(57)【要約】【課題】引張強度が１１８０ＭＰａ以上の超高強度域において、耐水素脆化特性を高めると共に、打抜き加工によって形成される打抜き穴孔加工部における耐遅れ破壊性にも優れた打抜き加工用の超高強度薄鋼板を提供する。【解決手段】本発明の超高強度薄鋼板は、化学成分を適切に規定した鋼板であって、  全組織に対する面積率で、残留オーステナイトが１％以上、ラス状フェライトが８０％以上、  ポリゴナルフェライトおよびパーライトが合計で９％以下（０％を含む）であると共に、  前記ラス状フェライトで構成されるブロックの平均粒径が２０μｍ以下であり、且つ該ラス状フェライトのラス幅が２μｍ以下であり、  更に引張強度が１１８０ＭＰａ以上である。【選択図】図１
2008081788.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．１０〜０．２５％、
Ｓｉ：１．０〜３．０％、
Ｍｎ：１．０〜３．５％、
Ｍｏ：１．０以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｐ  ：０．１５％以下、
Ｓ  ：０．０２％以下、
Ａｌ：１．５％以下（０％を含まない）
を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなるものであって、
全組織に対する面積率で、
残留オーステナイトが１％以上、ラス状フェライトが８０％以上、
ポリゴナルフェライトおよびパーライトが合計で９％以下（０％を含む）であると共に、
前記ラス状フェライトで構成されるブロックの平均粒径が２０μｍ以下であり、且つ該ラス状フェライトのラス幅が２μｍ以下であり、
更に引張強度が１１８０ＭＰａ以上であることを特徴とする耐水素脆化特性に優れた打抜き加工用の超高強度薄鋼板。
【請求項２】
更に、質量％で、
Ｃｕ：０．００３〜０．５％、
Ｎｉ：０．００３〜１．０％、および
Ｔｉ：０．００３〜１．０％
よりなる群から選択される１種以上を含む請求項１に記載の打抜き加工用の超高強度薄鋼板。
【請求項３】
更に、質量％で、
Ｃｒ：０．００３〜２．０％を含む請求項１または２に記載の打抜き加工用の超高強度薄鋼板。
【請求項４】
更に、質量％で、
Ｂ：０．０００２〜０．０１％を含む請求項１〜３のいずれかに記載の打抜き加工用の超高強度薄鋼板。
【請求項５】
更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、及び
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％
よりなる群から選択される１種以上を含む請求項１〜４のいずれかに記載の打抜き加工用の超高強度薄鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、打抜き加工用の超高強度薄鋼板に関するものであり、殊に、引張強度：１１８０ＭＰａ以上の鋼板で問題となる置き割れ、遅れ破壊といった水素脆化に起因する破壊が抑制されると共に、打抜き加工によって形成される打抜き穴孔加工部における耐遅れ破壊性にも優れた超高強度薄鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
地球環境保護の観点から、低燃費化を目的とした自動車の軽量化が強く望まれており、車両を構成する部品に鋼板が使用される場合には、高強度鋼板を適用し、この鋼板の板厚を薄くすることによって、軽量化が図られている。また、自動車の衝突安全性を向上させるために、ピラー等の自動車部品には、更なる高強度化が要求されており、引張強度で１１８０ＭＰａ以上であるような超高強度鋼板に対するニーズが高まっている。
【０００３】
ところが、１１８０ＭＰａ級以上の超高強度域では、成形性（例えば、プレス成形性）や遅れ破壊が問題となり、適用可能な部品に制限があるのが実情である。特に、遅れ破壊は、高強度鋼において、腐食環境または雰囲気から発生した水素が、転位、空孔、粒界などの欠陥部へ拡散して材料を脆化（水素脆化）させ、応力が付与された状態で破壊を生じる現象のことであるが、この現象は金属材料の延性や靭性が低下する等の弊害をもたらすものとなる。特に近年では、プレス成形品の耐遅れ破壊特性だけでなく、成形品に加工されたときの打ち抜き穴加工部の耐遅れ破壊特性が良好であることも要求されている。
【０００４】
こうした状況の下、上記のような強度クラスを有する自動車用構造部品を実現するために、プレス成形と焼入れによる部品の強度向上を同時に行なう熱間プレス工法（いわゆる「ホットプレス法」）が提案されている（例えば、特許文献１）。この技術は、鋼板をＡ3変態点以上のオーステナイト（γ）領域まで加熱して、熱間でプレス成形すると共に、プレス成形時に常温の金型と接触させることによって鋼板の焼入れを同時に行い、超高強度化を実現する方法である。
【０００５】
こうした熱間プレス工法によって、プレス成形時に導入される残留応力も減少するので、１１８０ＭＰａ級以上の超高強度鋼板で問題となる遅れ破壊の感受性も低減されることになる。この様な技術の開発によって、遅れ破壊が抑制された自動車用構造部品の製造が可能になったのであるが、こうした技術によっても若干の問題が残されている。
【０００６】
自動車部品の製造においては、熱間プレス後のプレス成形品に対して、他部品を取り付けるための穴を開ける「打ち抜き加工」が実施され、他部品と接合されて最終的に自動車の部品となる場合がある。例えば、プレス成形品は、溶接ナットやピアスナットを介して、他部品や自動車のボディー部に取り付けられるが、ナット等の取り付け部にはナット穴と同等の径で穴が加工されることになる。
【０００７】
しかしながら、熱間プレス後の焼入れによって高強度化された部品では、打抜き穴加工部にクラックが生じ易く、良好な打抜き切口面が得られないのが実情である。しかも、打抜き加工部においては、打抜き切口面の板厚方向や穿孔の円周方向に高い残留応力が発生することになる。このため、引張り残留応力下にあるクラックが起点となって、打抜き穴加工部には、遅れ破壊による割れが生じることがある。
【０００８】
上記のような打抜き加工部の遅れ破壊に対して、例えば特許文献２には、耐遅れ破壊性を向上させた熱間プレス用鋼板が提案されている。この技術は、鋼中にＭｇを含む酸化物や硫化物と、これらを核とする複合晶出物・析出物を均一分散させるものである。その結果として、打抜き時の粗大なクラックの発生を抑制し、且つこれらの酸化物とこれらを核とする複合晶出物や複合析出物が水素トラップサイトとして働くことによって、耐遅れ破壊性を向上させものである。
【０００９】
この技術では、鋼板中に存在する酸化物とこれらを核とした複合晶出物・析出物のサイズ（平均粒径）と存在状態（密度）を適切に制御することが重要な要件となる。しかしながら、水素トラップサイトとして有効で、且つ粗大なクラックの起点とならないような粒径と密度に厳密に制御することは技術的に容易でないという問題がある。しかも、鋼板の腐食によって水素が発生・存在するような環境下での耐水素脆化特性を、複合晶出物・析出物の形態制御による水素トラップ効果だけで高めることは困難である。
【００１０】
また、打抜き切口面の性状や残留応力は、加工条件（材料板厚、クリアランス、成形速度、押え圧等）によっても変化するので、打抜き切口面の性状が厳密に管理されることが要求され、これは引張り残留応力が特に高くなる場合には、更に厳密な管理が必要となる。こうした事態に対応する手段として、打抜きを慎重に行なうことによって遅れ破壊感受性を低減することも考えられるが、こうした加工では生産効率の低下を招くばかりか、製造コストの上昇が顕著になる。
【００１１】
ところで、優れた強度と延性を兼ね備えた鋼板として、特にＴＲＩＰ（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ：変態誘起塑性）鋼板が注目されている。ＴＲＩＰ鋼板は、オーステナイト組織が残留しており、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以上の温度で加工変形させると、応力によって残留オーステナイト（残留γ）がマルテンサイトに誘起変態して大きな伸びが得られる鋼板である。その種類として幾つか挙げられ、例えば、ポリゴナルフェライトを母相とし、残留オーステナイトを含むＴＲＩＰ型複合組織鋼（ＴＰＦ鋼）；焼戻マルテンサイトを母相とし、残留オーステナイトを含むＴＲＩＰ型焼戻マルテンサイト鋼（ＴＡＭ鋼）；ベイニティックフェライトを母相とし、残留オーステナイトを含むＴＲＩＰ型ベイナイト鋼（ＴＢＦ鋼）等が知られている。
【００１２】
上記各種鋼板のうち、ＴＢＦ鋼の特性を利用することによって耐遅れ破壊性を向上させた技術も知られている（例えば、特許文献３）。この鋼板では、硬質のベイニティックフェライトを母相とすることによって高強度が得られ易く、ラス状のベイニティックフェライトの境界に微細な残留オーステナイトが生成し易く、この様な組織形態が非常に優れた伸びをもたらすといった特徴を有している。また、こうした鋼板では、ベイニティックフェライトが粒界破壊の起点を減少させる作用を発揮すると共に、ラス状のベイニティックフェライトの境界に生成した微細な残留オーステナイトが水素トラップサイト能力を高め、これによって鋼板の耐遅れ破壊性を向上させることになる。
【００１３】
しかしながら、このようなＴＢＦ鋼においても、打抜き加工部の耐遅れ破壊性にはバラツキが認められ、安定した特性が得られにくいという問題があった。
【特許文献１】特開平１０−９６０３１号公報
【特許文献２】特開２００６−９１１６号公報
【特許文献３】特開２００５−２２０４４０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、引張強度が１１８０ＭＰａ以上の超高強度域において、耐水素脆化特性を高めると共に、打抜き加工によって形成される打抜き穴孔加工部における耐遅れ破壊性にも優れた打抜き加工用の超高強度薄鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
上記目的を達成することのできた本発明に係る打抜き加工用の超高強度薄鋼板とは、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｍｎ：１．０〜３．５％、Ｍｏ：１．０以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：１．５％以下（０％を含まない）を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなるものであって、
全組織に対する面積率で、
残留オーステナイトが１％以上、ラス状フェライトが８０％以上、
ポリゴナルフェライトおよびパーライトが合計で９％以下（０％を含む）であると共に、
前記ラス状フェライトで構成されるブロックの平均粒径が２０μｍ以下であり、且つ該ラス状フェライトのラス幅が２μｍ以下であり、
更に引張強度が１１８０ＭＰａ以上である点に要旨を有するものである。
【００１６】
本発明の超高強度薄鋼板には、更に、（ａ）Ｃｕ：０．００３〜０．５％、Ｎｉ：０．００３〜１．０％、およびＴｉ：０．００３〜１．０％よりなる群から選択される１種以上、（ｂ）Ｃｒ：０．００３〜２．０％、（ｃ）Ｂ：０．０００２〜０．０１％、（ｄ）Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％およびＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％よりなる群から選択される１種以上、等を含有させることも有用であり、含有させる元素の種類に応じて、薄鋼板の特性が更に改善される。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、ＴＢＦ鋼組織における各相割合を厳密に制御するとともに、ラス状フェライトで構成されるブロックの平均粒径および該ラス状フェライトのラス幅を適切に制御することによって、耐水素脆化特性を十分に高められると共に、打抜き加工によって形成される打抜き穴孔加工部における耐遅れ破壊性にも優れた引張強度が１１８０ＭＰａ以上の超高強度薄鋼板が実現でき、遅れ破壊等の極めて生じ難い超高強度部品として、例えばバンパー、インパクトビーム等の補強材やシートレール、ピラー、レインフォース、メンバー等の自動車部品用鋼板を提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
高強度鋼材として、従来から一般に採用されている焼戻しマルテンサイト鋼や、（マルテンサイト＋フェライト）鋼の場合、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してボイド等が形成され、該部分が起点となって生じるものと考えられており、遅れ破壊の感受性を下げるには、水素のトラップサイトとして炭化物等を均等かつ微細に分散させ、拡散性水素濃度を下げることが一般的な解決手段として採用されてきた。しかしこの様に炭化物等を水素のトラップサイトとして多数分散させても、トラップ能力に限界があるため、水素を起因とする遅れ破壊を十分に抑制することができない。
【００１９】
本発明者らは、薄鋼板における使用環境を十分に考慮したより優れた耐水素脆化特性（耐遅れ破壊性）を達成するべく、かねてより研究を進めてきた。その結果、化学成分組成を厳密に規定すると共に、ベイニティックフェライトが主体の「ベイニティックフェライトとマルテンサイトの二相組織」とし、且つ組織中の各相の割合の適正化および残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸／短軸）を所定の範囲とすれば、耐水素脆化特性の向上をより一層高め得ることを見出し、その技術的意義が認められたので先に特許出願している（特願２００５−１４７２３９号）。
【００２０】
こうした技術の開発によって、耐遅れ破壊性に優れた超高強度薄鋼板が実現できたのであるが、こうした鋼板においても、打抜き加工によって形成される打抜き穴孔加工部における耐遅れ破壊性にはバラツキが認められ、更なる改善が求められていた。
【００２１】
こうした状況の下、本発明者らは、打抜き穴孔加工部における耐遅れ破壊性をさせるべく、特にミクロ組織と上記特性との関係について詳細な検討を加えた。その結果、ラス状フェライトを主体とする鋼板において、下記（１）、（２）の要件を満足させるようにすれば、打抜き穴孔加工部における良好な耐遅れ破壊性が安定して得られることを見出し、本発明を完成した。
【００２２】
（１）ラス状フェライトで構成されるブロックの平均粒径が２０μｍ以下、
（２）ラス状フェライトのラス幅が２μｍ以下、
【００２３】
上記（１）の要件は、ラス状フェライトのうち、後述する方法で同定されるブロックの平均粒径が２０μｍ以下を満足するものである。このように、ラス状フェライトで構成されるブロック（以下、「フェライトブロック」と呼ぶことがある）を微細化させることによって、母材（ＴＢＦ鋼）の耐水素脆化特性を高めることができ、これに起因して打抜き穴加工部における耐水素脆化特性も高いものとなる。このフェライトブロックの平均粒径が２０μｍを超えて拡大すると、良好な耐水素脆化特性が得られない。フェライトブロックの平均粒径は、小さければ小さい程良く、好ましくは１５μｍ以下、より好ましくは１０μｍ以下である。
【００２４】
上記フェライトブロックは、平行に並んだラス状フェライトの集団であり、それらは同一の結晶方位を有している。ラス状フェライトは、板状のフェライトのうち転位密度が高い組織を意味するが、こうした組織は転位密度がないか極めて少ないポリゴナルフェライトとは、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｏｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：走査型電子顕微鏡）観察によって以下の通り、明確に区別されるものである。
【００２５】
ポリゴナルフェライト：ＳＥＭ写真において黒色であり、多角形の形状で、内側に、残留オーステナイトやマルテンサイトを含まない。
【００２６】
ラス状フェライト：ＳＥＭ写真では濃灰色を示し、ラス状フェライトとラスマルテンサイトを分離区別できない場合も多い。
【００２７】
ラス状フェライトの中から、フェライトブロックを同定するには、例えば次の手順で行なう。ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｏｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ  Ｐａｔｔｅｒｎ）検出器を備えた高分解能型ＦＥ−ＳＥＭ（例えば、Ｐｈｉｌｉｐｓ社製「XL３０S−FEG」）を用いて、同一領域をＳＥＭ観察およびＥＢＳＰ解析を同時に行なう。ＳＥＭ観察によれば、ポリゴナルフェライトとラス状フェライトを識別できるので、ＳＥＭ観察写真とＥＢＳＰ解析写真を対比観察し、ＥＢＳＰ解析によってマッピングされた組織のうち、ＳＥＭで識別できるポリゴナルフェライトを排除した領域（ラス状フェライト）を容易に決定することができる。
【００２８】
尚、ＥＢＳＰ検出器を備えた高分解能型ＦＥ−ＳＥＭでは、ＳＥＭ観察した領域をその場で同時に、ＥＢＳＰ検出器によって解析することができるというメリットがある。ここでＥＢＳＰ法について簡単に説明すると、ＥＢＳＰは、試料表面に電子線を入射させ、このときに発生する反射電子から得られた菊池パターンを解析することにより、電子線入射位置の結晶方位を決定するものであり、電子線を試料表面に２次元で走査させ、所定のピッチごとに結晶方位を測定すれば、試料表面の方位分布を測定することができる。このＥＢＳＰ観察によれば、通常の顕微鏡観察では同一と判断される組織であって結晶方位差の異なる板厚方向の組織を、色調差によって識別できるという利点がある。
【００２９】
このようにして決定されるラス状フェライトのうち、隣接する組織同士間で、傾角１５°以上の方位差を持つ領域（本発明では、この様な領域は結晶方位差が同一である領域と考えている）の組織をカラーマッピングし、００１逆極点図（Ｉｎｖｅｒｓｅ  Ｐｏｌｅ  Ｆｉｇｕｒｅ）に結晶粒界（Ｇｒａｉｎ  Ｂｏｕｎｄａｒｅｉｓ：Ｍｉｎ１５°、Ｍａｘ１８０°）を付記する、この様にしてマッピングされた領域（傾角１５°以上の方位差を持つ領域）を、本発明における「フェライトブロック」と定める。即ち、本発明におけるフェライトブロックとは、同一視野をＳＥＭ観察およびＥＢＳＰ解析したとき、ＳＥＭによって識別されるラス状フェライトのうち、ＥＢＳＰ解析により、結晶方位が同一である領域（傾角１５°以上の方位差を持つ領域）と定義される。
【００３０】
次に、この様にして検出されるフェライトブロックについて、当該ラス状フェライトと同じ面積を有する円の直径（円相当径）を算出する。尚、フェライトブロックの直径を算出するに当っては、倍率５０００倍のＥＢＳＰ解析写真を使用する。同様にして、測定対象面積（約５０μｍ×５０μｍ）に存在する全てのラス状フェライトの直径を求め、その平均を、本発明における「ラス状フェライトで構成されるブロックの平均粒径」と定義する。
【００３１】
上記（２）の要件は、ラス状フェライトのラス幅が２μｍ以下を満足するものである。
打抜き加工時には、表面近傍に存在する残留オーステナイトの一部がマルテンサイト変態するが、ひずみ誘起による応力緩和作用を伴うために、ボイド生成が抑制される。このとき、ラス幅が２μｍ以下になると、ラスに隣接して存在するラス状オーステナイトの平均間隔も狭まる。その結果、打抜き時の応力集中が飛躍的に緩和され、打抜き加工時におけるボイドやクラックの生成が抑制されることになり、打抜き穴加工部における耐遅れ破壊特性が向上すると考えられる。このラス幅は、小さければ小さい程良く、好ましくは１．８μｍ以下、より好ましくは１．６μｍ以下である。
【００３２】
ラス幅とは、ラス境界相互の距離を意味するが、この「ラス境界」はＳＥＭ観察で薄灰色部に観察される箇所の存在によって判別することとする。この薄灰色部は、オーステンパー処理中の未変態オーステナイトがオーステンパー処理後に冷却され、室温でも準安定的に存在する残留オーステナイトとして観察されるものである。或は、オーステンパー処理後の冷却時に、未変態オーステナイトから変態したマルテンサイトであることもある。
【００３３】
ラス境界が不明瞭な場合には、ラスの集団と考えられる領域をもってラスとして定義した。また、ラス幅の測定は、ＳＥＭ観察写真上で、ラス断面長手方向と直角な方向に線を引き、ラス境界との交点の数を数え、その平均切片長さをラス幅と定義した。
【００３４】
本発明者らは、薄鋼板における使用環境を十分に考慮したより優れた耐水素脆化性特性（耐遅れ破壊性）を実現させるべく、下記（ａ）、（ｂ）を目標に掲げ、そのための具体的手段についても検討した。
【００３５】
（ａ）粒界破壊の起点を減少させること
（ｂ）水素トラップ能力の向上による水素の無害化
【００３６】
その結果、上記（ａ）を達成するには、鋼板の母相として、高強度鋼材に一般的に採用されているマルテンサイト単相組織とするのではなく、ラス状フェライトが主体の組織とするのが最適であるとの結論に至った。上記マルテンサイト単相組織の場合には、粒界に炭化物（例えばフィルム状セメンタイト等）が析出して粒界破壊が生じやすいのに対し、ラス状フェライトが主体の組織とすれば、該ラス状フェライトが一般の（ポリゴナル）フェライトと異なり、板状のフェライトで転位密度が高く、マルテンサイト単相の場合と同様に組織全体の強度を容易に高めることができ、更に、この転位上に水素が多数トラップされるため、耐水素脆化特性を高めることもできる。また、該ラス状フェライトと後述する残留オーステナイトを存在させることで、粒界破壊の起点となる炭化物の生成を防止できるといったメリットもある。
【００３７】
上記（ｂ）の達成には、ラス状の残留オーステナイトを形成することが大変有効であることを見出した。従来、残留オーステナイトは、耐水素脆化特性や疲労に悪影響を及ぼすと考えられてきた。本発明者らが検討したところ、従来の残留オーステナイトはミクロンオーダーの塊状であり、この形態の残留オーステナイトは耐水素脆化特性や疲労に悪影響を及ぼすが、該残留オーステナイトの形態をサブミクロンオーダーのラス状に制御すれば、残留オーステナイトが本来有する水素吸蔵能が発揮され、水素を多量に吸蔵・トラップすることができ、耐水素脆化特性を大幅に向上できることが分かった。
【００３８】
以下、本発明で上記の通り組織を規定した理由について詳述する。
【００３９】
＜ラス状フェライト：８０％以上＞
本発明では、上述の通りラス状フェライト主体の組織とする。ラス状フェライト組織は硬質であり、高強度が得られ易い。また、母相の転位密度が高く、この転位上に水素が多数トラップされる結果、他のＴＲＩＰ鋼に比べて多量の水素を吸蔵できるという利点もある。更に、ラス状フェライトの境界に、本発明で規定するラス状の残留オーステナイトが生成し易く、非常に優れた伸びが得られるといったメリットもある。この様な作用を有効に発揮させるには、全組織に対する面積率で、ラス状フェライトを全組織に対する面積率で８０％以上、好ましくは８５％以上、より好ましくは９０％以上とする。尚、その上限は、他の組織（残留オーステナイト）とのバランスによって決定され、後述する残留オーステナイト以外の組織（フェライト等）を含有しない場合には、その上限が９９％に制御される。
【００４０】
ラス状フェライト組織の面積率は次の様にして求める。即ち、鋼板をナイタールで腐食し、板厚１／４の位置で圧延面と平行な面における任意の測定領域（約５０μｍ×５０μｍ）をＳＥＭ観察（倍率：１５００倍）することにより算出される（観察の手順は上述の通り）。
【００４１】
＜残留オーステナイト（残留γ）：１％以上＞
残留オーステナイトは、上述の通り、全伸びの向上に有用であるのみならず、耐水素脆化特性の向上にも大きく寄与するため１％以上存在させることとした。好ましくは３％以上、より好ましくは５％以上である。
【００４２】
そして上述の通り、残留オーステナイトをラス状とすれば、水素トラップ能力が炭化物よりも圧倒的に大きくなり、いわゆる大気腐食で侵入する水素を実質無害化して、耐水素脆化特性を顕著に向上できることを見出した。尚、上記残留オーステナイトが多量に存在すると、所望の超高強度を確保できなくなる為、その上限を１５％（より好ましくは１０％）とすることが推奨される。
【００４３】
上記残留オーステナイトは、前述したＦＥ−ＳＥＭ／ＥＢＳＰ法により、ＦＣＣ相（面心立方格子）として観察される領域を意味する。ＥＢＳＰによる測定の一具体例として、上記ラス状フェライトの観察の場合と同様に、板厚１／４の位置で圧延面と平行な面における任意の測定領域（約５０μｍ×５０μｍ、測定間隔は０．１μｍ）を測定対象とすることが挙げられる。尚、当該測定面まで研磨する際には、残留オーステナイトの変態を防ぐため電解研磨を行う。次に、上記「ＥＢＳＰ検出器を備えたＦＥ−ＳＥＭ」を用い、ＳＥＭの鏡筒内にセットした試料に電子線を照射する。スクリーン上に投影されるＥＢＳＰ画像を高感度カメラ（Ｄａｇｅ−ＭＴＩ  Ｉｎｃ．製  ＶＥ−１０００−ＳＩＴ）で撮影し、コンピューターに画像として取込む。そしてコンピューターで画像解析を行い、既知の結晶系［残留オーステナイトの場合はＦＣＣ相（面心立方格子）］を用いたシミュレーションによるパターンとの比較によって決定したＦＣＣ相をカラーマップする。この様にしてマッピングされた領域の面積率を求め、これを「残留オーステナイトの面積率」と定める。尚、本発明では、上記解析に係るハードウェア及びソフトとして、ＴｅｘＳＥＭ−Ｌａｂｏｒａｔｏｒｉｅｓ  Ｉｎｃ．のＯＩＭ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ  Ｉｍａｇｉｎｇ  ＭｉｃｒｏｓｃｏｐｙTM）システムを用いた。
【００４４】
＜ポリゴナルフェライト（ＰＦ）＋パーライト（Ｐ）：９％以下（０％含む）＞
本発明の鋼板は、上記組織のみ（即ち、ラス状フェライトと残留オーステナイトとの混合組織）から構成されていても良いが、本発明の作用を損なわない範囲で、他の組織としてフェライト（尚、ここでいう「フェライト」とは、ポリゴナルフェライト、即ち、転位密度がないか或いは極めて少ないフェライトを意味する）やパーライトを有していても良い。これらは、本発明の製造過程で必然的に残存し得る組織であるが、少なければ少ない程好ましく本発明では９％以下に抑える。好ましくは５％未満、更に好ましくは３％未満である。
【００４５】
本発明は、上記の通り金属組織を制御する点に特徴があるが、該金属組織を容易に形成して耐水素脆化特性と強度を効率よく高め、更に薄鋼板に必要な延性を確保するには、その基本成分を下記の通り制御する必要がある。
【００４６】
＜Ｃ：０．１０〜０．２５％＞
Ｃは、１１８０ＭＰａ以上の高強度を確保するのに必要である。また、オーステナイト相中に充分なＣ量を含ませて、室温でも所望のオーステナイト相を残留させるのに重要な元素でもあり、本発明では０．１０％以上含有させる。好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１５％以上である。但し、耐食性や溶接性を確保する観点から、本発明ではＣ量を０．２５％以下に抑える。好ましくは０．２３％以下である。
【００４７】
＜Ｓｉ：１．０〜３．０％＞
Ｓｉは、残留オーステナイトが分解して炭化物が生成するのを有効に抑える重要な元素である。また、材質を十分に硬質化させるのに有効な置換型固溶体強化元素でもある。この様な作用を有効に発現させるには、１．０％以上含有させることが必要である。好ましくは１．３％以上、より好ましくは１．６％以上である。但し、Ｓｉ量が過剰になると、熱間圧延でのスケール形成が顕著になり、またキズの除去にコストがかかり経済的に好ましくないため、３．０％以下に抑える。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．０％以下である。
【００４８】
＜Ｍｎ：１．０〜３．５％＞
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、所望の残留オーステナイトを得るのに必要な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには１．０％以上含有させる必要がある。好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．５％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になると偏析が顕著となり、加工性が劣化する場合があるので３．５％を上限とする。好ましくは３．０％以下である。
【００４９】
＜Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）＞
Ｍｏは、オーステナイトを安定化させて残留オーステナイトを確保し、水素侵入を抑制して耐水素脆化特性を向上させる効果がある。また鋼板の焼入れ性を高めるのにも有効な元素である。加えて粒界を強化し、水素脆化の抑制にも効果がある。この様な作用を有効に発揮させるには、Ｍｏを０．００５％以上含有させることが推奨される。より好ましくは０．１％以上である。但し、Ｍｏ量が１．０％を超えても上記効果が飽和してしまい経済的に無駄である。好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．５％以下とする。
【００５０】
＜Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）＞
Ｎｂは、鋼板の強度上昇及び組織の細粒化に非常に有効な元素であり、特にＭｏとの複合添加により該効果が十分に発揮される。この様な効果を発揮させるには０．００５％以上含有させることが推奨される。より好ましくは０．０１％以上である。但し、Ｎｂを過剰に含有させても、これらの効果が飽和して経済的に無駄であるため０．１％以下に抑える。好ましくは０．０８％以下である。
【００５１】
＜Ｐ：０．１５％以下（０％含まない）＞
Ｐは、粒界偏析による粒界破壊を助長する元素であるため、低い方が望ましく、その上限を０．１５％とする。好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０５％以下に抑える。
【００５２】
＜Ｓ：０．０２％以下（０％含まない）＞
Ｓは、腐食環境下で鋼板の水素吸収を助長する元素であるため、低い方が望ましく、その上限を０．０２％とする。
【００５３】
＜Ａｌ：１．５％以下（０％含まない）＞
Ａｌは脱酸のために０．０１％以上を添加してもよい。またＡｌは、脱酸作用のみならず、耐食性向上作用と耐水素脆化特性向上作用を有する元素でもある。
【００５４】
上記耐食性向上作用の機構としては、具体的に、母材そのものの耐食性向上と大気腐食により生じた生成錆による効果が考えられるが、特に後者の生成錆による効果が大きいものと推定される。その理由として、上記生成錆が通常の鉄錆より緻密で保護性に優れているため、大気腐食が抑制され、結果として該大気腐食で発生する水素量が低減されて、水素脆化、即ち、遅れ破壊が有効に抑制されるものと考えられる。
【００５５】
また、Ａｌの耐水素脆化特性向上作用の機構について、詳細は不明であるが、鋼板表面にＡｌが濃化することで鋼中への水素侵入が困難になることや、鋼中での水素の拡散速度が低下して水素の移動が困難となり、水素脆性が起こり難くなっているものと推定される。更に、Ａｌ添加によりラス状残留オーステナイトの安定性が増すことも、耐水素脆化特性向上に寄与していると考えられる。
【００５６】
この様なＡｌの耐食性向上作用と耐水素脆化特性向上作用を有効に発揮させるには、Ａｌ量を０．０２％以上、好ましくは０．２％以上、更に好ましくは０．５％以上とするのがよい。
【００５７】
しかし、アルミナ等の介在物の増加・巨大化を抑制して加工性を確保すると共に、微細な残留オーステナイト生成の確保、更にはＡｌ含有介在物を起点とする腐食の抑制や、製造上のコスト増大の抑制を図るには、Ａｌ量を１．５％以下に抑える必要がある。
【００５８】
一方、上述の通りＡｌ含有量が増加すると、アルミナ等の介在物が増加して加工性が劣化するため、上記アルミナ等の介在物を十分抑制し、加工性のより優れた鋼板を得るには、Ａｌ量を０．５％以下に抑えることが好ましく、より好ましくは０．３％以下、更に好ましくは０．１％以下である。
【００５９】
本発明で規定する含有元素（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｐ、ＳおよびＡｌ）は上記の通りであり、残部成分は実質的にＦｅであるが、鋼中に、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物として、０．００１％以下のＮ（窒素）等が含まれることが許容されるのは勿論のこと、前記本発明の作用に悪影響を与えない範囲で、下記の如く、更に他の元素を積極的に含有させることも有効である。
【００６０】
＜Ｃｕ：０．００３〜０．５％、Ｎｉ：０．００３〜１．０％およびＴｉ：０．００３〜１．０％よりなる群から選択される１種以上＞
Ｃｕ、ＮｉおよびＴｉの存在により、鋼材自体の耐食性が向上するため、鋼板の腐食による水素発生を十分に抑制することができる。またこれらの元素は、大気中で生成する「錆」の中でも熱力学的に安定で保護性があるといわれている酸化鉄：α−ＦｅＯＯＨの生成を促進させる効果も有しており、該錆の生成促進を図ることで、発生した水素の鋼板への侵入を抑制でき、過酷な腐食環境下において耐水素脆化特性を十分に高めることができる。該効果は、特にＣｕとＮｉを共存させることによって発現し易い。
【００６１】
上記効果を発揮させるには、Ｃｕを含有させる場合、０．００３％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１％以上である。またＮｉを含有させる場合には、０．００３％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１％以上である。更に、Ｔｉを含有させる場合には、０．００３％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０１％以上、更に好ましくは０．０３％以上である。尚、いずれの元素も過剰に含有させると加工性が低下するため、Ｃｕの場合は０．５％以下、ＮｉおよびＴｉの場合は１．０％以下に抑える。
【００６２】
＜Ｃｒ：０．００３〜２．０％＞
Ｃｒは耐食性向上作用により大気腐食で発生する水素量を低減し、その結果、鋼板の耐水素脆化特性を向上させる効果を発揮する元素である。こうした効果を発揮させるためには、０．００３％以上含有させることが好ましいが、Ｃｒ含有量が過剰になって２．０％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、鋼板の強度が過度に高くなり、加工性が劣化する。尚、Ｃｒ含有量のより好ましい下限は０．１％であり、より好ましい上限は１．０％である。
【００６３】
＜Ｂ：０．０００２〜０．０１％＞
Ｂは、鋼板の強度上昇に有効な元素であり、該効果を発揮させるには０．０００２％以上（より好ましくは０．０００５％以上）含有させることが好ましい。一方、Ｂが過剰に含まれていると熱間加工性が劣化するため、０．０１％以下（より好ましくは０．００５％以下）の範囲で含有させることが好ましい。
【００６４】
＜Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％およびＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％よりなる群から選択される１種以上＞
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ（希土類元素）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、即ちｐＨの低下を抑制して鋼板の耐食性を高めるのに有効な元素である。また、鋼中硫化物の形態を制御して、加工性を高めるのにも有効であり、該効果を十分に発揮させるには、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭのいずれの場合も０．０００５％以上含有させることが好ましい。一方、過剰に含まれていると加工性が劣化するため、Ｃａは０．００５％以下、Ｍｇ、ＲＥＭはそれぞれ０．０１％以下に抑えることが好ましい。
【００６５】
本発明において、上記成分組成を満たす鋼材を用いて、超高強度且つ優れた耐水素脆化特性を発揮する上記組織を形成するには、熱間圧延および冷間圧延後の連続焼鈍工程が極めて重要となる。即ち、本発明の鋼材を得るには、（ａ）焼鈍時の均熱温度Ｔ１をオーステナイト（γ）単相域以上として所定時間加熱保持し、（ｂ）所定の冷却速度で所定の温度範囲Ｔ２まで冷却し、（ｃ）その温度範囲Ｔ２で恒温保持した後、冷却することが必要である。以下、各工程について説明する。
【００６６】
［加熱保持条件（均熱温度条件）］
前述した成分組成を満足する鋼を、下記（１）式を満足する均熱温度Ｔ１（℃）で１０〜１８００秒間（保持時間：ｔ１）加熱保持する必要がある。
Ａ3変態点≦Ｔ１≦Ａ3変態点＋２０℃              …（１）
【００６７】
上記均熱温度Ｔ１は、所望のフェライトブロックサイズを得るために極めて重要である。この均熱温度Ｔ１が(Ａ3変態点＋２０℃）を超える場合には、オーステナイトの粒成長を招き、フェライトブロックサイズが粗大化するので好ましくない。また、均熱温度Ｔ１がＡ3変態点よりも低くなると、得られるラス状フェライト組織が激減することになる。
【００６８】
一方、均熱温度Ｔ１における保持時間ｔ１が1０秒未満の場合には、オーステナイト化が充分行われず、セメンタイトやその他の合金炭化物が残存してしまうので好ましくない。また保持時間ｔ１が１８００秒を超えると、オーステナイトの粒成長を招き、ブロックサイズが粗大化するので好ましくない。上記保持時間ｔ１は、好ましくは６０秒以上、１０００秒以下、より好ましくは１２０秒以上、６００秒以下である。
【００６９】
［均熱処理後の冷却速度］
次いで上記鋼板を下記（２）式で示す温度範囲Ｔ２まで冷却するが、このときの冷却速度は１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。この冷却は、パーライト変態領域を避けてパーライト組織の生成を防止する為に必要な工程であるので、このときの平均冷却速度は大きい程よく、より好ましくは３℃／ｓ以上、更に好ましくは１０℃／ｓ以上とすることが推奨される。
（Ｍｓ点−１００℃）≦Ｔ２≦（Ｂｓ点−１００℃）    …（２）
但し、Ｍｓ点：成分で決まるマルテンサイト変態開始温度
Ｂｓ点：成分で決まるベイナイト変態開始温度、を夫々示す。
【００７０】
［恒温保持条件］
上記温度（Ｔ２）まで冷却した後、この温度（Ｔ２）の範囲内で保持して恒温変態させることによって（以下、この処理を「オーステンパー処理」と呼ぶことがある）、所定の組織を導入することができる。このときの恒温保持温度（Ｔ２）は、所望のラス幅を得るために極めて重要な要件である。ここでの恒温保持温度（Ｔ２）が（Ｂｓ点−１００℃）を超えると、核生成の駆動力が低下し、ラス幅が拡大することになる。また恒温保持温度（Ｔ２）が（Ｍｓ点−１００℃）を下回ると、残留オーステナイトが減少するので好ましくない。
【００７１】
また、オーステンパー処理の時間（ｔ２）が１８００秒を超えるとラス状フェライトの転位密度が小さくなり水素のトラップ量が少なくなる他、所定の残留オーステナイトが得られない。一方、上記時間（ｔ２）が６０秒未満でも、所定のラス状フェライト組織が得られない。好ましくは上記時間（ｔ２）を９０秒以上、１２００秒以下、より好ましくは１２０秒以上、６００秒以下とする。尚、オーステンパー処理後の冷却方法については特に限定されず、空冷、急冷、気水冷却等を行うことができる。
【００７２】
上記の様なオーステンパー処理では、主にベイナイト変態が進行することが予想されるが、マルテンサイト変態も生じることがある。しかし、ベイナイト変態で得られる組織と、マルテンサイト変態で得られる組織の特徴が類似しており、明確に区別できない。どちらも、母相の組織形態が、ラス状（板状）のフェライトになっているからである。以下に、室温までの冷却過程で起こる得る組織変化を推定すると、次の通りである。
【００７３】
［Ｂｓ点以下、Ｍｓ点超の冷却過程］
オーステナイトが恒温保持中にベイナイト変態を起こし、未変態のオーステナイト中へＣ原子を排出する。Ｃ原子が高濃度なオーステナイト相は、冷却後の室温でも準安定に存在する残留オーステナイトを生成する。最終的に得られる主な組織は、ベイニティックフェライト（形態は、ラス状フェライト）と残留オーステナイトである。尚、この冷却工程は、基本的にベイナイトを生成させる工程に相当するものであるが、本発明ではＳｉを比較的多く含有させることによって、炭化物（Ｆｅ3Ｃ）の生成が抑制されてラス状フェライトとなるものであり、ベイナイト組織とは明らかに区別されるものである。
【００７４】
［Ｍｓ点以下の冷却過程］
オーステナイト単相域の均熱温度からの冷却過程で、Ｍｓ点に達したオーステナイト相の一部がマルテンサイト変態を起こすことになる。その後、未変態のオーステナイト相は恒温保持中に上記冷却過程と同じくベイナイト変態することになる。最終的に得られる組織は、ラスマルテンサイト（形態は、ラス状のフェライト）と残留オーステナイトである。従って、本発明における「ラス状のフェライト」の組織は、ベイニティックフェライトおよびラスマルテンサイトを含む組織である。
【００７５】
実操業を考慮すると、上記焼鈍処理は、連続焼鈍設備またはバッチ式焼鈍設備を用いて行うのが簡便である。また冷間圧延板にめっきを施して溶融亜鉛めっきとする場合には、めっき条件が上記熱処理条件を満足するように設定し、該めっき工程で上記熱処理を行ってもよい。
【００７６】
また、前述した連続焼鈍処理する前の熱延工程（必要に応じて冷延工程）は、特に限定されず、通常、実施される条件を適宜選択して採用することができる。具体的に上記熱延工程としては、例えばＡｒ3変態以上で熱延終了後、平均冷却速度約３０℃／ｓで冷却し、約５００〜６００℃の温度で巻取る等の条件を採用することができる。また、熱延後の形状が悪い場合には、形状修正の目的で冷間圧延を行ってもよい。
【００７７】
本発明は、薄鋼板を対象とするものであるが、製造条件による形態は特に限定されず、熱間圧延して得られた鋼板や更に冷間圧延して得られた鋼板の他、熱間圧延または冷間圧延を行った後に焼鈍を施し、その後に化成処理を施したり、溶融めっき、電気めっき、蒸着等によるめっきや、各種塗装、塗装下地処理、有機皮膜処理等を施してもよい。
【００７８】
上記めっきの種類としては、一般的な亜鉛めっき、アルミめっき等のいずれでも構わない。まためっきの方法は、溶融めっきまたは電気めっきのいずれでもよく、更にめっき後に合金化熱処理を施してもよく、複層めっきを施してもよい。また、非めっき鋼板上やめっき鋼板上にフィルムラミネート処理を施してもよい。
【００７９】
上記塗装を行なう場合には、各種用途に応じてリン酸塩処理などの化成処理を施したり、電着塗装を施してもよい。塗料は公知の樹脂が使用可能であり、エポキシ樹脂、フッ素含有樹脂、シリコンアクリル樹脂、ポリウレタン樹脂、アクリル樹脂、ポリエステル樹脂、フェノール樹脂、アルキッド樹脂、メラミン樹脂などを公知の硬化剤と共に使用することが可能である。特に耐食性の観点からはエポキシ樹脂、フッ素含有樹脂、シリコンアクリル樹脂の使用が推奨される。その他、塗料に添加される公知の添加剤、例えば着色用顔料、カップリング剤、レベリング剤、増感剤、酸化防止剤、紫外線安定剤、難燃剤などを添加してもよい。
【００８０】
また塗料の形態も特に限定されず、溶剤系塗料、粉体塗料、水系塗料、水分散型塗料、電着塗料など用途に応じて適宜選択することができる。上記塗料を用い、所望の被覆層を鋼材に形成させるには、ディッピング法、ロールコーター法、スプレー法、カーテンフローコーター法などの公知の方法を用いればよい。被覆層の厚みは用途に応じて公知の適切な値を採用すればよい。
【００８１】
本発明の超高強度鋼板は、バンパーやドアインパクトビーム、ピラー、レインフォース、メンバー等の自動車の補強部材等の自動車用強度部品の他、シートレール等の室内部品等にも適用することができる。この様に成形加工して得られる部品においても、十分な材質特性（強度）を有しかつ優れた耐水素脆化特性を発揮する。
【００８２】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、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、前・後記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、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【実施例】
【００８３】
［実施例１］
下記表１に示す成分組成からなる鋼（鋼種Ａ〜Ｕ）を真空溶製し、実験用スラブとした後、下記工程（熱延→冷延→連続焼鈍）に従って、板厚３．２ｍｍの熱延鋼板を得てから酸洗により表面スケールを除去し、その後１．２ｍｍ厚となるまで冷間圧延した。
【００８４】
＜熱延工程＞開始温度（ＳＲＴ）：１１５０〜１２５０℃で３０分間保持
仕上温度（ＦＤＴ）：８５０℃
冷却速度：４０℃／ｓ
巻取温度：５５０℃
＜冷延工程＞冷延率：５０％
＜連続焼鈍工程＞各鋼種について、（Ａ3点＋１５℃）で１２０秒間保持した後、平均冷却速度２０℃／ｓで下記表２中の温度Ｔ２（℃）まで急速冷却し、該Ｔ２（℃）で２４０秒間保持した。その後は室温まで空冷した。
【００８５】
ここで、表１に示すＡｃ3変態点の温度は、オーステナイトへの変態完了温度Ａｃ3の意味であり、下記（３）式によって求められるものである。また、ベイナイト変態開始温度Ｂｓおよびマルテンサイト変態開始温度Ｍｓは、夫々下記（４）式および（５）式によって求められる値である。尚、これらの式は、「レスリー鉄鋼材料科学」（丸善株式会社、１９８５年５月３１日発行、ｐ２１２，ｐ２３１，ｐ２７３）の記載内容に基づくものである。但し、本発明で規定する成分に該当しないものについては、式から除いて表示してある。
【００８６】
Ａｃ3変態点（℃)＝９１０−２０３［Ｃ］1/2−１５．２［Ｎｉ］＋４４．７［Ｓｉ］
＋３１．５［Ｍｏ］＋１１［Ｃｒ］＋２０［Ｃｕ］−７００［Ｐ］−
４００［Ａｌ］−４００［Ｔｉ］…（３）
Ｂｓ（℃）＝８３０−２７０［Ｃ］−９０［Ｍｎ］−３７［Ｎｉ］−７０［Ｃｒ］
−８３［Ｍｏ］…（４）
Ｍｓ（℃）＝５６１−４７４［Ｃ］−３３［Ｍｎ］−１７［Ｎｉ］−２１［Ｍｏ］
…（５）
但し、［Ｃ］，［Ｎｉ］，［Ｓｉ］，［Ｍｏ］，［Ｃｒ］，［Ｃｕ］，［Ｐ］，［Ａｌ］および［Ｔｉ］は、夫々Ｃ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｐ，ＡｌおよびＴｉの含有量（質量％）を示す。
【００８７】
この様にして得られた各鋼板の金属組織、引張強度（ＴＳ）、伸び［全伸びのこと（Ｅｌ）］、及び耐水素脆化特性（母材および打抜き加工部）を下記要領で夫々調べた。
【００８８】
［金属組織の観察］
製品板厚１／４の位置で圧延面と平行な面における任意の測定領域（約５０μｍ×５０μｍ、測定間隔は０．１μｍ）を対象に観察・撮影し、ラス状フェライト（ラス状α）および残留オーステナイト（残留γ）の面積率を前述した方法に従って測定した。このとき、倍率を４００倍とし、ラス幅についてもＳＥＭ写真によって測定した。そして任意に選択した２視野において同様に測定し、平均値を求めた。
【００８９】
［引張強度（ＴＳ）及び伸び（Ｅｌ）の測定］
引張試験はＪＩＳ５号試験片を用いて行い、引張強度（ＴＳ）と伸び（Ｅｌ）を測定した。尚、引張試験の歪速度は１ｍｍ／ｓとした。そして本発明では、上記方法によって測定される引張強度が１１８０ＭＰａ以上の鋼板を対象に、伸びが８％以上のものを「伸びに優れる」と評価した。
【００９０】
［耐水素脆化特性の評価］
（Ａ）母材の耐水素脆化特性
耐水素脆化特性を測定するに当たり、上記の各鋼板（母材）から１５０ｍｍ×３０ｍｍの短冊試験片を切り出して試験片とした。この短冊試験片を、曲げ部のＲが１５ｍｍとなる様な曲げ加工を施した後、１０００ＭＰａの応力を負荷し、５％塩酸水溶液中に浸漬して割れ発生までの時間を測定した。これらの結果を表２に示す。
【００９１】
（Ｂ）打抜き加工部の耐水素脆化特性
打抜き工具として、ダイス径：１０．２ｍｍ、パンチ径：１０ｍｍの市販の標準品を用い、成形速度：５０ｓｐｍ（ｓｔｒｏｋｅ／ｍｉｎ）とし、８０ｔｏｎクランクプレスを使用して、鋼板に穿孔した。打抜き加工後のサンプルを、５％塩酸水溶液中に浸漬し、８時間後に取り出して、打抜き穴の中心を通るように鋼板を切断した。引き続き、打抜き穴加工部の断面をＳＥＭ観察して、クラックの有無によって耐水素脆化特性を評価した（クラック有り：×、クラック無し：○）。
【００９２】
［溶接性の評価］
代表的な鋼種である実験Ｎｏ．１とＮｏ．２（鋼種Ａ、Ｂ）について溶接性試験を行なった。試験は、１．２ｍｍ厚さの供試材を用いてＪＩＳ  Ｚ  ３１３６、ＪＩＳ  Ｚ
３１３７に従って試験片を作製し、下記条件でスポット溶接を行った後、せん断引張試験（引張速度：２０ｍｍ／ｍｉｎで最大荷重を測定）と十字引張試験（引張速度：２０ｍｍ／ｍｉｎで最大荷重を測定）を行い、せん断引張強度（ＴＳＳ）と十字引張強度（ＣＴＳ）を求めた。そして、前記せん断引張強度（ＴＳＳ）と十字引張強度（ＣＴＳ）の比で表される延性比（ＣＴＳ／ＴＳＳ）が０．２以上の場合を溶接性に優れると評価した。その結果、Ｎｏ．２（鋼種Ｂ）の延性比が０．１９であるのに対し、Ｎｏ．１（鋼種Ａ）の延性比は０．２３と溶接性に優れていた。
【００９３】
＜スポット溶接条件＞
初期加圧時間：６０サイクル／６０Ｈｚ，加圧力４５０ｋｇｆ（４．４ｋＮ）
通電時間：１サイクル／６０Ｈｚ
溶接電流：８．５ｋＡ
これらの結果を、恒温保持温度Ｔ２と共に、下記表２に示す。
【００９４】
【表１】
2008081788.tif 000003
【００９５】
【表２】
2008081788.tif 000004
【００９６】
表１，２から次の様に考察することができる（尚、下記Ｎｏ．は、表２中の実験Ｎｏ．を示す）。
【００９７】
本発明で規定する要件を満たすＮｏ．１、７、１１〜２１（本発明鋼）は、１１８０ＭＰａ以上の超高強度鋼板でありながら、母材および打抜き加工部のいずれにおいても優れた耐遅れ破壊特性（耐水素脆化特性）を示している。またＴＲＩＰ鋼板として具備すべき伸びも良好であり、更に優れた溶接性も具備していることから、大気腐食雰囲気に曝される自動車の補強部品等として最適な鋼板が得られている。これに対し、本発明の規定を満足しないＮｏ．２〜６、８〜１０は、夫々、以下の不具合を有している。
【００９８】
Ｎｏ.２は、Ｃ量が過剰である鋼種Ｂを用いた例であるが、打抜き時にマルテンサイトが高硬度となり、ラス状フェライトとの界面でボイドが生成したため、打抜き加工部の耐水素脆化特性が悪くなっている。しかも、母材の耐水素脆化特性も十分とは言い難い。更に、十分な溶接性を有していない。
【００９９】
Ｎｏ．３は、Ｃ量が過度に不足している鋼種Ｃを用いているため、優れた耐水素脆化特性を要求される強度レベルを達成できていない。Ｎｏ．４は、Ｃ量の不足している鋼種Ｄを用いているため、ラス幅が２μｍを超えており、打抜き加工部の耐水素脆化特性が劣化している。
【０１００】
Ｎｏ．５は、Ｓｉ量の不足している鋼種Ｅを用いているため、残留オーステナイトが少なく、伸びが低く薄鋼板で要求される値（８％以上）に達していない。また、母材の耐水素脆化特性が得られていらず、打抜き加工部の耐水素脆化特性も劣っている。
【０１０１】
Ｎｏ．６は、Ｍｎ量の不足している鋼種Ｆを用いているため、十分な残留オーステナイトを確保できず、母材の耐水素脆化特性が得られていらず、打抜き加工部の耐水素脆化特性も劣っている。
【０１０２】
Ｎｏ．８は、Ｍｎ量が多い鋼種Ｈを用いているため、スラブの熱間圧延時に割れが生じたため、各種評価を行うことはできなかった。
【０１０３】
Ｎｏ．９、１０は、夫々Ｎｂ量およびＭｏ量が過剰になっている鋼種Ｉ，Ｊを用いているため、伸びが低く薄鋼板に要求される値に達していない。また、成形性が著しく劣る結果となったため、曲げ加工を施すことができず、母材の耐水素脆化特性を評価することができなかった。
【０１０４】
［実施例２］
前記表１の鋼種Ａを用いて実験用スラブとした後、実施例１と同じ条件で熱延および冷延した後、下記表３に示す種々の条件で連続焼鈍を施して得られた冷延鋼板について、実施例１と同様の評価を行った。このとき、均熱温度Ｔ１から恒温保持温度（オーステンパ温度）Ｔ２までの冷却速度は２０℃／ｓとした。その結果を、下記表３に示す。
【０１０５】
【表３】
2008081788.tif 000005
【０１０６】
表３から次の様に考察することができる（尚、下記Ｎｏ．は、表３中の実験Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．２２は、本発明の好ましい製造条件を外れるものであり（オーステンパー温度Ｔ２がＢｓ−８１℃）、ラス幅が２μｍを超えており、打抜き加工部の耐水素脆化特性が劣化している。
【０１０７】
Ｎｏ．２６のものは、加熱保持の均熱温度Ｔ１が（Ａｃ3点−５０℃）であり、得られた鋼板組織がラス状フェライト組織とならなかったため（即ち、従来のＴＲＩＰ鋼板となっている）、優れた耐水素脆化特性が要求される強度レベルに達していない。
【０１０８】
Ｎｏ．２７のものは、均熱温度Ｔ１が（Ａｃ3変態点＋１１０℃）であり、得られた鋼板組織のフェライトブロックの平均粒径が２０μｍを超えており、打抜き加工部の耐水素脆化特性が劣っている。
【０１０９】
これらに対して、Ｎｏ．２３〜２５のものは、本発明の好ましい製造条件で製造されたものであり、いずれも本発明で規定する要件を満足するものとなって、母材および打抜き加工部のいずれにおいても優れた耐水素脆化特性が得られていることが分かる。
【０１１０】
上記Ｎｏ．２４で得られた試験片（本発明例）のＳＥＭ観察写真（倍率：４０００倍）を図１に示す。この図１から、本発明の超高強度鋼板の金属組織は、ラス状フェライトのラス幅が２μｍ以下であることが分かる。一方、図２は、比較例であるＮｏ．２２のＳＥＭ観察写真例（倍率：４０００倍）であるが、この図２から、Ｎｏ．２２の超高強度鋼板では、ラス状フェライトのラス幅が２μｍよりも大きくなっていることが分かる。
【図面の簡単な説明】
【０１１１】
【図１】実施例２の実験Ｎｏ．２４（本発明例）における図面代用ＳＥＭ観察写真である。
【図２】実施例２の実験Ｎｏ．２２（比較例）における図面代用ＳＥＭ観察写真である。
【図１】
2008081788.tif 000006
【図２】
2008081788.tif 000007