．１０％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．１０％
の１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板。
更に、質量％にて、
Ｔｉ：０．００２〜１％、
Ｚｒ：０．００５〜１％、
Ｈｆ：０．００５〜１％、
Ｔａ: ０．００５〜１％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板。
更に、質量％にて、
Ｗ：０．００５〜５％、
Ｃｏ：０．００５〜２．０％、
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜６の何れか１項に記載の耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板。
更に、質量％にて、
Ｂ：０．０００２〜０．１％、
を含有することを特徴とする請求項１〜７の何れか１項に記載の耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板。
主相が、質量％で炭素が０．３％以下またはビッカース硬度で６００以下であるマルテンサイト、ベイナイト、ベイニティックフェライトの１相又は２相以上であることを特徴とする請求項１〜８の何れか１項に記載の耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板。
請求項１〜８のいずれかに記載の組成からなる鋳片を１１００℃以上に加熱し、Ａｒ₃点以上の仕上温度で熱間圧延を施し、４００〜８００℃で捲取り、次いで酸洗の後、圧下率を１０〜８０％として冷間圧延後、その後焼鈍時の最高温度が０．８×（Ａｃ₃−Ａｃ₁）＋Ａｃ₁（℃）以上Ａｃ₃＋３０（℃）以下で焼鈍した後に、３〜１５０℃／秒の冷却速度で２００〜４５０℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で１秒〜３０００秒保持することを特徴とする耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
焼鈍後、３〜１５０℃／秒の冷却速度でＭｆ＋１０℃〜４５０℃の温度域に冷却することを特徴とする請求項１０記載の耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
但し、Ｍｆ（℃）＝３６１−４７４×Ｃ（質量％）−３３×Ｍｎ（質量％）−１７×Ｎｉ（質量％）−１７×Ｃｒ（質量％）−２１×Ｍｏ（質量％）