JP6044576B2 - 成形性および耐水素脆性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車等、輸送機器の構造部材用として好適な薄鋼板に係り、とくに引張強さTS：1180MPa以上の高強度を有しながら、成形性および耐水素脆性に優れた高強度薄鋼板を製造するための焼鈍用原板およびそれを利用した高強度薄鋼板およびその製造方法に関する。

近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費向上が要望され、自動車車体の軽量化が指向されて、自動車部材への高強度鋼板の適用が進められている。さらに最近では、衝突時の乗員の安全性確保という観点から、引張強さTS：980MPa以上と特に高い強度領域で、かつ板厚の薄い高強度鋼板の自動車構造部材への適用が積極的に進められている。
しかしながら、一般的に、鋼板を高強度化すると、延性や曲げ性などの加工性（成形性）が低下する。そのため、高強度と優れた成形性とを兼備する高強度鋼板が強く要望されている。さらに、引張強さ：1180MPa以上とさらに高い強度領域では、使用環境から鋼板中に侵入する水素により鋼板が脆化する、いわゆる水素脆性や遅れ破壊と呼ばれる現象が生じるため、水素脆性や遅れ破壊を回避できる、耐水素脆性、あるいは耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板が要望されている。

このような要望に対して、例えば特許文献１には、高延性および耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術では、重量％で、C：0.05〜0.3％、Si：0.3〜1.6％、Mn：4.0〜7.0％、Al：0.5〜2.0％、Cr：0.01〜0.1％、Ni：0.02〜0.1％、Ti：0.005〜0.03％、B：5〜30ppm、Sb：0.01〜0.03％、およびS：0.008％以下を含む組成の鋼スラブを、1150〜1250℃での温度範囲で加熱後、880〜920℃の温度範囲で熱間仕上圧延を行ない、550〜650℃の温度で巻取り、酸洗したのち、30〜60％の冷間圧下率で冷間圧延し、670〜750℃の温度範囲で60ｓ以上保持して連続焼鈍し、あるいは620〜720℃の温度範囲で１〜25ｈ箱焼鈍し、冷却して、高強度冷延鋼板とするとしている。特許文献１に記載された技術では、4.0〜7.0％とMn含有量を高め、残留オーステナイト（γ）量を増加させ、さらに0.5〜2.0％とAl含有量を高めることにより、オーステナイトの安定性と遅れ破壊の抵抗性を高めることができるとしている。特許文献１に記載された鋼板は、耐遅れ破壊特性に優れ、自動車用補強材及び衝撃吸収材などの曲げ加工を施される部材用として好適であるうえ、一般的な水準のドローイング加工が可能であるとしている。

また、特許文献２には、質量％で、C：0.10〜0.40％、Si：0.6〜3.0％、Mn：1.0〜3.5％、Al：3％以下を含む組成で、面積率でマルテンサイトが95％以上で、鋼板表面から板厚方向に深さ10μmの位置から板厚の1/4深さの位置までの組織が、旧γ粒径、転位密度、マルテンサイト中の固溶C濃度、旧γ粒界の長さに対する旧γ粒界に析出した炭化物の長さの割合、から成る関係式を満足する組織を有し、引張強さが1180MPa以上である耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板が記載されている。特許文献２に記載された技術によれば、引張強さが1180MPa以上と高強度であっても、十分に優れた耐遅れ破壊性を発揮できる鋼板とすることができるとしている。

また、特許文献３には、質量比で、C：0.15〜0.25％、Si：1.0〜3.0％、Mn：1.5〜2.5％、Al：0.01〜0.05％、N：0.005％未満を含む組成の鋼スラブに、1200℃以上に加熱したのち、仕上げ圧延出側温度800℃以上の条件で熱間圧延し、酸洗、冷間圧延し、ついで連続焼鈍に際し、Ac₁変態点〜Ac₃変態点の温度範囲で30〜1200ｓ保持し、100℃/s以下の平均冷却速度で800〜600℃まで冷却し、引続き100〜1000℃/ｓの平均冷却速度で100℃以下まで冷却し、ついで、再加熱して100〜300℃の温度範囲で120〜1800ｓ保持する焼戻処理を施す、耐遅れ破壊性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献３に記載された技術によれば、体積率で40〜85％の焼戻マルテンサイト相、体積率で15〜60％のフェライト相を含む組織を有し、引張強さ1320MPa以上の高強度冷延鋼板が得られるとしている。特許文献３に記載された技術では、VやMo等の合金コストを著しく上昇させる遷移金属元素や、鋳造欠陥を誘引する可能性があるAlを過剰に含まない組成とし、転位密度の高い焼戻しマルテンサイト相を母相とした組織中に転位密度の低いフェライト相を分散させた組織とすることで、耐遅れ破壊特性が改善されるとしている。

また、特許文献４には、質量％で、C：0.10〜0.25％、Si：1.0〜3.0％、Mn：1.0〜3.0％、Al：1.5％以下、Cr：0.003〜2.0％を含み、P：0.010％以下、S：0.002％以下あるいはS：0.004〜0.01％で、［Mn］×1000［S］が2.2以下、または12.5〜25を満足する組成と、残留γを1％以上含み、残留願の平均軸比が５以上、平均短軸長さが1μm以下で、残留γ粒間の再隣接距離が1μm以下である組織を有する、耐水素脆性に優れた引張強さ：1180MPa以上である超高強度薄鋼板が記載されている。特許文献４に記載された技術では、P、Sを著しく低減し、MnとSが適切に制御されているため、耐水素脆性が著しく向上するとしている。

また、特許文献５には、質量％で、C：0.07〜0.25％、Si：0.3〜2.5％、Mn：1.5〜3.0％、Ti：0.005〜0.09％、B：0.0001〜0.01％、Al：2.5％以下、N：0.0005〜0.0100％を含む組成と、フェライトを主とし、1μm以下のブロックサイズより構成されるマルテンサイトを含み、フェライトの体積率が60％以上で、マルテンサイト中のC濃度が0.3〜0.9％である組織を有し、降伏比を0.75以下で、延性及び耐遅れ破壊特性の良好な、引張最大強度900MPa以上を有する高強度鋼板が記載されている。

また、特許文献６には、質量％で、C：0.15〜0.20％、Si：1.0〜2.0％、Mn：1.5〜2.5％、Al：0.01〜0.05％、N：0.005％以下、Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下、B：5〜30ppmを含む組成と、焼戻マルテンサイト相を体積率で97％以上、残留γ相を体積率で3％未満である組織とを有し、引張強さ：1470MPa以上、降伏比：0.80以上である、曲げ加工性および耐遅れ破壊性に優れる高強度冷延鋼板が記載されている。特許文献６に記載された技術では、Siを添加して、マルテンサイト相の加工硬化能を上昇させ、さらには、焼戻中の炭化物の粗大化を抑制し、組織中に炭化物を微細、均一に分散させて、曲げ加工時のき裂の発生、進展を抑制し、曲げ加工性を向上するとしている。

また、特許文献７には、質量％で、C：0.12〜0.25％、Si：1.0〜3.0％、Mn：1.5〜3.0％、Al：0.4％以下を、（Si＋Mn）／Mn：0.74〜1.26を満足するように含み、ベイニティックフェライト：50％以上、ポリゴナルフェライト：5〜35％、ポリゴナルフェライトの平均粒径：10μm以下、残留γ：5％以上を含む組織を有する、成形性、耐遅れ破壊性に優れた高強度複合組織鋼板が記載されている。特許文献７に記載された技術では、ベイニティックフェライト中にポリゴナルフェライトを微細に分散することにより、引張強さ：980MPaレベル以上を確保しつつ、なお成形性（伸び−伸びフランジ性）が良好で、スポット溶接性や耐遅れ破壊性にも優れる鋼板とすることができるとしている。

特表2011-523442号公報 特開2013-104081号公報 特開2012-12642号公報 特開2011-190474号公報 特開2011-111671号公報 特開2010-215958号公報 特開2007-321237号公報

特許文献１〜７に記載された技術では、鋼板の化学組成の調整、構成相の分率や形態の調整、あるいは介在物の制御などを介して、耐遅れ破壊特性を向上させるとしている。しかし、特許文献１〜７に記載された技術では、材料の成分設計や組織設計の自由度に大きな制限を設けることになり、しかも得られる特性もある限定された範囲に制限される。
本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、引張強さTS：1180MPa以上の高強度を有し、成形性および耐水素脆性に優れた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。ここで「成形性に優れる」とは、強度−延性バランスTS×Elが16000MPa％以上、好ましくは18000MPa％以上である場合をいう。

本発明者らは、上記した目的を達成するため、引張強さTS：1180MPa以上を有する高強度鋼板の、強度と成形性、耐水素脆性との両立について鋭意検討した。その結果、高強度鋼板を基板にして、該基板の表面に成形性、耐水素脆性に富む軟質層を形成することにより、すなわち、板厚方向に特性が変化する材料とすることにより、相反する特性である強度と成形性、耐水素脆性の両立が可能となることに見出した。

本発明者らは、高強度を有する基板部の片側あるいは両側に軟質層を形成した材料（鋼板）では、塑性変形に際し、基板部が軟質層により拘束されながら、変形するため、基板部（鋼板）が単体で塑性変形するのに比較して、格段に延性が改善し、さらに、表層に存在する軟質層の影響で、水素脆性の発生が軽減されることに思い至った。
本発明者らは、界面の密着性や、生産性の問題から、上記したような板厚方向に特性が変化する材料を、従来とは異なる製造プロセスを適用して製造することに思い至った。

従来とは異なる製造プロセスとして、本発明者らは、コールドスプレー法に着目した。
コールドスプレー法は、表面改質技術の一つであり、低温の高速作動ガスによって粒子を加速させて、基材表面に皮膜を形成するために利用されている（例えば、榊和彦：表面技術、vol.59、N0.8、2008、p.490〜494）。
本発明者らは、コールドスプレー法の製造条件や、使用する基板、スプレーする粒子の性質を厳密に制御して、より厚みのある層構造を形成する手段として利用することに思い至った。そして、本発明者らは、低温の高速作動ガスによって粒子を加速させて、基材表面に衝突させ、堆積させるというコールドスプレー法の技術的特徴から、得られる層（堆積層）が、空隙が少なく所望の厚さに制御でき、かつ優れた界面密着性をも実現できることを見出した。

また、本発明者らは、更なる検討により、引張強さTS：1180MPa以上の高強度を有しながら、TS×Elが16000MPa以上を有する薄鋼板とするためには、最終的に、基板部が質量％でC：0.10％以上で、かつMneqが2.5以上の組成を有し、板厚中央位置でビッカース硬さが400HV以上となること、さらに基板表面に形成される軟質層が、C：0.10％未満で、かつMneqが2.5未満であり、フェライト分率が面積率で50％以上である組織を有することが必要であることを知見した。

さらに、本発明者らは、基板表面にコールドスプレー法を用いて堆積層を形成した薄鋼板を焼鈍用原板とし、該焼鈍用原板に熱処理、あるいは冷間圧延および熱処理（焼鈍処理）を施して基板部の材質を調整すれば、用途に適応した、高強度と高延性、さらには優れた耐水素脆性とを兼備した高強度薄鋼板が容易に製造できることに思い至った。堆積層を形成したのちに、熱処理、あるいは冷間圧延と熱処理とを施せば、基板と堆積層との界面近傍で相互拡散が生じ、界面の密着性を効果に高めることができ、また、堆積層では熱処理で、あるいは加工後の熱処理で、回復、再結晶によりさらに軟質化が促進され、また、板厚中央の基板部では、熱処理、あるいは加工と熱処理により、強度の高い組織に調整することができ、高強度と優れた延性、さらには優れた耐水素脆性を兼備した高強度薄鋼板とすることができることを知見した。

また、基板を、冷延薄鋼板、とくに冷延圧下率：20〜90%の冷間圧延を施された冷延鋼板とすることにより、焼鈍処理を施すのみで、高強度と優れた延性を兼備した高強度冷延薄鋼板とすることができることを知見した。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は、つぎの通りである。

（１）基板部と、該基板部の少なくとも一方の側にコールドスプレー法による堆積層を有してなる薄鋼板製焼鈍用原板であって、前記基板部が、質量％で、C：0.10％以上を含み、合金元素を次（１）式
Mneq＝Mn＋0.26×Si＋1.3×Cr＋3.5×P＋2.68×Mo＋180×B＋0.37×Ni＋0.46×Cu ‥‥（１）
（ここで、Mn、Si、Cr、P、Mo、B、Ni、Cu：各元素の含有量（質量％））
で定義されるMneqが2.5以上を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する熱延薄鋼板からなり、前記堆積層が、質量％で、C：0.10％未満を含み、合金元素を前記（１）式で定義されるMneqが2.5未満を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする焼鈍用原板。

（２）（１）において、前記堆積層が、片面当たり10μm以上500μm以下であることを特徴とする焼鈍用原板。
（３）（１）または（２）において、前記基板部に代えて、基板部が、質量％で、C：0.10％以上を含み、合金元素を前記（１）式で定義されるMneqが2.5以上を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する冷延薄鋼板からなることを特徴とする焼鈍用原板。

（４）基板の少なくとも一方の表面にコールドスプレー法による堆積層を形成してなる薄鋼板製焼鈍用原板の製造方法であって、前記基板を、質量％で、C：0.10％以上を含み、合金元素を次（１）式
Mneq＝Mn＋0.26×Si＋1.3×Cr＋3.5×P＋2.68×Mo＋180×B＋0.37×Ni＋0.46×Cu ‥‥（１）
（ここで、Mn、Si、Cr、P、Mo、B、Ni、Cu：各元素の含有量（質量％））
で定義されるMneqが2.5以上を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する熱延薄鋼板とし、前記堆積層が、前記基板の少なくとも一方の表面に、質量％でC：0.10％未満で、かつ前記（１）式で定義されるMneqが2.5未満を満足する鉄基粒子を、加熱した作動ガスと混合したのち、スプレーノズルを用いて吹付けるコールドスプレー法で形成してなることを特徴とする焼鈍用原板の製造方法。

（５）（４）において、前記鉄基粒子が、粒子径：1〜100μmであることを特徴とする焼鈍用原板の製造方法。
（６）（４）または（５）において、前記加熱した作動ガスの温度が、500〜1000℃の範囲の温度であることを特徴とする焼鈍用原板の製造方法。
（７）（４）ないし（６）のいずれかにおいて、前記堆積層が、片面当たり10μm以上500μm以下であることを特徴とする焼鈍用原板の製造方法。

（８）（４）ないし（７）のいずれかにおいて、前記基板に代えて、基板が、質量％で、C：0.10％以上を含み、合金元素を前記（１）式で定義されるMneqが2.5以上を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する冷延薄鋼板であることを特徴とする焼鈍用原板の製造方法。
（９）（１）または（２）に記載の焼鈍用原板に、さらに、冷間圧延と焼鈍処理とを、施してなる基板部と該基板部の少なくとも一方の側に軟質層を有する薄鋼板であって、前記基板部が、質量％で、C：0.10％以上、合金元素を前記（１）式で定義されるMneqが2.5以上を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、板厚中央位置でビッカース硬さで400HV以上の硬さを有し、前記軟質層が、質量％で、C：0.10％未満を含み、あるいはさらに他の合金元素を前記（１）式で定義されるMneqが2.5未満を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、表面から板厚方向に10μmまでの領域で、気孔率が面積率で10％未満で、かつフェライト相が面積率で50％以上である組織を有する層であることを特徴とする成形性と耐水素脆性に優れた高強度薄鋼板。

（１０）（３）に記載の焼鈍用原板に、さらに、焼鈍処理を施してなる基板部と該基板部の少なくとも一方の側に軟質層を有する薄鋼板であって、前記基板部が、質量％で、C：0.10％以上を含み、合金元素を前記（１）式で定義されるMneqが2.5以上を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、ビッカース硬さで400HV以上の硬さを有し、前記軟質層が、質量％で、C：0.10％未満を含み、あるいはさらに他の合金元素を前記（１）式で定義されるMneqが2.5未満を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、表面から板厚方向に10μmまでの領域で、気孔率が面積率で10％未満、かつフェライト相が面積率で50％以上である組織を有する層であることを特徴とする成形性と耐水素脆性に優れた高強度薄鋼板。

（１１）（９）または（１０）において、前記高強度冷延薄鋼板が、引張強さTS：1180MPa以上を有し、かつ強度−伸びバランスTS×Elが16000MPa％以上を有することを特徴とする高強度薄鋼板。
（１２）（４）ないし（７）のいずれかに記載の焼鈍用原板の製造方法により製造された焼鈍用原板に、冷延圧下率：20〜90％の冷間圧延と焼鈍温度：700〜900℃に加熱する焼鈍処理とを、施すことを特徴とする成形性と耐水素脆性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。

（１３）（８）に記載の焼鈍用原板の製造方法により製造された焼鈍用原板に、さらに焼鈍温度：700〜900℃に加熱する焼鈍処理を施すことを特徴とする成形性と耐水素脆性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。

本発明によれば、引張強さTS：1180MPa以上の高強度を有し、かつ成形性と耐水素脆性とがともに優れた高強度薄鋼板を容易に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明になる高強度薄鋼板を自動車構造部材に適用すれば、自動車構造部材の大幅な軽量化が可能であり、燃費改善が期待できるとともに、より一層の乗員の安全性確保が可能となるという効果もある。

本発明高強度薄鋼板は、基板部と、該基板部の少なくとも一方の側に軟質層を有する薄鋼板である。
まず、本発明高強度薄鋼板の製造方法について説明する。
本発明高強度薄鋼板は、焼鈍用原板に、冷間圧延および焼鈍処理、あるいは焼鈍処理、を施して製造される。

そして、焼鈍用原板は、基板の少なくとも一方の表面にコールドスプレー法による堆積層を形成してなる薄鋼板とする。
基板は、最終製品の強度に大きく影響するため、最終製品の所望強度に対し十分な強度を保持する熱延薄鋼板、または冷延薄鋼板とする必要がある。なお、基板の板厚は、目的や用途に応じて適宜設定できる。基板とする薄鋼板の製造方法としては、公知の薄鋼板の製造方法がいずれも適用でき、とくに限定する必要はないが、例えば、熱延鋼板では、連続鋳造法、造塊法、薄スラブ鋳造法などにより製造されたスラブを、再加熱して粗圧延および仕上圧延を行う熱間圧延を施し、引続き、ランアウトテーブル上で所定の冷却を施し、巻き取る方法が、また、冷延鋼板では、熱延鋼板にさらに、酸洗によりスケールを除去したのち、冷間圧延を施す方法が、例示できる。

そして、本発明では基板として、質量％で、C：0.10％以上を含み、合金元素を次（１）式
Mneq＝Mn＋0.26×Si＋1.3×Cr＋3.5×P＋2.68×Mo＋180×B＋0.37×Ni＋0.46×Cu ‥‥（１）
（ここで、Mn、Si、Cr、P、Mo、B、Ni、Cu：各元素の含有量（質量％））
で定義されるMneqが2.5以上を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する熱延薄鋼板、または、質量％で、C：0.10％以上を含み、合金元素を前記（１）式で定義されるMneqが2.5以上を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する冷延薄鋼板、を使用する。なお、（１）式を計算するに際しては、表示された元素のうち、含有しない元素については零として計算するものとする。

つぎに、基板の組成限定理由について説明する。
C：0.10質量％以上
Cは、固溶強化により、さらには焼入れ性の向上を介して、鋼を強化する作用を有する重要な元素で、最終製品で所望の高強度（TS：1180MPa以上）を確保するために0.10質量％以上の含有を必要とする。Cが0.10％未満では、最終製品（薄鋼板）で引張強さTS：1180MPa以上を確保することが困難になる。このため、基板のCを0.10質量％以上に限定した。なお、好ましくは0.15質量％以上である。基板のCの上限はとくに限定しないが、所望の溶接性、靭性を確保する観点から、0.7質量％をその上限とすることが好ましい。より好ましくは0.7質量％未満である。

Mneq：2.5以上
Mneqは、前記（１）式で定義され、焼入れ性の程度を示す指標であり、Mneq値が大きいほど焼入れ性が高く、焼鈍処理後の冷却で低温変態相を生成しやすく、高強度が得やすくなる。Mneqが2.5未満では、焼鈍処理で軟質な変態相が生成され、最終製品での強度が所望の高強度を確保することが困難となる。

C以外の合金元素は、例えば、Si、Mn、P、S、Al、N、Ti、Nb、V、Cr、Mo、Ni、Cu、B、Ca等、上記したMneqを満足する範囲内で、所望の特性（強度）に応じて、適宜含有できる。
基板における上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
なお、詳しくは具体的に、基板の組成は、質量％で、C：0.10〜0.70％、Si：0.001〜2.0％、Mn：1.5〜5.0％、P：0.001〜0.1％、S：0.0001〜0.005％、Al：0.001〜1.0％、N：0.001〜0.02％、を含み、あるいはさらにCu：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cr：0.01〜1.0％、Mo：0.01〜1.0％、Ti：0.001〜0.2％、Nb：0.001〜0.2％、V：0.001〜0.2％、B：0.0001〜0.005％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca：0.0001〜0.01％、REM：0.0001〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種、を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する薄鋼板とすることが好ましい。

このようなことから、基板は、C：0.10質量％以上を含み、合金元素をMneqが2.5以上を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する熱延薄鋼板、または冷延薄鋼板とした。
本発明では、このような薄鋼板を基板とし、該基板の少なくとも片面に、鉄基粒子を用いたコールドスプレー法で所定厚さの堆積層を形成し、焼鈍用原板とする。

本発明で使用するコールドスプレー法は、鉄基粒子を、所定の温度に加熱した作動ガスと混合して、スプレーノズルから、基板に高速で衝突させて、堆積層を得る方法である。本発明で使用する装置はとくに限定する必要はなく、常用のコールドスプレー装置がいずれも適用できる。
コールドスプレー装置は、例えば、作動ガス供給装置、作動ガス加熱装置（ヒータ）、粒子供給装置、作動ガスと粒子を混合させるスプレーガンおよび粒子を基板に吹き付けるノズル等から構成される。ノズルには、堆積厚さを調整可能なように、走査速度を制御可能な構成が付設されていることはいうまでもない。なお、作動ガスは、通常、ヘリウム、窒素、大気、あるいはそれらの混合ガスを用いる。

本発明では、使用する粒子は鉄基粒子とする。使用する鉄基粒子は、質量％でC：0.10％未満を含み、あるいはさらに他の合金元素をMneqが2.5未満を満足するように含有する鉄基粒子とする。
本発明では最終製品（高強度薄鋼板）が優れた成形性およぶ耐水素脆性を確保するために、焼鈍用原板に焼鈍処理を施して得られる軟質層が、基板部に対して充分に高い塑性変形能を有することが要求される。このため、コールドスプレー時に鉄基粒子を基板に衝突させて、高温状態で堆積する際に、あるいはコールドスプレー後の焼鈍処理時に、低温変態相などの硬質な組織が発現することを回避し、最終的に、フェライト相が50面積％以上を占める組織を有する必要がある。

このようなことから、本発明では、使用する鉄基粉末を、C：0.10％未満で、あるいはさらに他の合金元素をMneqが2.5未満を満足するように含む鉄基粉末とした。
上記したように、「Mneq」は、鋼の焼入れ性を示す指標で、この値が大きいほど焼入れ性が高く、コールドスプレー処理あるいは焼鈍処理を施され、冷却された後に、高い硬さを示しやすくなる。

鉄基粉末のC含有量が、0.10質量％以上では、堆積層が硬質化するとともに、焼鈍処理後の冷却で硬質化しやすくなり、軟質層の塑性変形能が低下し、軟質層による成形性向上効果、あるいは水素脆性によるき裂の発生抑制効果が十分に発現しにくくなる。また、C：0.10質量％未満としても、鉄基粉末のMneqが2.5以上となると、焼入れ性が向上し、低温変態相が増加するため、フェライト相分率が低下して、塑性変形能が著しく低下し、堆積層による成形性向上効果、水素脆性によるき裂の発生抑制効果が充分に発揮できない。このようなことから、使用する鉄基粒子は、C：0.10質量％未満で、あるいはさらに他の合金元素をMneqが2.5未満を満足するように含む鉄基粉末とした。なお、鉄基粒子の組成は、粒子全体の平均的な値を用いるものとする。

なお、使用する鉄基粒子は、コールドスプレー法で形成された堆積層が上記した堆積層組成が得られるような組成を有する粒子とする。なお、コールドスプレー法で形成された堆積層では、使用する鉄基粒子の組成とほとんど相違ない組成となるため、堆積層の組成は、使用する鉄基粒子の組成で代表してもなんら問題はない。
好ましい堆積層組成としては、具体的に、C：0.10％未満、Si：0.001〜1.0％、Mn：0.01〜2.0％、P：0.001〜0.03％、S：0.0001〜0.003％、Al：0.001〜0.1％、N：0.001〜0.005％を含み、あるいはさらにCu：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cr：0.01〜1.0％、Mo：0.01〜1.0％、Ti：0.001〜0.05％、Nb：0.001〜0.05％、V：0.001〜0.2％、B：0.0001〜0.002％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca：0.0001〜0.01％、REM：0.0001〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種、を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する粒子とすることが好ましい。

また、使用する鉄基粒子は、粒子径：1〜100μmであるものとする。
使用する粒子の径が100μmを超えて大きい場合には、コールドスプレー法により形成される堆積層中に比較的に大きな空隙を有するようになり、基板部との密着性が低下する。このため、堆積層（その後の焼鈍により軟質層となる）による塑性拘束作用が充分に得られない。粒子径が1μm未満と小さい場合には、スプレーによる直進性が損なわれたり、短時間あたりの堆積量が低下するなど、所望の堆積層が充分に形成されない。このため、使用する鉄基粒子の粒子径を1〜100μmの範囲に限定した。なお、好ましくは10〜80μmである。ここで、「粒子径」とは、例えばレーザ回折・散乱法などを用いて粒度分布測定を行ない、粒径と累積（積算）個数分布の関係で、累積個数が50％となる粒子径（メジアン径：ｄ50）をいう。

つぎに、本発明で適用するコールドスプレー条件について説明する。
本発明で適用するコールドスプレー法は、鉄基粒子を、加熱した作動ガスと混合したのち、スプレーノズルを用いて、基板表面にスプレーして、堆積層を形成する。
使用する作動ガスの温度は、500〜1000℃の範囲の温度とする。
作動ガスの温度が、500℃未満と低いと、粒子に充分な運動エネルギーが付与されず、充分な厚さの堆積層を形成できない。一方、作動ガスの温度が1000℃超と高い場合には、鉄基粒子が過度に軟質化したり、あるいは溶融するため、所望厚さの堆積層が形成できない。このため、作動ガスの温度は500〜1000℃の範囲の温度に限定した。なお、ここで言う「作動ガス温度」とは、スプレーノズル入口での温度である。

また、作動ガスの圧力は、本発明ではとくに限定する必要はないが、緻密な堆積層を形成するという観点から、1MPa以上とすることが好ましい。なお、ここでいう「作動ガスの圧力」とは、スプレーノズル入口での圧力である。なお、作動ガスの圧力は、粒子の衝突速度が、200〜1000m/s、もしくはそれ以上となるように選定することが好ましい。
コールドスプレー法で形成する堆積層は、最終製品で、片面あたり、10μm以上500μm以下の範囲に調整して形成することが好ましい。堆積層の厚さが10μm未満では、上記した水素の鋼中への侵入抑制効果や、水素脆性によるき裂の発生抑制効果が十分に得られない。一方、500μm超えでは、軟質な層が多くなりすぎて、所望の最終製品の強度を確保することが困難となる。

上記したように、基板の少なくとも片面に、堆積層を形成された焼鈍用原板には、ついで、冷間圧延と焼鈍処理、または焼鈍処理、が施され、高強度薄鋼板とされる。なお、基板が熱延鋼板である焼鈍用原板では、冷間圧延と焼鈍処理が、基板が冷延鋼板である焼鈍用原板では、焼鈍処理が施される。基板として使用する冷延鋼板は、冷延圧下率が20〜90％の冷間圧延を施された鋼板とすることが好ましい。これにより、その後の焼鈍処理で基板部の材質を制御しやすくなるという利点がある。

基板を熱延鋼板として堆積層を形成された焼鈍用原板に、施される冷間圧延は、冷間圧下率：20〜90％の圧延とする。
逆変態や再結晶の促進という観点からは、冷間圧下率は高い方が好ましく、20％以上とする。一方、90％を超えて冷間圧下率が高すぎると、圧延機能力への負荷が高く生産効率が低下するうえ、最終製品の材質が低下する場合がある。このため、冷間圧延の冷間圧下率は20〜90％の範囲とした。なお、好ましくは30〜70％である。

また、焼鈍処理は、焼鈍温度：700〜900℃に加熱する。
焼鈍処理により、堆積層と基板部の界面付近で原子の相互拡散が行われ、その界面の密着性を効果的に高める。また、焼鈍処理により、基板部では組織制御が可能となり強度を高めることができ、一方、堆積層では、回復、再結晶による軟質化が促進され、軟質層とすることができる。したがって、焼鈍用原板に焼鈍処理を施すことにより、基板部での強度向上と、軟質層による基板部の塑性拘束効果、水素脆性によるき裂の発生抑制効果が促進され、高強度と優れた延性、優れた耐水素脆性とを兼備することが可能となる。

焼鈍温度が700℃未満と低い場合には、堆積層と基板部との界面で十分な拡散が行われず、十分な密着性を確保できないうえ、基板部での逆変態が不十分で、焼鈍処理後の基板部の強度上昇が不十分となる。一方、焼鈍温度が900℃を超えて高い場合には、界面での拡散量が多すぎて、基板部と軟質層との組成差が小さくなり、軟質層の形成による成形性改善効果、水素脆性によるき裂の発生抑制効果を十分に確保できなくなる。このため、焼鈍温度は700℃〜900℃の範囲の温度に限定した。なお、焼鈍処理の後に、所望の材質となるように調整することを目的として、冷却、保持、再加熱などの処理を付加的に行ってもよい。

上記した製造方法で製造された高強度薄鋼板は、基板部と該基板部の少なくとも一方側に軟質層を有する薄鋼板である。そして、基板部が、質量％で、C：0.10％以上で、合金原素をMneqが2.5以上を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、ビッカース硬さで400HV以上の硬さを有し、軟質層が、質量％で、C：0.10％未満で、あるいはさらに他の合金元素をMneqが2.5未満を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、表面から板厚方向に10μmまでの領域で、気孔率が面積率で10％未満、かつフェライト相が面積率で50％以上である組織を有する。

本発明高強度薄鋼板は、基板部が高強度で、軟質層が成形性に富み、しかも界面の密着性が高く、高強度冷延薄鋼板を塑性変形する際には、延性に乏しい基板部が軟質層により塑性拘束を受けながら塑性変形するため、基板部が単体として塑性変形するのに比較して、格段に延性が改善される。
基板部のC量が0.10％未満では、引張強さTS ：1180MPa以上の高強度を確保することが困難になる。このため、基板部のCは0.10％以上とした。なお、より好ましくは0.15％以上である。また、Cの上限は特に限定しないが、溶接性や靭性などの実用性の観点から0.70％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.70％未満である。

また、基地部のMneqが2.5未満では、軟質な変態相が生成されて、最終製品（高強度薄鋼板）での強度が所望の高強度を確保することが困難となる。
基板部では、さらに、上記したC量の限定、Mneqの限定に加えて、ビッカース硬さで400HV以上の硬さを有することとした。硬さが400HV未満では、引張強さTS：1180MPa以上の高強度を確保することが困難となる。なお、基板部では、C量以外の合金元素として、上記した条件を満足するように、例えば、Si、Mn、P、S、Al、N、Ti、Nb、V、Cr、Mo、Ni、Cu、B、Ca等を適宜含有することができる。

なお、コースドスプレー法、焼鈍処理による合金元素量の変化は、C以外は少なく、基板部の組成は、当初の基板の組成とほとんど変化しない。
なお、基板部での構成相は、所望の高強度を確保するために、ベイナイト相、マルテンサイト相を主相とすることが好ましい。ここでいう「マルテンサイト」には、焼戻マルテンサイトと、焼戻しをされていないフレッシュマルテンサイトのいずれをも含むことができる。主相以外の第二相としては、残留γ相、あるいはさらにフェライト相、パーライトなどが例示できるが、第二相のフェライト相、パーライトは０％であってもよい。

本発明高強度薄鋼板の基板部の具体的な組成としては、質量％で、C：0.10〜0.70％、Si：0.001〜2.0％、Mn：1.5〜5.0％、P：0.001〜0.1％、S：0.0001〜0.005％、Al：0.001〜1.0％、N：0.001〜0.02％、を含み、あるいはさらにCu：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cr：0.01〜1.0％、Mo：0.01〜1.0％、Ti：0.001〜0.2％、Nb：0.001〜0.2％、V：0.001〜0.2％、B：0.0001〜0.005％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca：0.0001〜0.01％、REM：0.0001〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種、を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する薄鋼板とすることが好ましい。

また、基板部の少なくとも一方の側に形成される軟質層のC含有量が0.10％以上では、軟質層が硬化し、所望の成形性を確保することが困難になる。なお、好ましくは0.08％未満である。C含有量の下限は、特に限定しないが、溶製技術の観点から0.0005％以上とすることが好ましい。なお、軟質層では、上記したC量以外の他の合金元素を含む場合には、その含有量は、Mneqが2.5未満を満足するように調整するものとする。Mneqが2.5以上では、焼入れ性が高くなり、低温変態相が生成しやすくなり、組成変形能が低下する。そこで、軟質層は上記した条件を満足するように、例えば、Si、Mn、P、S、Al、N、Ti、Nb、V、Cr、Mo、Ni、Cu、B、Ca等を適宜含有することができる。コールドスプレー法では生成される堆積層の組成の変化はほとんどなく、使用する鉄基粒子の組成と略同じ組成を有する。

本発明高強度薄鋼板の軟質層は、上記した組成を有し、表面から板厚方向に10μmまでの領域が、気孔率：10％未満で、フェライト相が面積％で50％以上となる組織を有する。
コールドスプレー法では、基板に、微細粒子を高速、高圧で吹き付け、堆積層を形成する。衝突速度、突出圧力、粒子サイズ等の条件が不適である場合には、付着した粒子間に空隙が生じ、堆積層中に気孔を生じる場合がある。この気孔が面積％で10％以上と多い場合には、水素の侵入を抑制する効果が損なわれるとともに、堆積層の密着性が低下し、塑性加工時に剥離し易くなる。このため、堆積層（軟質層）による、塑性拘束効果、水素脆性を抑制する効果を充分に確保できなくなる。このようなことから、コールドスプレー条件を適正範囲に調整し、軟質層の気孔率を面積％で10％以下を満足するように、軟質層を緻密な構造とすることとした。

また、水素脆性は、材料が使用される環境で、腐食反応などで鋼中に侵入した水素が、格子欠陥、不純物、析出物や介在物、ボイドなどのトラップサイトに捕捉され、内部応力の高い場所などで亀裂を発生し、材料が脆化し破壊に至る現象である。高強度鋼板では、水素のトラップサイトが多いうえ、大きな内部応力が生じ易く、さらには低温変態相などで構成された組織を呈する場合には水素の拡散が助長されるため、水素脆化を生じやすい傾向がある。このとき、外部から侵入する水素量を低減させることができれば、水素脆化を大きく改善することが可能となる。

水素の侵入を抑制するためには、上記したトラップサイトを低減し、かつ拡散パスとなる粒界や転位などを減少させることが有効である。このためには、堆積層（軟質層）の組織を、転位密度が少なく、格子欠陥が少なく、塑性変形能に富むフェライト相を主体とすること、すなわち、面積％で50％以上のフェライト相を含む組織に限定した。軟質層の組織が、フェライト相が面積％で50％未満では、低温変態相が多くなり、水素の侵入を抑制することが難しくなり、水素脆化が生じやすくなる。このようなことから、軟質層の組織は、面積％で50％以上のフェライト相を含む組織に限定した。

上記した構成の高強度薄鋼板は、引張強さTS：1180MPa以上で、強度−伸びバランスTS×Elが16000MPa％以上となる薄鋼板である。自動車構造部品などへの適用を考えた場合には、高い延性が必要であり、強度−延性バランスTS×Elで16000MPa％以上を有する必要がある。

表１に示す組成の溶鋼を、真空溶解炉で溶製し、鋳造して鋼塊とした。これら鋼塊に表３に示す条件で熱間圧延を施し、表３に示す板厚の熱延板とした。なお、一部では、熱延板に酸洗を施し、さらに表３に示す条件で冷間圧延を施し、冷延未焼鈍鋼板とした。これら熱延鋼板、冷延未焼鈍鋼板を基板として、コールドスプレー法を用いて表４に示す条件で、基板の少なくとも片面に堆積層を形成し、焼鈍用原板とした。

なお、コールドスプレー法で使用した粒子は、表２に示す組成の鉄基粒子（ガスアトマイズ製粒子）とした。使用する鉄基粒子は、粉砕、篩いによる分級を繰返して、0.2〜200μm範囲の所定の粒子径となるように調整したものを使用した。
コールドスプレー法では、作動ガスを窒素ガスとし、該作動ガスをコールドスプレー装置のヒータで表４に示す温度に加熱し、加熱した作動ガスに、コールドスプレー装置の粒子供給装置から鉄基粒子を供給して混合し、スプレーノズルで、基板に吹き付け、焼鈍用原板とした。なお、作動ガス圧は3MPa一定とした。また、機械制御でノズルの走査速度を調整して堆積層厚さを調整した。得られた焼鈍用原板について、堆積層の厚さを測定した。結果を表４に示す。なお、コールドスプレー法では、得られた堆積層の組成は使用した鉄基粒子と略同様であり、ここではとくに分析しなかった。

得られた焼鈍用原板のうち、基板が熱延板の場合には、さらに表４に示す条件で冷間圧延を施したのち、表４に示す条件で焼鈍処理（連続焼鈍処理を模した処理）を施し、高強度薄鋼板とした。なお、得られた焼鈍用原板のうち、基板が冷延板の場合には、表４に示す条件で焼鈍処理を施し、高強度薄鋼板とした。なお、一部で、基板が熱延板の場合でも焼鈍処理のみを行った。焼鈍処理（連続焼鈍処理）では、連続焼鈍処理を模した処理とし、表４に示す過時効処理を含む処理とした。

最終的に得られた薄鋼板について、組織観察、引張試験、硬さ試験、遅れ破壊試験を実施した。なお、堆積層形成後の鋼板板厚、軟質層厚さ、気孔率についても測定した。試験方法はつぎのとおりとした。
（１）組織観察
得られた鋼板（薄鋼板）から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨、腐食（腐食液：3vol.％ナイタール液）して、走査型電子顕微鏡（倍率：3000倍）を用いて、軟質層の組織を観察し、表面から板厚方向に10μmまでの領域における組織の同定および、画像処理を用いてフェライト相の組織分率を算出した。なお、観察した視野は10視野とした。

なお、軟質層の気孔率は、組織写真から、気孔部を同定し、画像処理で、面積率を求めた。
また、得られた薄鋼板の板厚は、得られた鋼板の10箇所で代表し、マイクロメータで測定し、その算術平均を当該鋼板の板厚（総厚さ）とした。
また、得られた薄鋼板の軟質層の厚さは、得られた鋼板の10箇所で代表し、その断面を板厚方向に電子線マイクロアナライザーで元素分析し、堆積層の成分組成から基板部の成分組成に変化する遷移領域の中央位置を堆積層と基板部との境界と定義し、堆積層の厚さをそれぞれ測定し、その算術平均を当該鋼板の堆積層厚とした。
（２）引張試験
得られた鋼板（薄鋼板）から、圧延方向と直角方向にJIS５号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、クロスヘッド速度：20mm/minで引張試験を実施し、引張特性（引張強さTS、全伸びEl）を測定した。
（３）硬さ試験
得られた鋼板（薄鋼板）から、硬さ測定用試験片を採取し、ビッカース硬度計（試験力：10N）を用いて、JIS Z 2241に準拠して測定した。なお、測定位置は、基板部では基板（堆積層形成前の状態）の板厚方向1/4位置相当箇所で、軟質部では堆積による板厚増加分の1/2に相当する箇所とした。各箇所でそれぞれ５点、ビッカース硬さHV0.1を測定し、算術平均して当該箇所の硬さとした。
（４）遅れ破壊試験
得られた鋼板（薄鋼板）から、遅れ破壊試験片（大きさ：15mm×120mm）を採取し、４点曲げにより当該鋼板の降伏強さの0.9倍に相当する外力を付与した状態で、浸漬液（チオシアン酸アンモニウムをマッキルベイン緩衝液に混合した溶液）に浸漬した。なお、浸漬液は、pH：4、pH：6の２種類とし、負荷応力条件は、表面応力で材料の降伏強さの1.1倍（A条件）、0.9倍（B条件）の２条件とした。浸漬時間は120ｈまで行い、12ｈ毎に破壊の有無を確認した。

得られた結果を表５に示す。

本発明例はいずれも、引張強さTS：1180MPa以上を満足し、しかも強度−伸びバランスTS×Elが16000MPa％を超えて高く、成形性に優れるとともに、遅れ破壊時間が120ｈを超え、優れた耐水素脆性を示す薄鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、引張強さ、強度−伸びバランス、が所望の値を満足していないか、耐水素脆性が低下している。

コールドスプレーにおける作動ガスの温度が本発明の好適範囲より低い比較例（鋼板No.4）は、形成される堆積層の厚さが少なく、所望の強度−伸びバランスを確保できていないうえ、耐水素脆性が低下している。また、使用する鉄基粒子の粒径が粗大である比較例（鋼板No.9）は、気孔率が高く、所望の強度−伸びバランスを確保できていないうえ、耐水素脆性が低下している。

また、焼鈍処理が好適範囲を高く外れた比較例（鋼板No.11）は、軟質層の組織が所望のフェライト相50％以上を満足しておらず、所望の強度−伸びバランスを確保できていないうえ、耐水素脆性が低下している。
また、焼鈍処理が好適範囲を低く外れた比較例（鋼板No.12）は、所望の高強度を確保できていない。また、コールドスプレーにおける使用する鉄基粒子の粒径が小さすぎた比較例（鋼板No.15）は、形成される堆積層の厚さが少なく、所望の強度−伸びバランスを確保できていないうえ、耐水素脆性が低下している。

また、コールドスプレーにおける作動ガスの温度が本発明の好適範囲より高い比較例（鋼板No.20）は、形成される堆積層の厚さが少なく、所望の強度−伸びバランスを確保できていないうえ、耐水素脆性が低下している。
また、基板組成が本発明の好適範囲を低く外れる比較例（鋼板No.22）は、所望の高強度を確保できていない。また、コールドスプレーにおける使用する鉄基粒子の組成が本発明の好適範囲を高く外れる比較例（鋼板No.23,No.24）は、所望の強度−伸びバランスを確保できていないうえ、耐水素脆性が低下している。

Claims (13)

1. 基板部と、該基板部の少なくとも一方の側にコールドスプレー製堆積層を有してなる薄鋼板製焼鈍用原板であって、
   前記基板部が、質量％で、C：0.10％以上を含み、合金元素を下記（１）式で定義されるMneqが2.5以上を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する熱延薄鋼板からなり、
   前記堆積層が、質量％で、C：0.10％未満を含み、合金元素を下記（１）式で定義されるMneqが2.5未満を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする焼鈍用原板。
   記
   Mneq＝Mn＋0.26×Si＋1.3×Cr＋3.5×P＋2.68×Mo＋180×B＋0.37×Ni＋0.46×Cu ‥‥（１）
   ここで、Mn、Si、Cr、P、Mo、B、Ni、Cu：各元素の含有量（質量％）
2. 前記堆積層が、片面当たり10μm以上500μm以下であることを特徴とする請求項１に記載の焼鈍用原板。
3. 前記基板部に代えて、基板部が、質量％で、C：0.10％以上を含み、合金元素を前記（１）式で定義されるMneqが2.5以上を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する冷延薄鋼板からなることを特徴とする請求項１または２に記載の焼鈍用原板。
4. 基板の少なくとも一方の表面にコールドスプレー法による堆積層を形成してなる薄鋼板製焼鈍用原板の製造方法であって、
   前記基板を、質量％で、C：0.10％以上を含み、合金元素を下記（１）式で定義されるMneqが2.5以上を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する熱延薄鋼板とし、
   前記堆積層が、前記基板の少なくとも一方の表面に、質量％でC：0.10％未満で、かつ下記（１）式で定義されるMneqが2.5未満を満足する鉄基粒子を、加熱した作動ガスと混合したのち、スプレーノズルを用いて吹付けるコールドスプレー法で形成してなることを特徴とする焼鈍用原板の製造方法。
   記
   Mneq＝Mn＋0.26×Si＋1.3×Cr＋3.5×P＋2.68×Mo＋180×B＋0.37×Ni＋0.46×Cu ‥‥（１）
   ここで、Mn、Si、Cr、P、Mo、B、Ni、Cu：各元素の含有量（質量％）
5. 前記鉄基粒子が、粒子径：1〜100μmであることを特徴とする請求項４に記載の焼鈍用原板の製造方法。
6. 前記加熱した作動ガスの温度が、500〜1000℃の範囲の温度であることを特徴とする請求項４または５に記載の焼鈍用原板の製造方法。
7. 前記堆積層が、片面当たり10μm以上500μm以下であることを特徴とする請求項４ないし６のいずれかに記載の焼鈍用原板の製造方法。
8. 前記基板に代えて、基板が、質量％で、C：0.10％以上を含み、合金元素を前記（１）式で定義されるMneqが2.5以上を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する冷延薄鋼板であることを特徴とする請求項４ないし７のいずれかに記載の焼鈍用原板の製造方法。
9. 請求項１または２に記載の焼鈍用原板に、さらに、冷間圧延と焼鈍処理とを、施してなる基板部と該基板部の少なくとも一方の側に軟質層を有する薄鋼板であって、前記基板部が、質量％で、C：0.10％以上、合金元素を前記（１）式で定義されるMneqが2.5以上を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、板厚中央位置でビッカース硬さで400HV以上の硬さを有し、前記軟質層が、質量％で、C：0.10％未満を含み、あるいはさらに他の合金元素を前記（１）式で定義されるMneqが2.5未満を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、表面から板厚方向に10μmまでの領域で、気孔率が面積率で10％未満で、かつフェライト相が面積率で50％以上である組織を有する層であることを特徴とする成形性と耐水素脆性に優れた高強度薄鋼板。
10. 請求項３に記載の焼鈍用原板に、さらに、焼鈍処理を施してなる基板部と該基板部の少なくとも一方の側に軟質層を有する薄鋼板であって、前記基板部が、質量％で、C：0.10％以上を含み、合金元素を前記（１）式で定義されるMneqが2.5以上を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、ビッカース硬さで400HV以上の硬さを有し、前記軟質層が、質量％で、C：0.10％未満を含み、あるいはさらに他の合金元素を前記（１）式で定義されるMneqが2.5未満を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、表面から板厚方向に10μmまでの領域で、気孔率が面積率で10％未満、かつフェライト相が面積率で50％以上である組織を有する層であることを特徴とする成形性と耐水素脆性に優れた高強度薄鋼板。
11. 前記高強度冷延薄鋼板が、引張強さTS：1180MPa以上を有し、かつ強度−伸びバランスTS×Elが16000MPa％以上を有することを特徴とする請求項９または１０に記載の高強度薄鋼板。
12. 請求項４ないし７のいずれかに記載の焼鈍用原板の製造方法により製造された焼鈍用原板に、冷延圧下率：20〜90％の冷間圧延と焼鈍温度：700〜900℃に加熱する焼鈍処理とを、施すことを特徴とする成形性と耐水素脆性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
13. 請求項８に記載の焼鈍用原板の製造方法により製造された焼鈍用原板に、さらに焼鈍温度：700〜900℃に加熱する焼鈍処理を施すことを特徴とする成形性と耐水素脆性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。