高强度薄钢板及其制造方法与流程

本发明涉及一种高强度薄钢板及其制造方法，特别是涉及适合作为汽车等结构部件的部件的高强度薄钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，从提高环境问题意识的问题出发，CO2排放限制严格化，在汽车领域，面向提高油耗效率，车体的轻型化成为课题。因此，对汽车部件应用高强度钢板的结构部件的薄壁化正在进行，特别是进行了应用拉伸强度(TS)为1180MPa以上的高强度薄钢板。

对用于汽车的结构用部件、加强用部件的高强度钢板要求加工性优异。特别是为了将具有复杂形状的部件成型，要求不仅伸长率、扩孔性等各特性优异，而且还要求所有特性都优异的高强度钢板。

另外，TS为1180MPa以上的高强度钢板因从使用环境侵入的氢而发生延迟破坏(氢脆化)。因此，为了将高强度薄钢板应用于汽车领域，要求高强度薄钢板具有高成型性，并且要求耐延迟破坏特性优异。

并且，汽车的车体大部分通过电阻点焊组装，但电阻点焊机的焊枪不能进入的部分采用螺栓焊接组装。另外，在组装不同种类材料时，大多使用螺栓焊接。这样，在使用螺栓焊接的情况下，首先，通过将具有突出部的螺母凸焊在钢板上，然后螺栓穿过该螺母进行组装。如此在使用螺栓焊接进行制造的汽车中，为了保持车体整体的刚性，对凸焊部施加应力。因此，凸焊部的特性也很重要。

以往，作为提高钢板的加工性和母材钢板的耐延迟破坏特性的手段，例如如专利文献1所记载，已知有控制马氏体和贝氏体形状的方法。另外，作为提高凸焊部的剥离强度的手段，例如如专利文献2所记载，公开了通过控制焊接条件来改善剥离强度的技术。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特许第6032173号

专利文献2：日本特开2012－157900号公报。

技术实现要素：

本发明人等认识到不仅提高母材钢板的耐延迟破坏特性，而且提高凸焊部的耐延迟破坏特性的新课题。以往，没有开发出综合满足加工性、母材钢板的耐延迟破坏特性、以及凸焊部的耐延迟破坏特性全部的高强度薄钢板。

本发明是鉴于该情况而完成的，目的在于提供一种加工性、母材钢板的耐延迟破坏特性和凸焊部的耐延迟破坏特性优异的拉伸强度为1180MPa以上的高强度薄钢板及其制造方法。

应予说明，在本发明中，“薄钢板”是指厚度为0.6mm～2.8mm的钢板。

另外，加工性优异是指兼具优异的伸长率和扩孔性。伸长率优异是指伸长率(EL)为14％以上。另外，扩孔性优异是指扩孔率(λ)为50％以上。

另外，母材钢板的耐延迟破坏特性优异是指将钢板整体供于恒定载荷试验，即使电解充电100小时，也不产生破裂。

另外，凸焊部的耐延迟破坏特性优异是指将凸焊部供于恒定载荷试验，即使电解充电100小时也不产生破裂。应予说明，以下，有时将母材钢板的耐延迟破坏特性和凸焊部的耐延迟破坏特性统一简称为“耐延迟破坏特性”。

本发明人等为了实现上述课题反复深入研究，其结果发现通过将钢板中的铁素体、回火马氏体以及贝氏体的体积分率控制在特定的比率，并且使各钢板组织的平均晶体粒径微细化，将有可能使加工性和延迟破坏特性劣化的硬质的马氏体软化，进而减少钢板表层部的C和Mn的浓度，能够得到综合满足加工性、母材钢板的耐延迟破坏特性、以及凸焊部的耐延迟破坏特性全部的高强度薄钢板。即，本发明人等得到以下见解。

(1)扩孔试验时穿孔时，如果软质的铁素体与硬质的马氏体的硬度差大，则在界面生成空隙，如果该空隙数增加，则扩孔性劣化。与此相对，本发明人等发现了通过使马氏体回火软化，能够减少铁素体与回火马氏体的硬度差，由此减少空隙生成，能够提高钢板的加工性。

(2)氢侵入钢中，从而生成裂纹并在钢中传播，产生所谓的延迟破坏。本发明人等反复深入研究，结果发现在复合组织钢中产生裂纹的部位为硬质的马氏体。并且发现通过使马氏体回火可降低裂纹生成。

(3)并且，本发明人等发现为了确保强度而增加钢中的合金成分时，凸焊时的电阻变高，在熔敷界面产生微小空隙。另外，发现在具有微小空隙的状态下负载应力，而且因氢侵入，裂纹从微小空隙传播。本发明人等反复深入研究，结果得知通过适当规定退火时的600℃以上的温度区域的露点、以及钢中的C和Mn含量，降低钢板表层部的C和Mn的浓度，能够增加凸焊时的初始的电流效率，消除如前所述的微小空隙。发现由此提高凸焊部的耐延迟破坏特性。

(4)进而发现通过使钢中的碳化物作为氢捕获位点，能够抑制氢从钢板表面扩散，能够显著提高母材钢板和凸焊部的耐延迟破坏特性。在加热阶段、热轧工序中生成的碳化物的一部分在最终退火后也以粗大的碳化物的形式存在。本发明人等发现粗大的碳化物对耐延迟破坏特性的帮助较小，因此进一步提高耐延迟破坏特性需要规定量的可成为氢捕获位点的碳化物。并且发现为了得到规定量的微小的碳化物，需要适当地控制退火工序，使马氏体回火，并且生成规定量的贝氏体。应予说明，根据本发明人等的见解，成为氢的捕获位点的碳化物主要存在于C量比铁素体多的回火马氏体晶粒和贝氏体晶粒，在C量少的铁素体晶粒内的析出量少。因此，本发明人等发现为了确保成为氢的捕获位点的碳化物，提高耐延迟破坏特性，重要的是控制在晶粒内具有规定量的碳化物的回火马氏体晶粒和贝氏体晶粒的合计相对于钢板中的回火马氏体晶粒和贝氏体晶粒的合计的体积分率。

本发明鉴于上述情况而完成。即，本发明的主旨构成如下。

[1]一种高强度薄钢板，具有如下的成分组成和复合组织：

所述成分组成以质量％计含有C：0.10％～0.22％、Si：0.5％～1.5％、Mn：1.2％～2.5％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％～0.10％和N：0.010％以下，并且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，

所述复合组织包括：

以体积分率计5％～35％的铁素体，

以体积分率计50％～85％的回火马氏体，

以体积分率计0％～20％的贝氏体，

上述铁素体的平均晶体粒径为5μm以下，

上述回火马氏体的平均晶体粒径为5μm以下，

相对于上述回火马氏体和上述贝氏体的合计，在晶粒内包含5个以上粒径0.1μm～1.0μm的碳化物的回火马氏体和贝氏体的合计以体积分率计为85％以上，

并且，距钢板表面在板厚方向上20μm以下的区域中的C质量％和Mn质量％相对于距钢板表面100μm～200μm的区域中的C质量％和Mn质量％分别为20％以下。

[2]根据上述[1]所述的高强度薄钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有选自Ti：0.05％以下、V：0.05％以下和Nb：0.05％以下中的一种以上。

[3]根据上述[1]或[2]所述的高强度薄钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有选自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％以下和Zn：0.020％以下中的一种以上。

[4]一种高强度薄钢板的制造方法，对具有上述[1]～[3]中任一项所述的成分组成的钢坯，在精轧结束温度为850℃～950℃的条件下实施热轧，制成热轧板，

接着，将上述热轧板以30℃/s以上的第一平均冷却速度冷却至550℃以下的卷绕温度后，在该卷绕温度进行卷绕，

接着，对上述热轧板实施酸洗，

接着，对酸洗后的上述热轧板以30％以上的压下率实施冷轧，制成冷轧板，

接着，将上述冷轧板以600℃以上的温度区域的露点为－40℃～10℃，以3℃/s～30℃/s的平均加热速度加热到800℃～900℃的第一均热温度，在该第一均热温度保持30s～800s，

接着，将上述冷轧板从上述第一均热温度以10℃/s以上的第二平均冷却速度冷却到350℃～475℃的第二均热温度，在该第二均热温度保持300s以下，

接着，将上述冷轧板以100℃/s以上的第三平均冷却速度冷却到室温，

接着，将上述冷轧板再加热到200℃～400℃的第三均热温度，以该第三均热温度保持180s～1800s，

接着，对上述冷轧板进行酸洗。

根据本发明，能够提供加工性、母材钢板的耐延迟破坏特性、进而凸焊部的耐延迟破坏特性优异的拉伸强度为1180MPa以上的高强度薄钢板及其制造方法。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式进行说明。应予说明，本发明并不限于以下的实施方式。首先，对母材钢板的成分组成的适当范围及其限定理由进行说明。应予说明，在以下的说明中，表示钢板的成分元素的含量的“％”只要没有特别说明就是指“质量％”。

C：0.10％～0.22％

C是对钢板的高强度化有效的元素，也有助于作为第二相的马氏体和贝氏体的形成。应予说明，以下，“第二相”只要没有特别说明，就是指“马氏体和贝氏体”。若C的含量小于0.10％，则铁素体的体积分率增加，因此难以确保拉伸强度。另外，若C的含量小于0.10％，则扩孔性劣化。C的含量优选为0.12％以上。另一方面，如果C的含量超过0.22％，则凸焊部的熔敷界面的硬度变得过高，因此凸焊部的耐延迟破坏特性劣化。另外，母材钢板的耐延迟破坏特性劣化。并且，如果C的含量超过0.22％，则铁素体的体积分率减少。另外，伸长率和扩孔性劣化。优选C的含量为0.21％以下，更优选为0.20％以下。

Si：0.5％～1.5％

Si是固溶强化铁素体而有助于钢板的高强度化的元素。若Si的含量小于0.5％，则不仅无法确保需要的强度，而且铁素体与马氏体的硬度差变大，扩孔率劣化。并且若Si的含量小于0.5％，则铁素体的体积分率上升，另外，母材钢板和凸焊部的耐延迟破坏特性劣化。因此，Si的含量为0.5％以上。Si的含量优选为0.6％以上。另一方面，Si的过度添加使凸焊部的熔敷界面的韧性降低，使凸焊部的耐延迟破坏特性劣化。另外，Si的过量添加使铁素体的体积分率增加，使铁素体的平均粒径增加，使回火马氏体的体积分率降低。并且，Si的过量添加使微小碳化物的比例、拉伸强度、扩孔性以及母材钢板的耐延迟破坏特性劣化。因此，Si的含量为1.5％以下。Si的含量优选为1.4％以下。

Mn：1.2％～2.5％

Mn是促进固溶强化和第二相的生成而有助于钢板的高强度化的元素。另外，Mn也起到在退火中使奥氏体稳定化的效果。为了得到这些效果，含有Mn 1.2％以上。Mn的含量优选为1.4％以上。另一方面，在过量含有的情况下，产生带状的微偏析(Mn带)，因此，伸长率、扩孔性和耐延迟破坏特性劣化。因此，Mn的含量为2.5％以下。Mn的含量优选为2.4％以下。

P：0.05％以下

P通过固溶强化有助于钢板的高强度化，但过量添加时，向晶界的偏析显著而使晶界脆化，使耐延迟破坏特性劣化。因此，将P的含量设为0.05％以下。P的含量优选为0.04％以下。P的含量的下限没有特别规定，但如果将P的含量设为极低量，则制造成本上升，因此P的含量优选为0.0005％以上。

S：0.005％以下

在S的含量多的情况下，大量生成MnS等硫化物，从该硫化物的周边产生延迟破坏，因此，耐延迟破坏特性劣化。因此，S的含量为0.005％以下。S的含量优选为0.0045％以下。S的含量的下限没有特别规定，如果将S的含量设为极低量，则制造成本上升，因此，S的含量优选为0.0002％以上。

Al：0.01％～0.10％

Al是脱氧所需要的元素，为了得到该效果，需要含有0.01％以上，即使含有超过0.10％，则效果饱和，因此，Al的含量为0.10％以下。Al的含量优选为0.06％以下。

N：0.010％以下

N形成粗大的氮化物而使扩孔性和耐延迟破坏特性劣化，因此优选将含量设为0.010％以下。N的含量优选为0.008％以下。N的含量的下限没有特别规定，从生产技术上的制约考虑，优选为0.0005％以上。

[任意成分]

本发明的高强度薄钢板除了上述成分，还可以以质量％计进一步含有选自Ti：0.05％以下、V：0.05％以下和Nb：0.05％以下中的1种以上。

Ti：0.05％以下

Ti是通过形成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物而使钢板的强度进一步提高的元素。通过添加Ti，能够适宜地控制微细的碳氮化物的退火中的晶粒生长，因此可以根据需要进行添加。为了得到这样的效果，Ti的含量优选为0.001％以上，更优选为0.01％以上。另一方面，由于得到更加良好的伸长率，因此在添加Ti的情况下，其含量优选为0.05％以下。Ti的含量更优选为0.04％以下。

V：0.05％以下

V通过形成微细的碳氮化物而进一步提高钢板的强度。为了得到这样的效果，V的含量优选为0.001％以上，更优选为0.01％以上。另一方面，由于使凸焊部的熔敷界面的韧性更加良好，使凸焊部的耐延迟破坏特性更加良好，因此，在添加V的情况下，其含量优选为0.05％以下。V的含量更优选为0.03％以下。

Nb：0.05％以下

Nb与V同样地也形成微细的碳氮化物，从而使钢板的强度进一步提高。为了得到这样的效果，Nb的含量优选为0.001％以上，更优选为0.01％以上。另一方面，为了使凸焊部的熔敷界面的韧性更加良好，使凸焊部的耐延迟破坏特性更加良好，在添加Nb的情况下，其含量优选为0.50％以下。Nb的含量更优选为0.05％以下。

另外，本发明的高强度薄钢板除了上述的成分组成，还可以以质量％计进一步含有选自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％以下和Zn：0.020％以下中的一种以上。

Mo:0.50％以下

Mo促进第二相的生成而使钢板的强度进一步提高。另外，是在退火中使奥氏体稳定化的元素，是控制第二相的体积分率所需要的元素。为了得到这样的效果，Mo的含量优选为0.010％以上，更优选为0.05％以上。另一方面，为了防止第二相的过量生成，使伸长率和扩孔性更加良好，在添加Mo的情况下，优选将其含量设为0.50％以下。Mo的含量更优选为0.3％以下。

Cr：0.50％以下

Cr通过促进第二相的生成而使钢板的强度进一步提高。为了得到这样的效果，Cr的含量优选为0.010％以上，更优选为0.1％以上。另一方面，为了防止第二相的过量生成，使伸长率和弯曲加工性更加良好，进一步防止表面氧化物的过量生成而使化成处理性更加良好，在添加Cr的情况下，其含量优选为0.50％以下。Cr的含量更优选为0.3％以下。

Cu:0.50％以下

Cu是通过固溶强化、并且生成第二相而使钢板的强度进一步提高的元素，可以根据需要进行添加。为了得到这样的效果，Cu的含量优选为0.05％以上，更优选为0.1％以上。另一方面，即使含有超过0.50％，效果也饱和，因此在添加Cu的情况下，其含量优选为0.50％以下。Cu的含量更优选为0.3％以下。

Ni:0.50％以下

Ni与Cu同样地也是通过固溶强化，并且促进第二相的生成而使钢板的强度进一步提高的元素，可以根据需要进行添加。为了得到这样的效果，Ni的含量优选为0.05％以上，更优选为0.1％以上。另外，如果与Cu同时添加，则具有抑制由Cu引起的表面缺陷的效果，因此，优选与Cu组合添加。另一方面，为了使凸焊部的熔敷界面的韧性良好，使凸焊部的耐延迟破坏特性更加良好，在添加Ni的情况下，其含量优选为0.50％以下。Ni的含量更优选为0.3％以下。

B:0.0030％以下

B通过促进第二相的生成而使钢板的强度进一步提高。另外，是不降低马氏体转变起点就能够确保淬透性的元素。并且，由于通过在晶界偏析而提高晶界强度，因此对进一步提高耐延迟破坏特性有效。为了得到这样的效果，B的含量优选为0.0002％以上，更优选为0.0005％以上。另一方面，使韧性良好，使耐延迟破坏特性更加良好，因此在添加B的情况下，优选将其含量设为0.0030％以下。B的含量更优选为0.0025％以下。

Ca:0.0050％以下

Ca是使硫化物的形状球状化而降低对扩孔性的负面影响的元素，可以根据需要进行添加。为了得到这样的效果，Ca的含量优选为0.0005％以上。另一方面，即使含有超过0.0050％，效果饱和，因此在添加Ca的情况下，优选将其含量设为0.0050％以下。Ca的含量更优选为0.003％以下。

REM：0.0050％以下

REM是与Ca同样地使硫化物的形状球状化而降低对扩孔性的负面影响的元素，可以根据需要进行添加。为了得到这样的效果，REM的含量优选为0.0005％以上。另一方面，由于即使含有超过0.0050％，效果饱和，在添加REM的情况下，优选将其含量设为0.0050％以下。REM的含量更优选为0.0015％以下。

Ta：0.100％以下

Ta是通过形成微细的碳氮化物而进一步使钢板的强度提高。为了得到这样的效果，Ta的含量优选为0.001％以上，更优选为0.010％以上。另一方面，由于使凸焊部的熔敷界面的韧性更加良好，使凸焊部的耐延迟破坏特性更加良好，因此在添加Ta的情况下，其含量优选为0.100％以下。Ta的含量更优选为0.050％以下。

W：0.500％以下

W通过形成微细的碳氮化物而使钢板的强度进一步提高。为了得到这样的效果，W的含量优选为0.001％以上，更优选为0.010％以上。另一方面，由于使凸焊部的熔敷界面的韧性更加良好，使凸焊部的耐延迟破坏特性更加良好，因此在添加W的情况下，其含量优选为0.500％以下。W的含量更优选为0.300％以下。

Sn：0.200％以下

Sn是抑制退火中的钢板表面的氧化，更适当地控制表层软化厚度，降低对扩孔性的负面影响的元素，可以根据需要进行添加。为了得到这样的效果，Sn的含量优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上。另一方面，由于使凸焊部的熔敷界面的韧性更加良好，使凸焊部的耐延迟破坏特性更加良好，因此，在添加Sn的情况下，其含量优选为0.200％以下。Sn的含量更优选为0.050％以下。

Sb：0.200％以下

Sb是抑制退火中的钢板表面的氧化，更适当地控制表层软化厚度，降低对扩孔性的负面影响的元素，可以根据需要进行添加。为了得到这样的效果，Sb的含量优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上。另一方面，为了使凸焊部的熔敷界面的韧性更加良好，使凸焊部的耐延迟破坏特性更加良好，因此，在添加Sb的情况下，其含量优选为0.200％以下。Sb的含量更优选为0.050％以下。

Mg：0.0050％以下

Mg是使硫化物的形状球状化而降低对扩孔性的负面影响的元素，可以根据需要进行添加。为了得到这样的效果，Mg的含量优选为0.0005％以上。另一方面，即使含有超过0.0050％，效果饱和，因此在添加Mg的情况下，优选将其含量设为0.0050％以下。Mg的含量更优选为0.0030％以下。

Zr：0.1000％以下

Zr是使夹杂物的形状球状化而降低对扩孔性的负面影响的元素，可以根据需要进行添加。为了得到这样的效果，Zr的含量优选为0.001％以上。另一方面，即使含有超过0.1000％，效果也饱和，因此在添加Zr的情况下，优选将其含量设为0.1000％以下。Zr的含量更优选为0.0030％以下。

Co：0.020％以下

Co是使夹杂物的形状球状化而降低对扩孔性的负面影响的元素，可以根据需要进行添加。为了得到这样的效果，Co的含量优选为0.001％以上。另一方面，即使含有超过0.020％，效果也饱和，因此在添加Co的情况下，优选将其含量设为0.020％以下。Co的含量更优选为0.010％以下。

Zn：0.020％以下

Zn是使夹杂物的形状球状化而降低对扩孔性的负面影响的元素，可以根据需要进行添加。为了得到这样的效果，Zn的含量优选为0.001％以上。另一方面，即使含有超过0.020％，效果也饱和，因此在添加Zn的情况下，优选将其含量设为0.020％以下。Zn的含量更优选为0.010％以下。

上述成分以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。

接下来，对本发明的高强度薄钢板的微观组织进行说明。本发明的高强度薄钢板的微观组织是包括以体积分率计5％～35％的铁素体、以体积分率计50％～85％的回火马氏体、以体积分率计20％以下的贝氏体的复合组织。另外，铁素体的平均晶体粒径为5μm以下，回火马氏体的平均晶体粒径为5μm以下。应予说明，这里所说的体积分率是相对于钢板的整体的体积分率，以下相同。另外，这里所说的平均晶体粒径是指与圆形相当的晶体粒径。

铁素体的体积分率：5％～35％

在铁素体的体积分率超过35％的组织中，难以获得1180MPa以上的拉伸强度。铁素体的体积分率优选为30％以下。另一方面，如果铁素体的体积分率小于5％，则过量生成第二相，因此伸长率劣化。因此，铁素体的体积分率为5％以上。铁素体的体积分率优选为10％以上，更优选为15％以上。另外，铁素体的体积分率优选为30％以下，更优选为28％以下。

铁素体的平均晶体粒径：5μm以下

如果铁素体的平均晶体粒径超过5μm，则在凸焊时使晶粒进一步粗大化而熔敷界面的韧性劣化，因此耐延迟破坏特性劣化。因此，铁素体的晶粒径为5μm以下。铁素体的平均晶体粒径优选为4μm以下。

回火马氏体的体积分率：50％～85％

为了确保1180MPa以上的拉伸强度，回火马氏体的体积分率为50％以上。另一方面，如果回火马氏体的体积分率超过85％，则延迟破坏时的裂纹生成部位增大，因此母材钢板和凸焊部的耐延迟破坏特性劣化。因此，回火马氏体的体积分率的上限为85％以下。回火马氏体的体积分率优选为75％以下。另外，回火马氏体的体积分率优选为60％以下。

回火马氏体的平均晶体粒径：5μm以下

如果回火马氏体的平均晶体粒径超过5μm，则在凸焊时晶粒进一步粗大化而凸焊部的韧性劣化，凸焊部的耐延迟破坏特性劣化。另外，在马氏体与铁素体的界面生成的空隙容易连接，扩孔性劣化。因此，其上限为5μm。回火马氏体的平均晶体粒径优选为4.5μm以下，更优选为4μm以下。

贝氏体：以体积分率计为0％～20％

贝氏体进一步提高钢板的强度，因此可以以体积分率计为20％以下含有。然而，贝氏体含有高位错密度，因此如果体积分率超过20％，则在扩孔试验时穿孔后过度地生成空隙，因此扩孔性劣化。因此，贝氏体的体积分率为20％以下。另外，贝氏体的体积分率可以为0％。贝氏体的体积分率优选为15％以下。

这里，铁素体、回火马氏体和贝氏体的体积分率的测定方法如下。首先，以与钢板的轧制方向平行的板厚截面(L截面)为观察位置的方式进行切断，将截面研磨后，利用3vol.％硝酸酒精进行腐蚀，得到观察面。使用SEM(扫描式电子显微镜)和FE-SEM(场发射扫描电子显微镜)，以3000倍的倍率观察观察面，得到组织照片。利用点计数法(基于ASTM E562－83(1988))测定各相的面积率，将该面积率视为体积分率。

另外，铁素体和回火马氏体的平均晶体粒径将由上述SEM、FE-SEM的组织照片而预先识别铁素体粒和回火马氏体晶粒的数据获取到Media Cybernetics公司的Image－Pro，计算照片中的全部铁素体粒和回火马氏体晶粒的圆当量直径，使这些值平均进行计算。

另外，本发明的高强度薄钢板的微观组织中，相对于回火马氏体和贝氏体的合计，在晶粒内包含5个以上粒径0.1μm和1.0μm的碳化物的回火马氏体和贝氏体的合计以体积分率计为85％以上。根据该构成，粒径0.1μm～1.0μm的微细的碳化物作为侵入到钢中的氢的捕获位点发挥功能，能够提高母材钢板和凸焊部的耐延迟破坏特性。应予说明，如上所述，贝氏体的体积分率可以为0％，在该情况下，包含5个以上粒径0.1μm～1.0μm的碳化物的回火马氏体的合计相对于全部回火马氏体以体积分率计为85％以上即可。应予说明，由于在铁素体中碳化物几乎不析出，在测定碳化物时不考虑铁素体。

相对于回火马氏体和贝氏体的合计，包含5个以上粒径0.1μm～1.0μm的碳化物的回火马氏体和贝氏体的合计以体积分率计小于85％时，成为捕获位点的碳化物的量并不充分，因此母材钢板和凸焊部的耐延迟破坏特性劣化。另外，如果碳化物的粒径小于0.1μm，则成为捕获位点的碳化物的总表面积变小，因此捕获的氢量不足，耐延迟破坏特性劣化。另一方面，如果碳化物的粒径超过1.0μm，则作为捕获位点的稳定的部位受限，即使暂时被捕获，氢也会扩散，因此耐延迟破坏特性劣化。并且，如果回火马氏体和贝氏体的晶粒内的碳化物的个数小于5个，则成为捕获位点的碳化物的量并不充分，因此耐延迟破坏特性劣化。相对于回火马氏体和贝氏体的合计，包含5个以上的粒径0.1μm～1.0μm的碳化物的回火马氏体和贝氏体的合计优选以体积分率计为88％以上，更优选以体积分率计为90％以上。

另外，包含粒径0.1μm～1.0μm的碳化物的回火马氏体晶粒和贝氏体晶粒相对于全部回火马氏体和贝氏体的合计的体积分率如下进行测定。首先，使用TEM(透射式电子显微镜)，在距钢板表面板厚1/4的位置，以20000倍观察钢板组织，计算在视场中的全部回火马氏体晶粒和贝氏体晶粒内存在的碳化物的粒径和个数。碳化物的粒径通过将预先识别碳化物的数据获取到Media Cybernetics公司的Image－Pro，计算圆当量直径而求出。计算在晶粒内包含5个以上的粒径0.1μm～1.0μm的碳化物的回火马氏体晶粒和贝氏体晶粒的合计的体积。另外，还计算全部回火马氏体和贝氏体的合计的体积。晶粒内包含5个以上粒径0.1μm～1.0μm的碳化物的回火马氏体晶粒和贝氏体晶粒的合计的体积除以全部回火马氏体和贝氏体的合计的体积，计算包含粒径0.1μm～1.0μm的碳化物的回火马氏体晶粒和贝氏体晶粒相对于全部回火马氏体和贝氏体的合计的体积分率。

并且，在本发明的高强度薄钢板中，以距钢板表面在板厚方向上20μm以下的区域中的C质量％和Mn质量％相对于距钢板表面100μm～200μm的区域中的C质量％和Mn质量％分别为20％以下。通过减少在距钢板表面板厚方向上20μm以下的区域中、即钢板表层部的C质量％和Mn质量％，能够增加凸焊时的初始的电流效率，抑制微小空隙的产生。如果距钢板表面在板厚方向上20μm以下的区域中的C质量％和Mn质量％超过距钢板表面100μm～200μm的区域中的C质量％和Mn质量％的20％，则在凸焊时在熔敷界面存在微小空隙，因此凸焊部的耐延迟破坏特性劣化。优选距钢板表面在板厚方向上20μm以下的区域中的C质量％为距钢板表面100μm～200μm的区域中的C质量％的15％以下，更优选为10％以下。并且，距钢板表面在板厚方向上20μm以下的区域中的Mn质量％为距钢板表面100μm～200μm的区域中的Mn质量％的15％以下，更优选为10％以下。距钢板表面板厚方向上20μm以下的区域中的C质量％相对于距钢板表面100μm～200μm的区域中的C质量％的比例的下限没有特别规定，优选为1％以上。另外，距钢板表面在板厚方向上20μm以下的区域中的Mn质量％的比例相对于距钢板表面为100μm～200μm的区域中的Mn质量％的下限没有特别规定，优选为1％以上。

距钢板表面在板厚方向上20μm以下的区域中的C质量％和Mn质量％相对于距钢板表面100μm～200μm的区域中的C质量％和Mn质量％的比例可以如下测定。首先，以与钢板的轧制方向平行的板厚截面(L截面)成为观察面的方式切出试样，用金刚石膏对观察面进行研磨。接着，使用氧化铝对观察面实施精研磨。使用电子射线纤维分析仪(EPMA；Electron Probe Micro Analyzer)对观察面的距钢板表面在板厚方向上200μm以下的范围在3个视场实施线分析，对于各视场，计算距钢板表面在板厚方向上20μm以下的区域中的C质量％和Mn质量％相对于距钢板表面100μm～200μm的区域中的C质量％和Mn质量％的比例，求出3个视场的平均值。

应予说明，本发明的高强度薄钢板的微观组织除了铁素体、回火马氏体、贝氏体以外，还可以包括残余奥氏体、珠光体和未结晶铁素体。其中，残余奥氏体的体积分率优选为10％以下，更优选为5％以下。珠光体的体积分率优选为10％以下，更优选为5％以下。未结晶铁素体的体积分率优选为10％以下，更优选为5％以下。

应予说明，残余奥氏体的体积分率如下进行测定。首先，对钢板在板厚方向(深度方向)研磨至板厚的1/4，得到观察面。通过X射线衍射法观察该观察面。以Mo的Kα射线为射线源，在加速电压50keV，使用X射线衍射装置(Rigaku公司制RINT2200)，测定铁的铁素体的[200]面、[211]面、[220]面和奥氏体的[200]面、[220]面、[311]面的X射线衍射线的积分强度。使用这些测定值，由“X射线衍射手册”(2000年)理学电机株式会社，根据p.26，62－64所述的计算式，求出残余奥氏体的体积分率。

珠光体和未再结晶铁素体的体积分率的测定方法如下。首先，以与钢板的轧制方向平行的板厚截面(L截面)成为观察位置的方式进行切断，研磨截面后，利用3vol.％硝酸酒精进行腐蚀，得到观察面。使用SEM(扫描式电子显微镜)和FE-SEM(场发射扫描电子显微镜)，以3000倍的倍率观察观察面，得到组织照片。根据点计数法(ASTM E562－83(1988))，测定各相的面积率，将该面积率视为体积分率。

另外，本发明的高强度薄钢板可以具备镀层。镀层的组成没有特别限定，可以为一般的组成。镀层可以根据任意方法形成，例如可以为热浸镀层或电镀层。另外，镀层可以进行合金化。镀覆金属没有特别限定，可以为镀Zn、镀Al等。

接下来，对本发明的高强度薄钢板的制造方法进行说明。应予说明，对于高强度薄钢板的制造方法，各温度范围只要没有特别说明，就是钢坯或钢板的表面温度。

在本发明的高强度薄钢板的制造方法中，对具有上述成分组成的钢坯，在精轧结束温度为850℃～950℃的条件下实施热轧，制成热轧板，

接着，将上述热轧板以30℃/s以上的第一平均冷却速度冷却到550℃以下的卷绕温度后，在该卷绕温度进行卷绕，

接着，对上述热轧板实施酸洗，

接着，对酸洗后的上述热轧板以30％以上的压下率实施冷轧，制成冷轧板，

接着，将上述冷轧板以600℃以上的温度区域的露点为－40℃～10℃、以3℃/s～30℃/s的平均加热速度加热到800℃～900℃的第一均热温度，在该第一均热温度保持30s～800s，

接着，将上述冷轧板以从上述第一均热温度到10℃/s以上的第二平均冷却速度冷却至350℃～475℃的第二均热温度，在该第二均热温度保持300s以下，

接着，将上述冷轧板以100℃/s以上的第三平均冷却速度冷却至室温，

接着，将上述冷轧板再加热到200℃～400℃的第三均热温度，在该第三均热温度保持180s～1800s，

接着，对上述冷轧板进行酸洗。

首先，制造具有上述成分组成的钢坯。首先，熔炼钢坯材，制成具有上述成分组成的钢水。熔炼方法没有特别限定，适用转炉熔炼、电炉熔炼等公知的熔炼方法中任一方法。使得到的钢水凝固，制造钢坯(板坯)。由钢水制造钢坯的方法没有特别限定，可以使用连续铸造法、开坯法或薄板坯铸造法等。为了防止宏观偏析，钢坯优选由连续铸造法进行制造。

接着，对制成的钢坯在精轧结束温度为850℃～950℃的条件下实施热轧，制成热轧板。在一个例子中，如上述那样将制造的钢坯暂时冷却到室温，其后，板坯加热后进行轧制。板坯加热温度从碳化物的熔解、降低轧制载荷的观点考虑，优选为1100℃以上。另外，为了防止氧化皮损耗的增大，优选将板坯加热温度设在1300℃以下。

另外，热轧可以应用节能工艺进行。作为节能工序，可以举出不将所制造的钢坯冷却至室温，直接将温片装入加热炉，进行热轧的直送轧制；或者将制成的钢坯进行略微保热后立即进行轧制的直接轧制等。

热轧的精轧结束温度为850℃～950℃

通过钢板内的组织均匀微细化和材质的各向异性降低，提高退火后的母材钢板和凸焊部的耐延迟破坏特性，因此，热轧的精轧需要在奥氏体单相区域结束。因此，热轧的精轧结束温度为850℃以上。另一方面，如果精轧结束温度超过950℃，则热轧板的组织变得粗大，退火后的晶粒也粗大化，扩孔性以及母材钢板和凸焊部的耐延迟破坏特性劣化。因此，热轧的精轧结束温度为850℃～950℃。热轧的精轧结束温度优选为880℃以上。另外，热轧的精轧结束温度优选为920℃以下。

30℃/s以上的第一平均冷却速度

接着，将热轧板以30℃/s以上的第一平均冷却速度冷却至550℃以下的卷绕温度。热轧结束后在冷却过程中奥氏体发生铁素体转变，如果冷却速度变慢，则铁素体粗大化，因此热轧结束后实施快速冷却，使组织均质化。因此，热轧结束后的热轧板以30℃/s以上的第一平均冷却速度冷却至550℃以下。热轧结束后的热轧板优选以35℃/s以上的第一平均冷却速度冷却至550℃以下。如果第一平均冷却速度小于30℃/s，则铁素体粗大化，因此热轧板的钢板组织变得不均质，扩孔性以及母材钢板和凸焊部的耐延迟破坏特性劣化。第一平均冷却速度的上限没有特别规定，从生产技术上的制约考虑，优选为250℃/s，更优选为100℃/s以下。

550℃以下的卷绕温度

接着，将冷却至550℃以上的卷绕温度的热轧板以550℃以下的卷绕温度进行卷绕。如果卷绕温度超过550℃，则在热轧板的钢板组织中过量地生成铁素体和珠光体，得不到均匀微细的组织，在最终得到的高强度薄钢板的组织中铁素体和回火马氏体的平均晶体粒径粗大化，组织不均质，扩孔性、母材钢板的耐延迟破坏特性和凸焊部的耐延迟破坏特性劣化。卷绕温度优选为500℃以下。卷绕温度的下限没有特别规定，如果卷绕温度变成低温，则过量地生成硬质的马氏体，冷轧负荷增大，因此卷绕温度优选为300℃以上。

接着，在卷绕后、冷轧前，出于除去热轧板表面的氧化皮的目的，对热轧板实施酸洗。酸洗条件可以适当地进行设定。

接着，对酸洗后的热轧板以30％以上的压下率实施冷轧，制成冷轧板。在本发明中，以30％以上的压下率实施冷轧。如果压下率小于30％，则铁素体的再结晶没有被促进，铁素体和马氏体粗大化，扩孔性、耐延迟破坏特性和伸长率劣化。应予说明，压下率的上限没有特别规定，从生产技术上的制约考虑，优选为95％以下。

接着，为了使再结晶进行，并且在钢板组织中形成微细的铁素体、马氏体和贝氏体，使钢板高强度化，对冷轧板实施退火。具体而言，将冷轧板以600℃以上的温度区域的露点为－40℃～10℃、以3℃/s～30℃/s的平均加热速度加热到800℃～900℃的第一均热温度，在该第一均热温度保持30s～800s，接着，从上述第一均热温度以10℃/s以上的第二平均冷却速度冷却至350℃～475℃的第二均热温度，在该第二均热温度保持300s以下，接着，以100℃/s以上的第三平均冷却速度冷却至室温，接着，再加热到200℃～400℃的第三均热温度，以该第三均热温度保持180s～1800s。

首先，将冷轧板以600℃以上的温度区域的露点为－40℃～10℃、以3℃/s～30℃/s的平均加热速度加热至800℃～900℃的第一均热温度，在该第一均热温度保持30s～800s。以下，也将在800℃～900℃的第一均热温度保持30s～800s称为“第一均热”。

平均加热速度：3℃/s～30℃/s

通过将冷轧板以3℃/s～30℃/s的平均加热速度加热到800℃～900℃的第一均热温度，从而能够使退火后得到的晶粒微细化。如果迅速地加热冷轧板，则再结晶不易进行，进一步产生具有各向异性的晶粒。另外，铁素体的体积分率增加，另一方面，回火马氏体的体积分率降低，难以形成1180MPa以上的拉伸强度，伸长率、扩孔性以及母材钢板和凸焊部的耐延迟破坏特性劣化，因此平均加热速度为30℃/s以下。另外，如果加热速度过小，则铁素体、马氏体粒粗大化，不形成规定的平均晶体粒径，扩孔性、母材钢板和凸焊部的耐延迟破坏特性劣化，因此平均加热速度为3℃/s以上。到冷轧板的800℃～900℃的第一均热温度为止的平均加热速度优选为5℃/s以上。

600℃以上的温度区域的露点：－40℃～10℃

为了减少退火后的钢板表层部的C质量％和Mn质量％，在到第一均热温度为止的加热和第一均热中，600℃以上的温度区域的露点为－40℃～10℃。应予说明，在退火炉内，如果钢板的表面温度为600℃以上的区域的露点为－40℃～10℃，则600℃以上的温度区域的露点为－40℃～10℃。则露点小于－40℃，表层部的C质量％和Mn质量％增加，凸焊部的耐延迟破坏特性劣化。600℃以上的温度区域的露点优选为－30℃以上。通过将露点设为－30℃以上，则距钢板表面板厚方向上20μm以下的区域中的C质量％小于距钢板表面100μm～200μm的区域中的C质量％的10％，耐延迟破坏特性进一步提高。另一方面，如果露点超过10℃，则退火后的钢板表层部的Mn质量％增加，凸焊部的耐延迟破坏特性劣化。600℃以上的温度区域的露点优选为5℃以下。

第一均热温度：800℃～900℃

第一均热温度为铁素体和奥氏体这2相域的温度区域的规定的温度。如果第一均热温度小于800℃，铁素体分率增加，回火马氏体的体积分率减少，因此难以确保强度。因此，第一均热温度为800℃以上。另一方面，如果均热温度过高，则为奥氏体单相区域的均热，奥氏体的晶粒生长显著，晶粒粗大化，从而最终得到的回火马氏体的平均晶体粒径变大，并且回火马氏体的体积分率增加，伸长率、扩孔性以及母材钢板和凸焊部的耐延迟破坏特性劣化。因此，第一均热温度为900℃以下。第一均热温度优选为880℃以下。

第一均热温度下的保持时间：30s～800s

为了使再结晶进行，并且使一部分的组织发生奥氏体转变，在第一均热温度保持30s以上。如果第一均热温度下的保持时间小于30s，则铁素体的体积分率增加，回火马氏体的体积分率降低，拉伸强度劣化。另一方面，如果第一均热温度下的保持时间超过800s，则有助于Mn的宏观偏析，因此扩孔性、母材钢板和凸焊部的耐延迟破坏特性劣化。因此，第一均热温度下的保持时间为800s以下。保持时间优选为600s以下。通过将保持时间设在600s以下，从而距钢板表面板厚方向上20μm以下的区域中的Mn质量％小于距钢板表面100μm～200μm的区域中的Mn质量％的10％，耐延迟破坏特性提高。

接着，将冷轧板从第一均热温度以10℃/s以上的第二平均冷却速度冷却至350℃～475℃的第二均热温度，在该第二均热温度保持300s以下后，以100℃/s以上的第三平均冷却速度冷却至室温。以下，也将在第二均热温度保持300s以下称为“第二均热”。

第二平均冷却速度：10℃/s以上

第一均热后，从第一均热温度到室温以10℃/s以上的第二平均冷却速度进行冷却。如果平均冷却速度小于10℃/s，则冷却中进行铁素体转变，铁素体的体积分率增加，另外，拉伸强度和扩孔性劣化。第二平均冷却速度的上限没有特别限定，从生产技术上制约考虑，优选为200℃/s以下，更优选为100℃/s以下，进一步更优选为50℃/s以下。

第二均热温度：350℃～475℃

如果均热后的冷却停止温度小于350℃，则一部分奥氏体晶粒发生马氏体转变，通过其后的回火处理使碳化物粗大化，因此成为氢捕获位点的碳化物变得不充分，耐延迟破坏特性劣化。另外，如果均热后的冷却停止温度超过475℃，则珠光体过量地生成，因此回火马氏体的体积分率降低，并且铁素体的体积分率增加，拉伸强度和扩孔性劣化。第二均热温度优选为450℃以下。

第二均热温度的保持时间：300s以下

上述冷却后，为了生成贝氏体，在350℃～475℃的规定的第二均热温度保持300s以下。如果保持时间超过300s，则贝氏体的体积分率增加，扩孔性劣化。另外，回火马氏体晶粒和贝氏体晶粒中包含的粒径0.1μm～1.0μm的碳化物的个数减少，母材钢板和凸焊部的耐延迟破坏特性劣化。因此，第二均热温度下的保持时间为300s以下。第二均热温度下的保持时间优选为200s以下。第二均热温度下的保持时间的下限没有特别限制，可以为0s。

第三平均冷却速度：100℃/s以上

在本发明中是极重要的发明构成要件。第二均热后，为了使残存的奥氏体进行马氏体转变，将冷轧板以100℃/s以上的第三平均冷却速度进行冷却。如果第三平均冷却速度小于100℃/s，则通过其后的回火处理，使碳化物粗大化，因此成为氢捕获位点的微细的碳化物的量变得不充分，母材钢板和凸焊部的耐延迟破坏特性劣化。第三平均冷却速度优选为150℃/s以上，更优选为200℃/s以上。应予说明，冷却方法只要得到100℃/s以上的第三平均冷却速度即可，例如可以举出气冷、雾冷和水冷等。从成为低成本的观点考虑，优选以水冷进行冷却。第三平均冷却速度的上限没有特别限定，从生产技术上的制约考虑，优选为2000℃/s以下，更优选为1200℃/s以下。

接着，将冷却至室温的冷轧板再加热到200℃～400℃的第三均热温度，在该第三均热温度保持180s～1800s。通过该回火处理，马氏体被回火，耐延迟破坏特性提高。

第三均热温度：200℃～400℃

如果第三均热温度小于200℃或超过400℃，则无法充分得到粒径0.1μm～1.0μm的微细的碳化物，因此不充分得到成为氢捕获位点的碳化物，母材钢板和凸焊部的耐延迟破坏特性劣化。

第三均热温度下的保持时间：180s～1800s

同样，如果第三均热温度小于180s或超过1800s，则无法充分得到粒径0.1μm～1.0μm的微细的碳化物，成为氢捕获位点的碳化物不足，母材钢板和凸焊部的耐延迟破坏特性劣化。第三均热温度下的保持时间优选为1500s以下。

酸洗处理

接着，对回火处理后的冷轧板进行酸洗。酸洗为了除去在钢板表层浓化的Si和Mn等的氧化物而实施。如果不进行酸洗，则无法除去这些氧化物，Si和Mn等合金元素在钢板表面过度地浓化，凸焊部的耐延迟破坏特性劣化。应予说明，酸洗条件没有特别限定，盐酸、硫酸等常用的酸洗方法均可应用，优选在pH为1.0～4.0、温度为10℃～100℃、浸渍时间为5s～200s的条件下进行酸洗。

可以在酸洗后对高强度薄钢板实施镀覆处理。镀覆金属的种类没有特别限定，在一个例子中为锌。作为镀锌处理，可以例示在热浸镀锌处理和热浸镀锌处理后进行合金化处理的合金化热浸镀锌处理。在实施热浸镀锌的情况下，浸渍于镀锌浴的高强度薄钢板的温度优选为(热浸镀锌浴温度－40)℃～(热浸镀锌浴温度 50)℃。如果浸渍在镀浴的高强度薄钢板的温度为(热浸镀锌浴温度－40)℃以上，则在钢板浸渍于镀浴时，能够更适宜地防止熔融锌的凝固，提高镀覆外观。另外，如果浸渍于镀覆浴的高强度薄钢板的温度在(热浸镀锌浴温度 50)℃以下，则量产率更加良好。

另外，热浸镀锌后，可以在450℃～600℃的温度区域对镀锌实施合金化处理。通过在450℃～600℃的温度区域实施合金化处理，从而镀锌中的Fe浓度为7％～15％，热浸镀锌的密合性、涂装后的耐腐蚀性提高。

热浸镀锌优选使用含有0.10％～0.20％的Al的镀锌浴。另外，镀覆后，为了调整镀覆的单位面积重量，可以进行擦拭。

另外，可以对酸洗后的高强度薄钢板实施调质轧制。在对酸洗后的高强度薄钢板实施调质轧制的情况下，调质轧制的伸长率优选为0.05％～2.0％。

实施例

以下，对本发明的实施例进行说明。但是，本发明并不受下述实施例限制，也可以适合本发明的范围内适当地变更实施，这些均包含于本发明的技术范围内。

对具有表1所示的化学组成的钢坯材进行熔炼，进行连续铸造，制造钢坯。接着，将热轧加热温度设为1250℃、将精轧结束温度(FDT)设为表2所示的条件，对钢坯实施热轧，得到热轧板。接着，将热轧板以表2所示的第一平均冷却速度(冷速1)冷却至卷绕温度(CT)，以该卷绕温度进行卷绕。接着，对热轧板进行酸洗后，以表2所示的压下率实施冷轧，制造冷轧板(板厚：1.4mm)。将如此得到的冷轧板供给于连续退火炉(CAL)，实施以下的退火。首先，将冷轧板以表2所示的平均加热速度进行加热，在表2所示的第一均热温度和均热时间(第一保持时间)下进行退火。接着，将冷轧板以表2所示的第二平均冷却速度(冷速2)冷却至第二均热温度。接着，将冷轧板在该第二均热温度保持表2所示的时间(第二保持时间)后，以第三平均冷却速度(冷速3)冷却至室温。接着，作为回火处理，将冷轧板再加热到第三均热温度，在该第三均热温度保持表2所示的时间(第三保持时间)后，进行酸洗，得到钢板。

从制成的钢板以轧制直角方向成为长边方向(拉伸方向)的方式采取JIS5号拉伸试验片，通过基于JIS Z2241(1998)的拉伸试验，测定拉伸强度(TS)和伸长率(EL)。

扩孔率按照JIS Z2256(2010)进行测定。在间隙12.5％下，冲裁的孔，以毛刺在模具侧的方式安装于试验机。接着，利用60°的锥形冲头冲孔，将在孔的边缘产生的裂纹至少在1个位置在厚度方向贯通时的孔的直径的扩孔量以贯通时的孔的直径相对于初始的孔的直径的比表示，得到扩孔率(λ)。将具有λ(％)为50％以上的钢板制成具有良好的扩孔性的钢板。

母材钢板的耐延迟破坏特性如下测定。首先，从制造的钢板以轧制方向作为长边方向，切出30mm×100mm的钢片。对该钢片的端面进行研削加工。进一步将钢片在长边方向进行U字弯曲加工时在对置的位置设置2个螺栓孔，制成试验片。对试验片，使用冲压成型机，将冲孔前端部的曲率半径设为10mm实施180°的U字弯曲加工。U字弯曲加工后，试验片通过回弹(弹性恢复)变形，从而使对置的面彼此偏离(U字向外侧开口)。这样，向引起回弹的试验片的螺栓孔插入螺栓，以对置的面彼此的间隔成为20mm或25mm的方式进行螺栓紧固，对试验片负载应力。将进行了螺栓紧固的试验片浸渍在25℃的3.0％NaCl 0.3％NH4SCN水溶液中，进行将该试验片作为阴极的电解充电，在试验片的钢中侵入氢。电流密度为1.0mA/cm²，对极为铂。对置的面彼此的间隔为25mm的试验片从浸渍开始100小时后也没有断裂的情况评价为母材钢板的耐延迟破坏特性良好(○)，将对置的面彼此的间隔为20mm的试验片从浸渍开始起100小时后也没有断裂的情况也评价为母材钢板的耐延迟破坏特性特别良好(◎)。

凸焊部的耐延迟破坏特性如下进行了测定。首先，从所制造的钢板采取50mm×150mm的试验片，对中央部开一个直径10mm的孔。将该试验片和具有4点突出部的M6焊接用螺母以试验片的孔的中心和螺母的孔的中心一致的方式安装于交流焊接机。使用安装于该交流焊接机的伺服马达加压式单相交流(50Hz)的焊枪，使试验片与焊接用螺母进行凸焊，制成具有凸焊部的试验片。应予说明，焊枪中具备使用的一对电极芯片成为平型的电极。焊接条件是加压力为3000N，通电时间为7次循环(50Hz)，焊接电流为12kA，保持时间为10次循环(50Hz)。在具有凸焊部的试验片的螺母孔中固定螺栓，置于垫片上。接着，基于JIS B 1196(2001)的压痕剥离试验，将螺栓拧入焊接的螺母，以载荷中心尽可能与螺栓的中心一致的方式在螺栓的头部缓缓施加压缩载荷，测定螺母从钢板剥离时的载荷。将此时的剥离强度设为PS。利用与上述相同的方法制成固定了螺栓的试验片，负载0.5×PS和0.7×PS的载荷。其后，在室温下浸渍盐酸水溶液(pH＝2.2)，评价螺母从钢板剥离的时间。在负载了0.5×PS的载荷的情况下，将100小时后也没有断裂的情况评价为凸焊部的耐延迟破坏特性良好(○)，在负载了0.7×PS的载荷的情况下，将100小时后也没有断裂的情况评价为凸焊部的耐延迟破坏特性特别良好(◎)。

根据上述方法，算出制造的钢板中的铁素体、回火马氏体和贝氏体的体积分率、铁素体和回火马氏体的平均晶体粒径。另外，根据上述的方法，计算残余奥氏体、珠光体和未结晶铁素体的体积分率。

另外，根据上述的方法，计算包含粒径0.1μm～1.0μm的碳化物的回火马氏体晶粒和贝氏体晶粒相对于全部回火马氏体和贝氏体的合计的体积分率。并且，根据上述方法，测定距钢板表面板厚方向上为20μm以下的区域中的C质量％和Mn质量％相对于距钢板表面100μm～200μm的区域中的C质量％和Mn质量％的比例。

将钢板组织、拉伸强度、伸长率、扩孔性以及母材钢板和凸焊部的耐延迟破坏特性的测定结果示于表3。

[表1]

下划线表示本发明的适当范围外。

发明例的拉伸强度、伸长率、扩孔率、母材钢板的耐延迟破坏特性以及凸焊部的耐延迟破坏特性均优异。与此相对，比较例的拉伸强度、伸长率、扩孔率、母材钢板的耐延迟破坏特性以及凸焊部的耐延迟破坏特性中的任一个以上劣化。