(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０.１０％以上０.２２％以下、
Ｓｉ：０.５％以上１.５％以下、
Ｍｎ：１.２％以上２.５％以下、
Ｐ：０.０５％以下、
Ｓ：０.００５％以下、
Ａｌ：０.０１％以上０.１０％以下および
Ｎ：０.０１０％以下を含有するとともに、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、
フェライトを体積分率で５％以上３５％以下、
焼戻しマルテンサイトを体積分率で５０％以上８５％以下、
ベイナイトを体積分率で０%以上２０％以下含む複合組織を有し、
前記フェライトの平均結晶粒径は５μｍ以下であり、
前記焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は５μｍ以下であり、
前記焼戻しマルテンサイトおよび前記ベイナイトの合計に対し、粒内に、粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の炭化物を５個以上含む焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計が、体積分率で８５％以上であり、
かつ、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％が、鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％に対し、それぞれ２０％以下である、高強度薄鋼板。
【請求項２】
前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０.０５％以下、
Ｖ：０.０５％以下および
Ｎｂ：０.０５％以下からなる群から選択される一種以上を含有する、請求項１に記載の高強度薄鋼板。
【請求項３】
前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｍｏ:０.５０％以下、
Ｃｒ：０.５０％以下、
Ｃｕ:０.５０％以下、
Ｎｉ:０.５０％以下、
Ｂ:０.００３０％以下、
Ｃａ:０.００５０％以下、
ＲＥＭ：０.００５０％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｗ：０．５００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．１０００％以下、
Ｃｏ：０．０２０％以下および
Ｚｎ：０．０２０％以下
からなる群から選択される一種以上を含有する、請求項１または２に記載の高強度薄鋼板。
【請求項４】
請求項１から３のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼スラブに、仕上げ圧延終了温度が８５０℃以上９５０℃以下の条件で熱間圧延を施して熱延板とし、
次いで、前記熱延板を、３０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で５５０℃以下の巻取温度まで冷却した後、該巻取温度で巻き取り、
次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
次いで、酸洗後の前記熱延板に、３０％以上の圧下率で冷間圧延を施して冷延板とし、
次いで、前記冷延板を、６００℃以上の温度域の露点を−４０℃以上１０℃以下として、３℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で８００℃以上９００℃以下の第１均熱温度まで加熱し、該第１均熱温度で３０ｓ以上８００ｓ以下保持し、
次いで、前記冷延板を、前記第１均熱温度から１０℃/ｓ以上の第２平均冷却速度で３５０℃以上４７５℃以下の第２均熱温度まで冷却し、該第２均熱温度で３００ｓ以下保持し、
次いで、前記冷延板を、１００℃/ｓ以上の第３平均冷却速度で室温まで冷却し、
次いで、前記冷延板を、２００℃以上４００℃以下の第３均熱温度まで再加熱し、該第３均熱温度で１８０ｓ以上１８００ｓ以下保持し、
次いで、前記冷延板を酸洗する、高強度薄鋼板の製造方法であって、
前記高強度薄鋼板は、フェライトを体積分率で５％以上３５％以下、
焼戻しマルテンサイトを体積分率で５０％以上８５％以下、
ベイナイトを体積分率で０%以上２０％以下含む複合組織を有し、
前記フェライトの平均結晶粒径は５μｍ以下であり、
前記焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は５μｍ以下であり、
前記焼戻しマルテンサイトおよび前記ベイナイトの合計に対し、粒内に、粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の炭化物を５個以上含む焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計が、体積分率で８５％以上であり、
かつ、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％が、鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％に対し、それぞれ２０％以下である、高強度薄鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度薄鋼板およびその製造方法に関し、特に自動車などの構造部品の部材として好適な高強度薄鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、環境問題についての意識の高まりから、ＣＯ2排出規制が厳格化しており、自動車分野においては、燃費向上に向けて車体の軽量化が課題となっている。そのため、自動車部品への高強度鋼板の適用による構造部品の薄肉化が進められており、特に、引張強さ（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上の高強度薄鋼板を適用することが進められている。【０００３】
自動車の構造用部品や補強用部品に使用される高強度鋼板は、加工性に優れることが要求される。特に、複雑形状を有する部品を成形するためには、伸び、穴広げ性といった個別の特性が優れていることだけではなく、その全てに優れた高強度鋼板が要求される。【０００４】
また、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板は、使用環境から侵入する水素によって、遅れ破壊（水素脆化）が懸念される。そのため、高強度薄鋼板を自動車分野に適用するためには、高強度薄鋼板が、高い成形性を有することに加えて、耐遅れ破壊特性に優れることが要求される。【０００５】
さらに、自動車の車体は、大部分、抵抗スポット溶接によって組み立てられるが、一部、抵抗スポット溶接機の溶接ガンが入り込めない部分は、ボルト溶接によって組み立てられる。また、異種材の組み立ての際にも、ボルト溶接を用いる場合が多い。このようにボルト溶接を用いる場合には、まず、鋼板にプロジェクション部を有するナットをプロジェクション溶接した上で、該ナットにボルトを通して組み立てられる。このようにボルト溶接を用いて製造された自動車においては、車体全体の剛性を保つために、プロジェクション溶接部にも応力がかかる。よって、プロジェクション溶接部の特性も重要となる。【０００６】
従来、鋼板の加工性と母材鋼板の耐遅れ破壊特性とを向上させる手段としては、例えば、特許文献１に記載のように、マルテンサイトおよびベイナイトの形状を制御する方法が知られている。また、プロジェクション溶接部における剥離強さを向上させる手段としては、例えば、特許文献２に記載のように、溶接条件を制御することで、剥離強さを改善する技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特許第６０３２１７３号
【特許文献２】特開２０１２−１５７９００号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明者らは、母材鋼板の耐遅れ破壊特性のみではなく、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性を向上させるという新規な課題を認識するに至った。従来、加工性、母材鋼板の耐遅れ破壊特性、さらにはプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性の全てを総合的に満足する高強度薄鋼板は開発されていない。【０００９】
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたもので、加工性、母材鋼板の耐遅れ破壊特性、およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性に優れる、引張強さが１１８０ＭＰａ以上の高強度薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。【００１０】
なお、本発明において、「薄鋼板」とは、厚みが０．６ｍｍ以上２．８ｍｍ以下の鋼板を意味する。【００１１】
また、加工性に優れるとは、優れた伸びと、穴広げ性とを兼ね備えることを意味する。伸びが優れるとは、伸び（ＥＬ）が１４％以上であることを意味する。また、穴広げ性に優れるとは、穴広げ率（λ）が５０％以上であることを意味する。【００１２】
また、母材鋼板の耐遅れ破壊特性に優れるとは、鋼板全体を定荷重試験に供し、１００時間電解チャージしても割れが生じないことを意味する。【００１３】
また、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性に優れるとは、プロジェクション溶接部を定荷重試験に供し、１００時間電解チャージしても割れが生じないことを意味する。なお、以下では、母材鋼板の耐遅れ破壊特性とプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性とをまとめて、単に「耐遅れ破壊特性」と称することがある。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、鋭意検討を重ねた結果、鋼板中のフェライト、焼戻しマルテンサイト、およびベイナイトの体積分率を特定の比率に制御し、かつ、各鋼板組織の平均結晶粒径を微細化し、加工性および遅れ破壊特性を劣化させる虞のある硬質なマルテンサイトを軟化し、さらに鋼板表層部のＣおよびＭｎの濃度を減少させることで、加工性、母材鋼板の耐遅れ破壊特性、さらにはプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性の全てを総合的に満足する高強度薄鋼板を得ることができることを見出した。すなわち、本発明者らは、以下の知見を得た。【００１５】
（１）穴広げ試験時の打ち抜き時に、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトとの硬度差が大きいと、界面にボイドが生成してしまい、このボイド数が多くなると穴広げ性が劣化する。これに対し、本発明者らは、マルテンサイトを焼戻して軟化させることで、フェライトと焼戻しマルテンサイトとの硬度差を低減し、それにより、ボイド生成を低減させ、鋼板の加工性を向上させることができることを見出した。【００１６】
（２）鋼中へ水素が侵入することにより、き裂が生成して鋼中で伝播し、いわゆる遅れ破壊が生じる。本発明者らは、鋭意検討の結果、複合組織鋼においてき裂が生成する箇所は、硬質なマルテンサイトであることを見出した。そして、マルテンサイトを焼戻すことで、き裂生成を低下させることができることを見出した。【００１７】
（３）さらに、本発明者らは、強度を確保するために鋼中の合金成分を増加させると、プロジェクション溶接時の抵抗が高くなり、溶着界面に微小ボイドが発生することを見出した。また、微小ボイドを有する状態で応力が負荷され、また水素が侵入することで、微小ボイドからき裂が伝播することを見出した。本発明者らは鋭意検討の結果、焼鈍時の６００℃以上の温度域における露点、ならびに鋼中のＣおよびＭｎ含有量を適切に規定して、鋼板表層部のＣおよびＭｎの濃度を低減させることで、プロジェクション溶接時の初期の電流効率を増加させて前述のような微小ボイドをなくすことができることを知見した。これによりプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性を向上することができることを見出した。【００１８】
（４）さらに、鋼中の炭化物を水素のトラップサイトとすることで、鋼板表面からの水素の拡散を抑制することができ、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性を顕著に向上できることを見出した。加熱段階や熱延工程において生成する炭化物は最終焼鈍後も粗大な炭化物として一部存在する。本発明者らは、粗大な炭化物は耐遅れ破壊特性への寄与は小さいことから、より一層の耐遅れ破壊特性向上には、水素トラップサイトになりえる微細な炭化物が所定量必要であることを見出した。さらに、微細な炭化物を所定量得るためには、焼鈍工程を適切に制御し、マルテンサイトを焼き戻し、また所定量のベイナイトを生成することが必要であることを見出した。なお、本発明者らの知見によれば、水素のトラップサイトとなる炭化物は主に、フェライトよりＣ量が多い焼戻しマルテンサイト粒およびベイナイト粒に存在し、Ｃ量が少ないフェライト粒内での析出量は少ない。そのため、本発明者らは、水素のトラップサイトとなる炭化物を確保し、耐遅れ破壊特性を向上するためには、鋼板中の焼戻しマルテンサイト粒およびベイナイト粒の合計に対する、所定量の炭化物を粒内に有する焼戻しマルテンサイト粒およびベイナイト粒の合計の体積分率を制御することが重要であることを見出した。【００１９】
本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。すなわち、本発明の要旨構成は、以下の通りである。
［１］  質量％で、
Ｃ：０.１０％以上０.２２％以下、
Ｓｉ：０.５％以上１.５％以下、
Ｍｎ：１.２％以上２.５％以下、
Ｐ：０.０５％以下、
Ｓ：０.００５％以下、
Ａｌ：０.０１％以上０.１０％以下および
Ｎ：０.０１０％以下を含有するとともに、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、
フェライトを体積分率で５％以上３５％以下、
焼戻しマルテンサイトを体積分率で５０％以上８５％以下、
ベイナイトを体積分率で０%以上２０％以下含む複合組織を有し、
前記フェライトの平均結晶粒径は５μｍ以下であり、
前記焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は５μｍ以下であり、
前記焼戻しマルテンサイトおよび前記ベイナイトの合計に対し、粒内に、粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の炭化物を５個以上含む焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計が、体積分率で８５％以上であり、
かつ、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％が、鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％に対し、それぞれ２０％以下である、高強度薄鋼板。【００２０】
［２］  前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０.０５％以下、
Ｖ：０.０５％以下および
Ｎｂ：０.０５％以下からなる群から選択される一種以上を含有する、上記［１］に記載の高強度薄鋼板。【００２１】
［３］  前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｍｏ:０.５０％以下、
Ｃｒ：０.５０％以下、
Ｃｕ:０.５０％以下、
Ｎｉ:０.５０％以下、
Ｂ:０.００３０％以下、
Ｃａ:０.００５０％以下、
ＲＥＭ：０.００５０％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｗ：０．５００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．１０００％以下、
Ｃｏ：０．０２０％以下および
Ｚｎ：０．０２０％以下
からなる群から選択される一種以上を含有する、上記［１］または［２］に記載の高強度薄鋼板。【００２２】
［４］  上記［１］から［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブに、仕上げ圧延終了温度が８５０℃以上９５０℃以下の条件で熱間圧延を施して熱延板とし、
次いで、前記熱延板を、３０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で５５０℃以下の巻取温度まで冷却した後、該巻取温度で巻き取り、
次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
次いで、酸洗後の前記熱延板に、３０％以上の圧下率で冷間圧延を施して冷延板とし、
次いで、前記冷延板を、６００℃以上の温度域の露点を−４０℃以上１０℃以下として、３℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で８００℃以上９００℃以下の第１均熱温度まで加熱し、該第１均熱温度で３０ｓ以上８００ｓ以下保持し、
次いで、前記冷延板を、前記第１均熱温度から１０℃/ｓ以上の第２平均冷却速度で３５０℃以上４７５℃以下の第２均熱温度まで冷却し、該第２均熱温度で３００ｓ以下保持し、
次いで、前記冷延板を、１００℃/ｓ以上の第３平均冷却速度で室温まで冷却し、
次いで、前記冷延板を、２００℃以上４００℃以下の第３均熱温度まで再加熱し、該第３均熱温度で１８０ｓ以上１８００ｓ以下保持し、
次いで、前記冷延板を酸洗する、高強度薄鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２３】
本発明によれば、加工性、母材鋼板の耐遅れ破壊特性、さらにはプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性に優れる、引張強さが１１８０ＭＰａ以上の高強度薄鋼板およびその製造方法を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００２４】
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。先ず、母材鋼板の成分組成の適正範囲およびその限定理由について説明する。なお、以下の説明において、鋼板の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。
【００２５】
Ｃ：０.１０％以上０.２２％以下
Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、第２相であるマルテンサイトおよびベイナイトの形成にも寄与する。なお、以下で「第２相」とは、特に明記しない限り「マルテンサイトおよびベイナイト」を意味する。Ｃの含有量が０．１０％未満では、フェライトの体積分率が増加するため、引張強さ確保が困難である。また、Ｃの含有量が０．１０％未満では、穴広げ性が劣化する。Ｃの含有量は、好ましくは０．１２％以上である。一方、Ｃの含有量が０．２２％を超えると、プロジェクション溶接部の溶着界面の硬度が過剰に高くなるため、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。また、母材鋼板の耐遅れ破壊特性が劣化する。さらに、Ｃの含有量が０．２２％を超えると、フェライトの体積分率が減少する。また、伸び、および穴広げ性が劣化する。好ましくは、Ｃの含有量は０．２１％以下、より好ましくは、０．２０％以下である。
【００２６】
Ｓｉ：０.５％以上１.５％以下
Ｓｉはフェライトを固溶強化して、鋼板の高強度化に寄与する元素である。Ｓｉの含有量が０.５％未満では、必要な強度が確保できないだけでなく、フェライトとマルテンサイトとの硬度差が大きくなり、穴広げ率が劣化する。さらに、Ｓｉの含有量が０.５％未満では、フェライトの体積分率が上昇し、また、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。よってＳｉの含有量は０.５％以上とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０.６%以上である。一方で、Ｓｉの過剰な添加は、プロジェクション溶接部の溶着界面の靭性を低下させて、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性を劣化させる。また、Ｓｉの過剰な添加は、フェライトの体積分率を増加させ、フェライトの平均結晶粒径を増加させ、焼戻しマルテンサイトの体積分率を低下させる。さらに、Ｓｉの過剰な添加は、微細炭化物の割合、引張強さ、穴広げ性、および母材鋼板の耐遅れ破壊特性を劣化させる。よって、Ｓｉの含有量は１.５％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは１.４％以下である。
【００２７】
Ｍｎ：１.２％以上２.５％以下
Ｍｎは固溶強化および第２相の生成を促進して、鋼板の高強度化に寄与する元素である。また、Ｍｎは焼鈍中にオーステナイトを安定化させる効果も奏する。これらの効果を得るためには、Ｍｎを１.２％以上含有させる。Ｍｎの含有量は、好ましくは１.４％以上である。一方、過剰に含有させた場合、バンド状のミクロ偏析（Ｍｎバンド）が生成するため、伸び、穴広げ性および耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、Ｍｎの含有量は２.５％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは２.４％以下である。
【００２８】
Ｐ：０.０５％以下
Ｐは固溶強化により鋼板の高強度化に寄与するが、過剰に添加された場合には、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させ、耐遅れ破壊特性を劣化させる。よって、Ｐの含有量を０.０５％以下とする。Ｐの含有量は、好ましくは０.０４％以下である。Ｐの含有量の下限は特に規定しないが、Ｐの含有量を極低量とすると製造コストが上昇するため、Ｐの含有量は０.０００５％以上とすることが好ましい。
【００２９】
Ｓ：０.００５％以下
Ｓの含有量が多い場合には、ＭｎＳなどの硫化物が多く生成し、該硫化物の周辺から遅れ破壊が生じるため、耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、Ｓの含有量は０.００５％以下とする。Ｓの含有量は、好ましくは、０.００４５％以下とする。Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、Ｓの含有量を極低量とすると製造コストが上昇するため、Ｓの含有量は０.０００２％以上とすることが好ましい。
【００３０】
Ａｌ：０.０１％以上０.１０％以下
Ａｌは脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには０.０１％以上含有することが必要であるが、０.１０％を超えて含有しても効果が飽和するため、Ａｌの含有量は０.１０％以下とする。Ａｌの含有量は、好ましくは０.０６％以下である。
【００３１】
Ｎ：０.０１０％以下
Ｎは粗大な窒化物を形成して穴広げ性および耐遅れ破壊特性を劣化させることから、含有量を０.０１０％以下とする。Ｎの含有量は、好ましくは０.００８％以下である。Ｎの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、好ましくは、０.０００５％以上とする。
【００３２】
［任意成分］
本発明の高強度薄鋼板は、上記の成分に加えて、さらに、質量％で、Ｔｉ：０.０５％以下、Ｖ：０.０５％以下およびＮｂ：０.０５％以下からなる群から選択される１種以上を含有していてもよい。
【００３３】
Ｔｉ：０.０５％以下
Ｔｉは、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することで、鋼板の強度をより上昇させる元素である。Ｔｉを添加することで、微細な炭窒化物の焼鈍中の粒成長を好適に制御することが可能であるため、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Ｔｉの含有量は、好ましくは０.００１%以上、より好ましくは０．０１％以上とする。一方で、より良好な伸びを得るため、Ｔｉを添加する場合、その含有量は０.０５％以下とすることが好ましい。Ｔｉの含有量は、より好ましくは０.０４％以下である。
【００３４】
Ｖ：０.０５％以下
Ｖは微細な炭窒化物を形成することで、鋼板の強度をより上昇させる。こうした効果を得るためには、Ｖの含有量は、好ましくは０.００１％以上、より好ましくは０．０１％以上とする。一方、プロジェクション溶接部の溶着界面の靭性をより良好にして、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性をより良好とするため、Ｖを添加する場合、その含有量は０.０５％以下とすることが好ましい。Ｖの含有量はより好ましくは０．０３％以下とする。
【００３５】
Ｎｂ：０.０５％以下
ＮｂもＶと同様に微細な炭窒化物を形成することで、鋼板の強度をより上昇させる。こうした効果を得るためには、Ｎｂの含有量は、好ましくは０.００１%以上、より好ましくは０．０１％以上とする。一方で、プロジェクション溶接部の溶着界面の靭性をより良好にしてプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性をより良好とするため、Ｎｂを添加する場合、その含有量は０.５０％以下とすることが好ましい。Ｎｂの含有量はより好ましくは０．０５％以下とする。
【００３６】
また、本発明の高強度薄鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｍｏ:０.５０％以下、Ｃｒ：０.５０％以下、Ｃｕ:０.５０％以下、Ｎｉ:０.５０％以下、Ｂ:０.００３０％以下、Ｃａ: ０.００５０％以下、ＲＥＭ：０.００５０％以下、Ｔａ：０．１００％以下、Ｗ：０．５００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｚｒ：０．１０００％以下、Ｃｏ：０．０２０％以下およびＺｎ：０．０２０％以下からなる群から選択される一種以上を含有していてもよい。
【００３７】
Ｍｏ:０.５０％以下
Ｍｏは第２相の生成を促進して鋼板の強度をより上昇させる。また、焼鈍中にオーステナイトを安定化させる元素であり、第２相の体積分率を制御するために必要な元素である。こうした効果を得るためには、Ｍｏの含有量は、好ましくは０.０１０％以上、より好ましくは０．０５％以上とする。一方で、第２相の過剰な生成を防ぎ、伸びと穴広げ性とをより良好とするため、Ｍｏを添加する場合、その含有量を０.５０％以下とすることが好ましい。Ｍｏの含有量はより好ましくは０．３％以下とする。
【００３８】
Ｃｒ：０.５０％以下
Ｃｒは第２相の生成を促進することで鋼板の強度をより上昇させる。こうした効果を得るためには、Ｃｒの含有量は、好ましくは０.０１０％以上、より好ましくは０．１％以上とする。一方で、第２相の過剰な生成を防ぎ、伸びおよび曲げ加工性をより良好とし、さらに表面酸化物の過剰な生成を防いで化成処理性をより良好とするため、Ｃｒを添加する場合、その含有量は０.５０％以下とすることが好ましい。Ｃｒの含有量はより好ましくは０．３％以下とする。
【００３９】
Ｃｕ:０.５０％以下
Ｃｕは固溶強化により、また第２相を生成することにより、鋼板の強度をより上昇させる元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Ｃｕの含有量は、好ましくは０.０５％以上、より好ましくは０．１％以上とする。一方、０.５０％超含有させても効果が飽和するため、Ｃｕを添加する場合、その含有量は０.５０％以下とすることが好ましい。Ｃｕの含有量はより好ましくは０．３％以下とする。
【００４０】
Ｎｉ:０.５０％以下
ＮｉもＣｕと同様、固溶強化により、また第２相の生成を促進するにより、鋼板の強度をより上昇させる元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Ｎｉの含有量は、好ましくは０.０５％以上、より好ましくは０．１％以上とする。また、Ｃｕと同時に添加すると、Ｃｕに起因する表面欠陥を抑制する効果があるため、Ｃｕとあわせて添加することが好ましい。一方、プロジェクション溶接部の溶着界面の靭性を良好にしてプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性をより良好とするため、Ｎｉを添加する場合、その含有量は０.５０％以下とすることが好ましい。Ｎｉの含有量はより好ましくは０.３％以下とする。
【００４１】
Ｂ:０.００３０％以下
Ｂは、第２相の生成を促進することで鋼板の強度をより上昇させる。また、マルテンサイト変態開始点を低下させずに焼入れ性を確保可能な元素である。また粒界に偏析することで粒界強度を向上させるため、耐遅れ破壊特性をより向上させるために有効である。こうした効果を得るためには、Ｂの含有量は、好ましくは０.０００２％以上、より好ましくは０．０００５％以上とする。一方で、靭性を良好として耐遅れ破壊特性をより良好とするため、Ｂを添加する場合、その含有量を０.００３０％以下とすることが好ましい。Ｂの含有量は、より好ましくは０.００２５％以下である。
【００４２】
Ｃａ:０.００５０％以下
Ｃａは、硫化物の形状を球状化して穴広げ性への悪影響を低減する元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Ｃａの含有量は、好ましくは０.０００５％以上とする。一方、０.００５０％超含有させても効果が飽和するため、Ｃａを添加する場合、その含有量を０.００５０％以下とすることが好ましい。Ｃａの含有量はより好ましくは０．００３％以下とする。
【００４３】
ＲＥＭ：０.００５０％以下
ＲＥＭは、Ｃａと同様、硫化物の形状を球状化して穴広げ性への悪影響を低減する元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、ＲＥＭの含有量は、好ましくは０.０００５％以上とする。一方、０.００５０％超含有させても効果が飽和するため、ＲＥＭを添加する場合、その含有量を０.００５０％以下とすることが好ましい。ＲＥＭの含有量はより好ましくは０．００１５％以下とする。
【００４４】
Ｔａ：０．１００％以下
Ｔａは、微細な炭窒化物を形成することで、鋼板の強度をより上昇させる。こうした効果を得るためには、Ｔａの含有量は、好ましくは０.００１％以上、より好ましくは０．０１０％以上とする。一方で、プロジェクション溶接部の溶着界面の靭性をより良好にしてプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性をより良好とするため、Ｔａを添加する場合、その含有量は０.１００％以下とすることが好ましい。Ｔａの含有量はより好ましくは０．０５０％以下とする。
【００４５】
Ｗ：０．５００％以下
Ｗは、微細な炭窒化物を形成することで、鋼板の強度をより上昇させる。こうした効果を得るためには、Ｗの含有量は、好ましくは０.００１％以上、より好ましくは０．０１０％以上とする。一方で、プロジェクション溶接部の溶着界面の靭性をより良好にしてプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性をより良好とするため、Ｗを添加する場合、その含有量は０.５００％以下とすることが好ましい。Ｗの含有量はより好ましくは０．３００％以下とする。
【００４６】
Ｓｎ：０．２００％以下
Ｓｎは、焼鈍中の鋼板表面の酸化を抑制し、表層軟化厚みをより好適に制御し、穴広げ性への悪影響を低減する元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Ｓｎの含有量は、好ましくは０.００１％以上、より好ましくは０．００５％以上とする。一方で、プロジェクション溶接部の溶着界面の靭性をより良好にしてプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性をより良好とするため、Ｓｎを添加する場合、その含有量は０.２００％以下とすることが好ましい。Ｓｎの含有量はより好ましくは０．０５０％以下とする。
【００４７】
Ｓｂ：０．２００％以下
Ｓｂは、焼鈍中の鋼板表面の酸化を抑制し、表層軟化厚みをより好適に制御し、穴広げ性への悪影響を低減する元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Ｓｂの含有量は、好ましくは０.００１％以上、より好ましくは０．００５％以上とする。一方で、プロジェクション溶接部の溶着界面の靭性をより良好にしてプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性をより良好とするため、Ｓｂを添加する場合、その含有量は０.２００％以下とすることが好ましい。Ｓｂの含有量はより好ましくは０．０５０％以下とする。
【００４８】
Ｍｇ：０．００５０％以下
Ｍｇは、硫化物の形状を球状化して穴広げ性への悪影響を低減する元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Ｍｇの含有量は、好ましくは０.０００５％以上とする。一方、０.００５０％超含有させても効果が飽和するため、Ｍｇを添加する場合、その含有量を０.００５０％以下とすることが好ましい。Ｍｇの含有量はより好ましくは０．００３０％以下とする。
【００４９】
Ｚｒ：０．１０００％以下
Ｚｒは、介在物の形状を球状化して穴広げ性への悪影響を低減する元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Ｚｒの含有量は、好ましくは０.００１％以上とする。一方、０.１０００％超含有させても効果が飽和するため、Ｚｒを添加する場合、その含有量を０.１０００％以下とすることが好ましい。Ｚｒの含有量はより好ましくは０．００３０％以下とする。
【００５０】
Ｃｏ：０．０２０％以下
Ｃｏは、介在物の形状を球状化して穴広げ性への悪影響を低減する元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Ｃｏの含有量は、好ましくは０.００１％以上とする。一方、０.０２０％超含有させても効果が飽和するため、Ｃｏを添加する場合、その含有量を０.０２０％以下とすることが好ましい。Ｃｏの含有量はより好ましくは０．０１０％以下とする。
【００５１】
Ｚｎ：０．０２０％以下
Ｚｎは、介在物の形状を球状化して穴広げ性への悪影響を低減する元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Ｚｎの含有量は、好ましくは０.００１％以上とする。一方、０.０２０％超含有させても効果が飽和するため、Ｚｎを添加する場合、その含有量を０.０２０％以下とすることが好ましい。Ｚｎの含有量はより好ましくは０．０１０％以下とする。
【００５２】
上述した成分以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物とする。
【００５３】
次に、本発明の高強度薄鋼板のミクロ組織について説明する。本発明の高強度薄鋼板のミクロ組織は、フェライトを体積分率で５％以上３５％以下、焼戻しマルテンサイトを体積分率で５０％以上８５％以下、ベイナイトを体積分率で２０％以下含む複合組織とする。また、フェライトの平均結晶粒径は５μｍ以下、焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は５μｍ以下とする。なお、ここで述べる体積分率は鋼板の全体に対する体積分率であり、以下同様である。また、ここで述べる平均結晶粒径は、円相当の結晶粒径を指す。
【００５４】
フェライトの体積分率：５％以上３５％以下
フェライトの体積分率が３５％超の組織においては、１１８０ＭＰａ以上の引張強さとすることが困難である。フェライトの体積分率は、好ましくは３０％以下である。一方で、フェライトの体積分率が５％未満では、第２相が過剰に生成しているため、伸びが劣化する。そのため、フェライトの体積分率は５％以上とする。フェライトの体積分率は、好ましくは１０％以上、より好ましくは１５％以上とする。また、フェライトの体積分率は、好ましくは３０％以下、より好ましくは２８％以下とする。
【００５５】
フェライトの平均結晶粒径：５μｍ以下
フェライトの平均結晶粒径が５μｍ超では、プロジェクション溶接時に結晶粒がさらに粗大化することで溶着界面の靭性が劣化するため、耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、フェライトの結晶粒径は５μｍ以下とする。フェライトの平均結晶粒径は、好ましくは４μｍ以下とする。
【００５６】
焼戻しマルテンサイトの体積分率：５０％以上８５％以下
１１８０ＭＰａ以上の引張強さを確保するためには、焼戻しマルテンサイトの体積分率は５０％以上とする。一方で、焼戻しマルテンサイトの体積分率が８５％超では、遅れ破壊時のき裂生成箇所が増大するため、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、焼戻しマルテンサイトの体積分率の上限は８５％以下とする。焼戻しマルテンサイトの体積分率は、好ましくは７５％以下とする。また、焼戻しマルテンサイトの体積分率は、好ましくは６０％以下とする。
【００５７】
焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径：５μｍ以下
焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が５μｍ超では、プロジェクション溶接時に結晶粒がさらに粗大化することでプロジェクション溶接部の靭性が劣化し、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。また、マルテンサイトとフェライトとの界面に生成するボイドが連結しやすくなり、穴広げ性が劣化する。そこで、その上限は５μｍとする。焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は、好ましくは４.５μｍ以下、より好ましくは４μｍ以下である。
【００５８】
ベイナイト：体積分率で０％以上２０％以下
ベイナイトは鋼板の強度をより高めるため、体積分率で２０％以下であれば含有してもよい。しかしながら、ベイナイトは高い転位密度を含むため、体積分率が２０％超では、穴広げ試験時の打ち抜き後にボイドが過剰に生成するため、穴広げ性が劣化する。そのため、ベイナイトの体積分率は２０％以下とする。また、ベイナイトの体積分率は０％であってもよい。ベイナイトの体積分率は、好ましくは１５％以下とする。
【００５９】
ここで、フェライト、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの体積分率の測定方法は、以下の通りである。まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察位置となるように切断し、断面を研磨した後、３ ｖｏｌ.％ナイタールで腐食し、観察面を得る。ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）およびＦＥ-ＳＥＭ(電界放出形走査電子顕微鏡)を用いて、３０００倍の倍率で観察面を観察し、組織写真を得る。ポイントカウント法（ＡＳＴＭ  Ｅ５６２−８３（１９８８）に準拠）により、各相の面積率を測定し、その面積率を体積分率とみなす。
【００６０】
また、フェライトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は、上述したＳＥＭ、ＦＥ-ＳＥＭの組織写真から、予めフェライト粒および焼戻しマルテンサイト粒を識別しておいたデータを、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏに取り込み、写真中の全フェライト粒および焼戻しマルテンサイト粒の円相当直径を算出し、それらの値を平均して算出する。
【００６１】
また、本発明の高強度薄鋼板のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計に対し、粒内に、粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の炭化物を５個以上含む焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計が、体積分率で８５％以上である。該構成によれば、粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の微細な炭化物が、鋼中に侵入してきた水素のトラップサイトとして機能して、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性を向上させることができる。なお、上述したようにベイナイトの体積分率は０％であってもよく、その場合、粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の炭化物を５個以上含む焼戻しマルテンサイトの合計が、全焼戻しマルテンサイトに対し、体積分率で８５％以上あればよい。なお、フェライトにおいては炭化物がほぼ析出しないことから、炭化物の測定にあたり、フェライトは考慮していない。
【００６２】
焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計に対し、粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の炭化物を５個以上含む焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計が、体積分率で８５％未満では、トラップサイトとなる炭化物の量が十分ではないため、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。また、炭化物の粒径が、０.１μｍ未満であると、トラップサイトとなる炭化物の総表面積が小さくなるため、トラップする水素量が不足し、耐遅れ破壊特性が劣化する。一方、炭化物の粒径が１.０μｍ超であるとトラップサイトとしての安定でいられる箇所が限られ、一時的にトラップされたとしても水素が拡散されるため、耐遅れ破壊特性が劣化する。さらに、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの粒内の炭化物の個数が５個未満であると、トラップサイトとなる炭化物の量が十分ではないため、耐遅れ破壊特性が劣化する。焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計に対し、粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の炭化物を５個以上含む焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計は、好ましくは体積分率で８８％以上、より好ましくは体積分率で９０％以上である。
【００６３】
また、全焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計に対する粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の炭化物を含む焼戻しマルテンサイト粒およびベイナイト粒の体積分率は、以下のように測定する。まず、ＴＥＭ(透過型電子顕微鏡)を用いて、鋼板表面から板厚１／４の位置において、鋼板組織を20000倍で観察し、視野中の全焼戻しマルテンサイト粒およびベイナイト粒内に存在する炭化物の粒径および数を算出する。炭化物の粒径は、予め炭化物を識別しておいたデータを、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏに取り込み、円相当直径を算出することで求める。粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の炭化物を粒内に５個以上含む焼戻しマルテンサイト粒およびベイナイト粒の合計の体積を算出する。また、全焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の体積も算出する。粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の炭化物を粒内に５個以上含む焼戻しマルテンサイト粒およびベイナイト粒の合計の体積を、全焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の体積で除して、全焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計に対する、粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の炭化物を含む焼戻しマルテンサイト粒およびベイナイト粒の、体積分率を算出する。
【００６４】
さらに、本発明の高強度薄鋼板において、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％が、鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％に対し、それぞれ２０％以下である。鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中、すなわち鋼板表層部のＣ質量％およびＭｎ質量％を低減させることによって、プロジェクション溶接時の初期の電流効率を増加させて、微小ボイドの発生を抑制することができる。鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％が、鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％の２０％超では、プロジェクション溶接時に溶着界面に微小ボイドが存在するため、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。好ましくは、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＣ質量％は、鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＣ質量％の１５％以下であり、より好ましくは１０％以下である。また好ましくは、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＭｎ質量％は、鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＭｎ質量％の１５％以下であり、より好ましくは１０％以下である。鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＣ質量％に対する、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＣ質量％の割合の下限は特に規定しないが、好ましくは１％以上である。また、鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＭｎ質量％に対する、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＭｎ質量％の割合の下限は特に規定しないが、好ましくは１％以上である。
【００６５】
鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％に対する、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％の割合は、以下のように測定する。まず鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるように試料を切り出し、観察面をダイヤモンドペーストで研磨する。次いで、アルミナを用いて観察面に仕上げ研磨を施す。電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ；Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｐｒｏｂｅ  Ｍｉｃｒｏ  Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて、観察面の、鋼板表面から板厚方向で２００μｍ以下の範囲でライン分析を３視野分実施し、各視野について、鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％に対する、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％の割合を算出し、３視野分の平均値を求める。
【００６６】
なお、本発明の高強度薄鋼板のミクロ組織は、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト以外に、残留オーステナイト、パーライトおよび未結晶フェライトを含んでいてもよい。ただし、残留オーステナイトの体積分率は１０％以下が好ましく、より好ましくは５％以下である。パーライトの体積分率は１０％以下が好ましく、より好ましくは５％以下である。未結晶フェライトの体積分率は１０％以下が好ましく、より好ましくは５％以下である。
【００６７】
なお、残留オーステナイトの体積分率は、以下のように測定する。まず、鋼板を板厚方向（深さ方向）に板厚の１/４まで研磨し、観察面とする。該観察面を、Ｘ線回折法により観察した。ＭｏのＫα線を線源とし、加速電圧５０ｋｅＶにて、Ｘ線回折装置（Ｒｉｇａｋｕ社製ＲＩＮＴ２２００）を用いて、鉄のフェライトの[２００]面、[２１１]面、[２２０]面と、オーステナイトの[２００]面、[２２０]面、[３１１]面のＸ線回折線の積分強度を測定する。これらの測定値を用いて、「Ｘ線回折ハンドブック」（２０００年）理学電機株式会社、ｐ．２６、６２−６４に記載の計算式から、残留オーステナイトの体積分率を求める。
【００６８】
パーライト、および未再結晶フェライトの体積分率の測定方法は、以下の通りである。まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察位置となるように切断し、断面を研磨した後、３ ｖｏｌ.％ナイタールで腐食し、観察面を得る。ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）およびＦＥ-ＳＥＭ(電界放出形走査電子顕微鏡)を用いて、３０００倍の倍率で観察面を観察し、組織写真を得る。ポイントカウント法（ＡＳＴＭ  Ｅ５６２−８３（１９８８）に準拠）により、各相の面積率を測定し、その面積率を体積分率とみなす。
【００６９】
また、本発明の高強度薄鋼板は、めっき層を備えてもよい。めっき層の組成は特に限定されず、一般的な組成であり得る。めっき層はいかなる方法によって形成されていてもよく、例えば、溶融めっき層、または電気めっき層であり得る。また、めっき層は合金化されていてもよい。めっき金属は特に限定されず、Ｚｎめっき、Ａｌめっき等であり得る。
【００７０】
次に、本発明の高強度薄鋼板の製造方法について説明する。なお、高強度薄鋼板の製造方法について、各温度範囲は、特に言及しない限り、鋼スラブまたは鋼板の表面温度である。
【００７１】
本発明の高強度薄鋼板の製造方法においては、上述した成分組成を有する鋼スラブに、仕上げ圧延終了温度が８５０℃以上９５０℃以下の条件で熱間圧延を施して熱延板とし、
次いで、前記熱延板を、３０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で５５０℃以下の巻取温度まで冷却した後、該巻取温度で巻き取り、
次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
次いで、酸洗後の前記熱延板に、３０％以上の圧下率で冷間圧延を施して冷延板とし、
次いで、前記冷延板を、６００℃以上の温度域の露点を−４０℃以上１０℃以下として、３℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で８００℃以上９００℃以下の第１均熱温度まで加熱し、該第１均熱温度で３０ｓ以上８００ｓ以下保持し、
次いで、前記冷延板を、前記第１均熱温度から１０℃/ｓ以上の第２平均冷却速度で３５０℃以上４７５℃以下の第２均熱温度まで冷却し、該第２均熱温度で３００ｓ以下保持し、
次いで、前記冷延板を、１００℃/ｓ以上の第３平均冷却速度で室温まで冷却し、
次いで、前記冷延板を、２００℃以上４００℃以下の第３均熱温度まで再加熱し、該第３均熱温度で１８０ｓ以上１８００ｓ以下保持し、
次いで、前記冷延板を酸洗する。
【００７２】
はじめに、上述した成分組成を有する鋼スラブを製造する。まず鋼素材を溶製して上記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、公知の溶製方法のいずれもが適合する。得られた溶鋼を固めて鋼スラブ（スラブ）を製造する。溶鋼から鋼スラブを製造する方法は特に限定されず、連続鋳造法、造塊法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ため、鋼スラブは連続鋳造法によって製造することが好ましい。
【００７３】
次いで、製造した鋼スラブに、仕上げ圧延終了温度が８５０℃以上９５０℃以下の条件で熱間圧延を施して熱延板とする。一例においては、上記のように製造した鋼スラブを、一旦室温まで冷却し、その後スラブ加熱してから圧延する。スラブ加熱温度は、炭化物の溶解や、圧延荷重の低減の観点から、１１００℃以上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。
【００７４】
この他、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、製造した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、熱間圧延する直送圧延、または製造した鋼スラブにわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直接圧延などが挙げられる。
【００７５】
熱間圧延の仕上げ圧延終了温度が８５０℃以上９５０℃以下
鋼板内の組織均一微細化、および材質の異方性低減により、焼鈍後の母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性を向上させるため、熱間圧延の仕上げ圧延はオーステナイト単相域にて終了する必要がある。よって、熱間圧延の仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上とする。一方、仕上げ圧延終了温度が９５０℃超えでは、熱延板の組織が粗大になり、焼鈍後の結晶粒も粗大化して、穴広げ性ならびに母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。よって、熱間圧延の仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上９５０℃以下とする。熱間圧延の仕上げ圧延終了温度は、好ましくは、８８０℃以上である。また、熱間圧延の仕上げ圧延終了温度は、好ましくは、９２０℃以下である。
【００７６】
３０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度
次いで、熱延板を、３０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で５５０℃以下の巻取温度まで冷却する。熱間圧延終了後、冷却過程でオーステナイトがフェライト変態するが、冷却速度が遅いとフェライトが粗大化するため、熱間圧延終了後は急冷を実施することで、組織を均質化する。そのため、熱間圧延終了後の熱延板は、３０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却する。熱間圧延終了後の熱延板は、好ましくは３５℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却する。第１平均冷却速度が３０℃／ｓ未満ではフェライトが粗大化されるため、熱延板の鋼板組織が不均質となり、穴広げ性ならびに母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。第１平均冷却速度の上限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、好ましくは、２５０℃／ｓ、より好ましくは、１００℃／ｓ以下とする。
【００７７】
５５０℃以下の巻取温度
次いで、５５０℃以上の巻取温度まで冷却した熱延板を、５５０℃以下の巻取温度で巻き取る。巻取り温度が５５０℃超では、熱延板の鋼板組織にフェライトおよびパーライトが過剰に生成し、均一微細な組織が得られず、最終的に得られる高強度薄鋼板の組織においてフェライトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が粗大化して、組織が不均質となり、穴広げ性、母材鋼板の耐遅れ破壊特性、およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。巻取温度は、好ましくは５００℃以下である。巻取り温度の下限は特に規定しないが、巻取り温度が低温になりすぎると、硬質なマルテンサイトが過剰に生成して、冷間圧延負荷が増大するため、巻取温度は３００℃以上とすることが好ましい。
【００７８】
次いで、巻取り後、冷間圧延の前に、熱延板表面のスケールを除去する目的で熱延板に酸洗を施す。酸洗条件は適宜設定すればよい。
【００７９】
次いで、酸洗後の熱延板に、３０％以上の圧下率で冷間圧延を施して冷延板とする。本発明では３０％以上の圧下率で冷間圧延を施す。圧下率が３０％未満であると、フェライトの再結晶が促進されず、フェライトおよびマルテンサイトが粗大化して、穴広げ性、耐遅れ破壊特性、および伸びが劣化するためである。なお、圧下率の上限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、好ましくは、９５％以下とする。
【００８０】
次いで、再結晶を進行させるとともに、鋼板組織に微細なフェライト、マルテンサイト、およびベイナイトを形成して鋼板を高強度化するために、冷延板に焼鈍を施す。具体的には、冷延板を、６００℃以上の温度域の露点を−４０℃以上１０℃以下として、３℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で８００℃以上９００℃以下の第１均熱温度まで加熱し、該第１均熱温度で３０ｓ以上８００ｓ以下保持し、次いで、前記第１均熱温度から１０℃/ｓ以上の第２平均冷却速度で３５０℃以上４７５℃以下の第２均熱温度まで冷却し、該第２均熱温度で３００ｓ以下保持し、次いで、１００℃/ｓ以上の第３平均冷却速度で室温まで冷却し、次いで、２００℃以上４００℃以下の第３均熱温度まで再加熱し、該第３均熱温度で１８０ｓ以上１８００ｓ以下保持する。
【００８１】
まず、冷延板を、６００℃以上の温度域の露点を−４０℃以上１０℃以下として、３℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で８００℃以上９００℃以下の第１均熱温度まで加熱し、該第１均熱温度で３０ｓ以上８００ｓ以下保持する。以下では、８００℃以上９００℃以下の第１均熱温度での３０ｓ以上８００ｓ以下の保持を、「第１均熱」とも称する。
【００８２】
平均加熱速度：３℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下
冷延板を、８００℃以上９００℃以下の第１均熱温度まで３℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で加熱することで、焼鈍後に得られる結晶粒を微細化させることが可能である。冷延板を急速に加熱すると、再結晶が進行しにくくなり、さらに異方性を持つ結晶粒が生じる。また、フェライトの体積分率が増加し、一方、焼戻しマルテンサイトの体積分率が低下して、１１８０ＭＰａ以上の引張強さとすることが困難となり、伸び、穴広げ性、ならびに母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化するため、平均加熱速度は３０℃／ｓ以下とする。また、加熱速度が小さすぎると、フェライトやマルテンサイト粒が粗大化して所定の平均結晶粒径とならず、穴広げ性ならびに母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化するため、平均加熱速度は３℃／ｓ以上とする。冷延板の８００℃以上９００℃以下の第１均熱温度までの平均加熱速度は、好ましくは５℃／ｓ以上である。
【００８３】
６００℃以上の温度域の露点：−４０℃以上１０℃以下
焼鈍後の鋼板表層部のＣ質量％およびＭｎ質量％を低減するために、第１均熱温度までの加熱、および第１均熱において、６００℃以上の温度域の露点は−４０℃以上１０℃以下とする。なお、焼鈍炉内で、鋼板の表面温度が６００℃以上となる領域の露点が−４０℃以上１０℃以下であれば、６００℃以上の温度域の露点が−４０℃以上１０℃以下であるとする。露点が−４０℃未満では、表層部のＣ質量％およびＭｎ質量％が増加し、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。６００℃以上の温度域の露点は、好ましくは−３０℃以上である。露点を−３０℃以上とすることで、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＣ質量％が、鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＣ質量％の１０％未満となり、耐遅れ破壊特性がより向上する。一方で、露点が１０℃超となると、焼鈍後の鋼板表層部のＭｎ質量％が増加し、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。６００℃以上の温度域の露点は、好ましくは５℃以下である。
【００８４】
第１均熱温度：８００℃以上９００℃以下
第１均熱温度は、フェライトとオーステナイトの２相域の温度域の所定の温度とする。第１均熱温度が８００℃未満ではフェライト分率が増加し、焼戻しマルテンサイトの体積分率が減少するため、強度確保が困難になる。よって、第１均熱温度は８００℃以上とする。一方、均熱温度が高すぎると、オーステナイト単相領域での均熱となり、オーステナイトの結晶粒成長が顕著となり、結晶粒が粗大化することで、最終的に得られる焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が大きくなり、また焼戻しマルテンサイトの体積分率が増加して、伸び、穴広げ性、ならびに母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、第１均熱温度は９００℃以下とする。第１均熱温度は、好ましくは８８０℃以下である。
【００８５】
第１均熱温度での保持時間：３０ｓ以上８００ｓ以下
再結晶を進行させ、また一部の組織をオーステナイト変態させるために、第１均熱温度にて３０ｓ以上保持する。第１均熱温度における保持時間が３０ｓ未満であると、フェライトの体積分率が増加し、焼戻しマルテンサイトの体積分率が低下して、引張強さが劣化する。一方、第１均熱温度における保持時間が８００ｓ超では、Ｍｎのミクロ偏析が助長されるため、穴広げ性や、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。よって、第１均熱温度における保持時間は８００ｓ以下とする。保持時間は好ましくは６００ｓ以下である。保持時間を６００ｓ以下とすることで、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＭｎ質量％は、鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＭｎ質量％の１０％未満となり、耐遅れ破壊特性が向上する。
【００８６】
次いで、冷延板を、第１均熱温度から１０℃/ｓ以上の第２平均冷却速度で３５０℃以上４７５℃以下の第２均熱温度まで冷却し、該第２均熱温度で３００ｓ以下保持した後、１００℃/ｓ以上の第３平均冷却速度で室温まで冷却する。以下では、第２均熱温度での３００ｓ以下の保持を、「第２均熱」とも称する。
【００８７】
第２平均冷却速度：１０℃/ｓ以上
第１均熱の後は、第１均熱温度から室温まで、１０℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で冷却する。平均冷却速度が１０℃／ｓ未満では、冷却中にフェライト変態が進行して、フェライトの体積分率が増加し、また、引張強さおよび穴広げ性が劣化する。第２平均冷却速度の上限は、特に限定されないが、生産技術上の制約から、好ましくは、２００℃／ｓ以下、より好ましくは、１００℃／ｓ以下、さらにより好ましくは、５０℃／ｓ以下とする。
【００８８】
第２均熱温度：３５０℃以上４７５℃以下
均熱後の冷却停止温度が３５０℃未満では、一部オーステナイト粒がマルテンサイト変態してしまい、その後の焼戻し処理により炭化物が粗大化してしまうため、水素トラップサイトとなる炭化物が不十分となり、耐遅れ破壊特性が劣化する。また、均熱後の冷却停止温度が４７５℃超では、パーライトが過剰に生成するため、焼戻しマルテンサイトの体積分率が低下し、かつフェライトの体積分率が増加して、引張強さおよび穴広げ性が劣化する。第２均熱温度は、好ましくは４５０℃以下である。
【００８９】
第２均熱温度での保持時間：３００ｓ以下
上記の冷却後は、ベイナイトを生成するために３５０℃以上４７５℃以下の所定の第２均熱温度で３００ｓ以下保持する。保持時間が３００ｓを超えると、ベイナイトの体積分率が増加し、穴広げ性が劣化する。また、焼戻しマルテンサイト粒およびベイナイト粒に含まれる粒径０．１μｍ以上１．０μｍ以下の炭化物の個数が減少し、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、第２均熱温度での保持時間は３００ｓ以下とする。第２均熱温度での保持時間は、好ましくは２００ｓ以下とする。第２均熱温度での保持時間の下限は特に制限されることなく、０ｓでもよい。
【００９０】
第３平均冷却速度：１００℃/ｓ以上
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。第２均熱後、残存するオーステナイトをマルテンサイト変態させるために、冷延板を１００℃/ｓ以上の第３平均冷却速度で冷却する。第３平均冷却速度が１００℃/ｓ未満では、その後の焼戻し処理により炭化物が粗大化してしまうため、水素トラップサイトとなる微細な炭化物の量が不十分となり、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。第３平均冷却速度は、好ましくは、１５０℃/ｓ以上、より好ましくは２００℃/ｓ以上とする。なお、冷却方法は、１００℃/ｓ以上の第３平均冷却速度が得られればよく、例えば、ガス冷却、ミスト冷却、および水冷などが挙げられる。低コストとする観点からは、水冷で冷却を行うことが好ましい。第３平均冷却速度の上限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、好ましくは、２０００℃／ｓ以下、より好ましくは、１２００℃／ｓ以下とする。
【００９１】
次いで、室温まで冷却した冷延板を、２００℃以上４００℃以下の第３均熱温度まで再加熱し、該第３均熱温度で１８０ｓ以上１８００ｓ以下保持する。この焼戻し処理により、マルテンサイトが焼戻されて、耐遅れ破壊特性が向上する。
【００９２】
第３均熱温度：２００℃以上４００℃以下
第３均熱温度が２００℃未満もしくは４００℃超では、粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の微細な炭化物を充分得ることができないため、水素トラップサイトとなる炭化物が不十分となり、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。
【００９３】
第３均熱温度における保持時間：１８０ｓ以上１８００ｓ以下
同様に、第３均熱温度が１８０ｓ未満もしくは１８００ｓ超えでは、粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の微細な炭化物を充分得ることができないため、水素トラップサイトとなる炭化物が不十分となり、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。第３均熱温度における保持時間は、好ましくは１５００ｓ以下とする。
【００９４】
酸洗処理
次いで、焼戻し処理後の冷延板を、酸洗する。酸洗は、鋼板表層に濃化したＳｉ、およびＭｎなどの酸化物を除去するために実施する。酸洗をしないと、これらの酸化物が十分に除去されず、ＳｉおよびＭｎなどの合金元素が鋼板表面に過度に濃化したままとなり、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。なお、酸洗条件は特に限定する必要はなく、塩酸、硫酸等を使用する常用の酸洗方法がいずれも適用できるが、好ましくはｐＨが１.０以上４.０以下、温度が１０℃以上１００℃以下、浸漬時間が５ｓ以上２００ｓ以下の条件で酸洗する。
【００９５】
酸洗後に、高強度薄鋼板にめっき処理を施してもよい。めっき金属の種類は特に限定されず、一例においては亜鉛である。亜鉛めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理、および溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を行う合金化溶融亜鉛めっき処理を例示できる。溶融亜鉛めっきを施す場合、めっき浴に浸漬する高強度薄鋼板の温度は、（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃以上、（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃以下とすることが好ましい。めっき浴に浸漬する高強度薄鋼板の温度が（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃以上であれば、鋼板がめっき浴に浸漬される際に、溶融亜鉛の凝固をより好適に防いで、めっき外観を向上することができる。また、めっき浴に浸漬する高強度薄鋼板の温度が（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃以下であれば、量産性がより良好である。
【００９６】
また、溶融亜鉛めっき後は、４５０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきに合金化処理を施すことができる。４５０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施すことにより、亜鉛めっき中のＦｅ濃度が７％以上１５％以下になり、溶融亜鉛めっきの密着性や、塗装後の耐食性が向上する。
【００９７】
溶融亜鉛めっきには、Ａｌを０.１０％以上０.２０％以下含む亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。また、めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングを行うことができる。
【００９８】
また、酸洗後の高強度薄鋼板に調質圧延を施してもよい。酸洗後の高強度薄鋼板に調質圧延を施す場合、調質圧延の伸長率は、好ましくは、０．０５％以上２．０％以下とする。
【実施例】
【００９９】
以下、本発明の実施例を説明する。ただし、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、本発明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可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。【０１００】
表１に示す化学組成を有する鋼素材を溶製し、連続鋳造して鋼スラブを製造した。次いで、熱間圧延加熱温度を１２５０℃、仕上げ圧延終了温度（ＦＤＴ）を表２に示す条件として、鋼スラブに熱間圧延を施し、熱延板を得た。次いで、熱延板を、表２で示す第１平均冷却速度（冷速１）で巻取り温度（ＣＴ）まで冷却し、該巻取り温度で巻取った。次いで、熱延板を酸洗した後、表２に示す圧下率で冷間圧延を施し、冷延板（板厚：１.４ｍｍ）を製造した。かくして得られた冷延板を、連続焼鈍炉（ＣＡＬ）に供給して、以下の焼鈍を施した。まず、冷延板を、表２に示す平均加熱速度で加熱し、表２に示す第１均熱温度および均熱時間（第１保持時間）で焼鈍した。次いで、冷延板を、表２に示す第２平均冷却速度（冷速２）で第２均熱温度まで冷却した。次いで、冷延板を、該第２均熱温度で、表２に示す時間（第２保持時間）保持した後、第３平均冷却速度（冷速３）で室温まで冷却した。次いで、焼戻し処理として、冷延板を、第３均熱温度まで再加熱し、該第３均熱温度で表２に示す時間（第３保持時間）保持した後、酸洗して鋼板を得た。【０１０１】
製造した鋼板から、ＪＩＳ５号引張試験片を、圧延直角方向が長手方向（引張方向）となるように採取し、ＪＩＳ  Ｚ２２４１（１９９８）に準拠した引張試験により、引張強さ（ＴＳ）および伸び（ＥＬ）を測定した。【０１０２】
穴広げ率は、ＪＩＳ Ｚ２２５６(２０１０)に準拠して測定した。クリアランス１２．５％にて、１０ｍｍφの穴を打抜き、かえりがダイ側になるように試験機にセットした。次いで、６０°の円錐状のポンチで穴を押し広げ、穴の縁に発生する割れが少なくとも１か所で厚さ方向に貫通したときの穴の径の拡大量を、初期の穴の径に対する貫通したときの穴の径の比で表し、穴広げ率（λ）とした。λ（％）が５０％以上を有する鋼板を、良好な穴広げ性を有する鋼板とした。【０１０３】
母材鋼板の耐遅れ破壊特性は、以下のように測定した。はじめに、製造した鋼板から、圧延方向を長手方向として、３０ｍｍ×１００ｍｍの鋼片を切り出した。該鋼片の端面を研削加工した。さらに鋼片を長手方向にＵ字曲げ加工した際に対向する位置に２つのボルト穴を設けて、試験片とした。試験片に対し、プレス成形機を用いて、ポンチ先端部における曲率半径を１０ｍｍとして１８０°のＵ字曲げ加工を施した。Ｕ字曲げ加工後、試験片はスプリングバック（弾性回復）により、対向する面同士が離れるように（Ｕ字が外側に開くように）変形する。このようにスプリングバックを起こした試験片のボルト穴にボルトを挿入し、対向する面同士の間隔が２０ｍｍ、または２５ｍｍになるようにボルト締結し、試験片に応力を負荷した。ボルト締結した試験片を、２５℃の３.０％ＮａＣｌ+０.３％ ＮＨ4ＳＣＮ水溶液に浸漬して、該試験片を陰極とした電解チャージを行い、試験片の鋼中に水素を侵入させた。電流密度は１.０ｍＡ/ｃｍ2とし、対極は白金とした。浸漬開始から１００時間後も対向する面同士の間隔が２５ｍｍの試験片が破断しないものを、母材鋼板の耐遅れ破壊特性が良好（○）、浸漬開始から１００時間後も対向する面同士の間隔が２０ｍｍの試験片が破断しないものを、母材鋼板の耐遅れ破壊特性が特に良好（◎）、と評価した。【０１０４】
プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性は、以下のように測定した。はじめに、製造した鋼板から５０ｍｍ×１５０ｍｍの試験片を採取し、中央部に直径１０ｍｍの穴をあけた。該試験片と、４点のプロジェクション部を有するＭ６溶接用ナットとを、試験片の穴の中心とナットの穴の中心とが一致するように交流溶接機にセットした。該交流溶接機に取り付けられたサーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の溶接ガンを用いて、試験片と溶接用ナットとをプロジェクション溶接し、プロジェクション溶接部を保有した試験片を作製した。なお、溶接ガンに備えて使用した一対の電極チップは、平型３０ｍｍφの電極とした。溶接条件は、加圧力を３０００Ｎ、通電時間は７サイクル（５０Ｈｚ）、溶接電流は１２ｋＡ、ホールド時間は１０サイクル（５０Ｈｚ）とした。プロジェクション溶接部を保有した試験片のナット穴にボルトを固定し、スペーサの上にのせた。次いで、ＪＩＳ Ｂ １１９６(２００１)に準拠した押込みはく離試験によって、溶接したナットにボルトをねじ込み、荷重中心ができるだけねじの中心と一致するようにボルトの頭部に圧縮荷重を徐々に加え、ナットが鋼板から剥離するときの荷重を測定した。このときの剥離強度をＰＳとした。上記と同様の方法でボルトを固定した試験片を作製し、０.５×ＰＳ、および０.７×ＰＳの荷重を負荷した。その後、室温で塩酸水溶液（ｐＨ＝２.２）に浸漬して、ナットが鋼板から剥離する時間を評価した。０.５×ＰＳの荷重を負荷した場合に、１００時間後も破断しないものを、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が良好（○）、０.７×ＰＳの荷重を負荷した場合に、１００時間後も破断しないものを、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が特に良好（◎）、と評価した。【０１０５】
前述した方法にしたがって、製造した鋼板中のフェライト、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの体積分率と、フェライトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径を算出した。また、前述した方法にしたがって、残留オーステナイト、パーライト、および未結晶フェライトの体積分率を算出した。【０１０６】
また、前述した方法にしたがって、全焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計に対する粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の炭化物を含む焼戻しマルテンサイト粒およびベイナイト粒の体積分率を算出した。さらに、前述した方法にしたがって、鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％に対する、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％の割合を測定した。【０１０７】
鋼板組織、引張強さ、伸び、穴広げ性、ならびに母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性の測定結果を、表３に示す。【０１０８】
【表１】
0006874919.tif 000002
【０１０９】
【表２】
0006874919.tif 000003
【０１１０】
【表３】
0006874919.tif 000004
【０１１１】
発明例は、引張強さ、伸び、穴広げ率、母材鋼板の耐遅れ破壊特性、およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性のいずれにも優れていた。これに対し、比較例は、引張強さ、伸び、穴広げ率、母材鋼板の耐遅れ破壊特性、およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性のいずれか１つ以上が劣っていた。
【要約】
加工性、母材鋼板の耐遅れ破壊特性、さらにはプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性に優れる、引張強さが１１８０ＭＰａ以上の高強度薄鋼板およびその製造方法を提供すること。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＡｌおよびＮを含有するとともに、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、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトを含む複合組織を有し、前記焼戻しマルテンサイトおよび前記ベイナイトの合計に対し、粒内に、粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の炭化物を５個以上含む焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計が、体積分率で８５％以上であり、かつ、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％が、鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％に対し、それぞれ２０％以下である、高強度薄鋼板。