JP4553372B2 - 耐水素脆化特性に優れた超高強度薄鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、耐水素脆化特性に優れた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の抑制された超高強度薄鋼板に関するものである。

自動車や産業用機械等を構成する高強度部品をプレス成形加工や曲げ加工して得るにあたり、該加工に供される鋼板は、優れた強度と延性を兼ね備えていることが求められている。近年では、自動車の更なる軽量化等に伴い１１８０ＭＰａ以上の超高強度鋼板に対するニーズが高まっており、この様なニーズに応える鋼板として、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。このうちＴＢＦ鋼は古くから知られており（例えば非特許文献１等）、硬質のベイニティックフェライトによって高強度が得られ易く、また当該組織中には、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。更にＴＢＦ鋼は、１回の熱処理（連続焼鈍工程またはめっき工程）によって容易に製造できるという製造上のメリットもある。

ところが１１８０ＭＰａ級以上の超高強度域では、他の高強度鋼材と同様にＴＲＩＰ鋼板においても、水素脆化による遅れ破壊という弊害が新たに生じることが知られている。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り、その結果、金属材料の延性や靭性が低下する等の弊害をもたらす。

従来よりボルト、ＰＣ鋼線やラインパイプといった用途に多く用いられる高強度鋼では、引張強度が９８０ＭＰａ以上になると、鋼中への水素の侵入により水素脆化（酸洗脆性、めっき脆性、遅れ破壊など）が発生することが広く知られている。従って、耐水素脆化特性を向上させる技術のほとんどは、上記ボルト等用の鋼材を対象とするものである。例えば非特許文献２には、金属組織を焼戻しマルテンサイト主体とし、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖといった焼戻し軟化抵抗性を示す元素を添加すれば、耐遅れ破壊性の向上に有効である旨報告されている。これは、合金炭化物を析出させて水素のトラップサイトとして活用することで、遅れ破壊形態を粒界から粒内破壊へ移行させ破壊を抑制する技術である。

ところで薄鋼板の場合、従来では、加工性や溶接性の観点から７８０ＭＰａ以上の鋼板があまり利用されず、また板厚が薄く水素が侵入しても短時間で放出されるため水素脆化がほとんど問題視されなかったこと等を理由に、水素脆化に対する積極的な対策がなされていなかった。しかし最近では、上述の通り自動車の軽量化や衝突安全性向上の必要性から、バンパー、インパクトビーム等の補強材やシートレール等に更なる高強度化が求められている。そして、これらの部品を得るべく９８０ＭＰａ以上の超高強度鋼板の需要が高まっており、これに伴い該超高強度鋼板における耐水素脆化特性を確実に高める必要に迫られている。

超高強度鋼板の耐水素脆化特性向上を図るにあたり、上記ボルト用鋼等に関する技術を転用することも考えられるが、例えば上記非特許文献２の場合、Ｃ量が０．４％以上でありかつ合金元素も多量に含んでいることから、該文献の技術を薄鋼板に適用しようとすれば、薄鋼板に要求される加工性や溶接性を確保できなくなる。また、合金炭化物の析出に数時間以上もの析出熱処理を要するため、製造性にも問題がある。従って、薄鋼板の耐水素脆化特性を高めるには独自の技術を確立する必要がある。

これまでに、鋼板の耐水素脆化特性を高める技術として、特許文献１には、Ｔｉ、Ｍｇを主体とする酸化物を存在させれば水素性欠陥を抑制できる旨提案されている。しかし該技術は、厚鋼板を対象とするものであり、大入熱溶接後の遅れ破壊については考慮されているが、薄鋼板を用いて製造された自動車部品等における使用環境（例えば腐食環境等）を十分考慮したものではない。また特許文献２には、Ｍｇの酸化物、硫化物、複合晶出物または複合析出物の分散形態（平均粒子径からの標準偏差や平均粒子径）、残留オーステナイトの体積率および鋼板強度の相互関係を制御すれば、延性と成形加工後の耐遅れ破壊特性を同時に向上できる旨示されている。しかし、鋼板の腐食により水素が発生・存在するような環境下での耐水素脆化特性を、析出物の形態制御によるトラップ効果のみで高めることは難しい。

非特許文献３及び非特許文献４では、ＴＲＩＰ鋼の耐水素脆化特性について検討されており、その中で、とりわけＴＢＦ鋼の水素吸蔵量が多く、ＴＢＦ鋼の破面を観察すると、水素吸蔵による擬へき開破壊が抑えられていると示されている。しかしながら、該文献に報告されたＴＢＦ鋼の遅れ破壊特性は、陰極チャージ試験による割れ発生までの時間でせいぜい１０００秒程度であり、自動車用部品等の様な長時間にわたる過酷な使用環境を十分考慮しているとは言い難い。また、上記文献の熱処理条件は、加熱温度を高く設定している為、実機の生産効率等が悪い等の不具合も有しており、生産効率にも優れた新規なＴＢＦ鋼の開発が切望されている。
特開平１１−２９３３８３号 特開２００３−１６６０３５号 NISSHIN STEEL TECHNICAL REPORT（日新製鋼技報）、No. 43、Dec. 1980、p.1-10 「遅れ破壊解明の新展開」（日本鉄鋼協会、1997年１月発行）p.111〜120 北條智彦、外５名，「超高強度低合金ＴＲＩＰ鋼の水素脆性（第１報 水素吸蔵特性と延性）」，日本材料学会第５１期 学術講演会講演論文集，2002年，第８巻，p.17-18 北條智彦、外５名，「超高強度低合金ＴＲＩＰ鋼の水素脆性に及ぼすオーステンパ処理温度の影響」，ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ，2003年，第１６巻，p.568

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、ＴＲＩＰ鋼板の特徴である優れた延性を損なうことなく、引張強度が１１８０ＭＰａ以上の超高強度域において、耐水素脆化特性の著しく高められたＴＲＩＰ薄鋼板を提供することにある。

本発明に係る耐水素脆化特性に優れた超高強度薄鋼板は、Ｃ：０．１０〜０．２５％（質量％の意味、成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｍｎ：１．０〜３．５％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：１．５％以下（０％を含まない）を満たすと共に、Ｃｕ：０．００３〜０．５％、及び／又はＮｉ：０．００３〜１．０％を含み、残部が鉄及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、
・ベイニティックフェライト及びマルテンサイトが合計で８０％以上、
・フェライト及びパーライトが合計で９％以下（０％を含む）であると共に、
上記残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸／短軸）が５以上であり、
更に引張強度が１１８０ＭＰａ以上であるところに特徴がある（以下「本発明鋼板１」ということがある）。

本発明に係る耐水素脆化特性に優れた別の超高強度薄鋼板は、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｍｎ：１．０〜３．５％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．５％以下（０％を含まない）を満たすと共に、Ｃｕ：０．００３〜０．５％、及び／又はＮｉ：０．００３〜１．０％を含み、残部が鉄及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、
・ベイニティックフェライト及びマルテンサイトが合計で８０％以上、
・フェライト及びパーライトが合計で９％以下（０％を含む）であると共に、
上記残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸／短軸）が５以上であり、
更に引張強度が１１８０ＭＰａ以上であるところに特徴がある（以下「本発明鋼板２」ということがある）。

本発明の超高強度薄鋼板は、更に、Ｔｉ及び／又はＶを合計で０．００３〜１．０％、Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．０００２〜０．０１％を含むものであってもよい。また更に、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種以上を含んでいてもよい。

本発明によれば、腐食による水素の発生を抑制し、また外部からの水素侵入を抑制すると共に、侵入した水素が無害化されて耐水素脆化特性の十分に高められた引張強度が１１８０ＭＰａ以上の超高強度薄鋼板を、生産性よく製造することができ、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を提供することができる。

高強度鋼材として従来より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。

そこで本発明者らは、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）を達成すべく、下記（ａ）〜（ｄ）の実現を目標に掲げ、そのための具体的手段を検討した。

即ち、本発明では、
（ａ）水素脆化の原因となる水素の発生を十分に抑制すると共に、
（ｂ）発生した水素の鋼板への侵入を抑制して、
鋼板中に存在する拡散性水素を著しく低減すると共に、
（ｃ）鋼板内における粒界破壊の起点を減少させ、かつ
（ｄ）鋼板の水素トラップ能力を向上させて、
鋼板中の拡散性水素濃度を無害レベルにまで下げるべく具体的手段の検討を行った。

その結果、上記（ａ）、（ｂ）を達成するには、Ｃｕ：０．００３〜０．５％、及び／又はＮｉ：０．００３〜１．０％を含有させることが大変有効であり、該元素を必須成分とすることで、組織制御による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た。

詳細には、Ｃｕ、Ｎｉ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、大気中で生成するさび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、該さび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。

上記効果を発揮させるには、Ｃｕを含有させる場合、０．００３％以上とする必要がある。好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上である。またＮｉを含有させる場合には、０．００３％以上とする必要がある。好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上である。

尚、どちら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の場合は１．０％以下に抑える。

また、上記（ｃ）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、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、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」とすれば、該ベイニティック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、該ベイニティック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。

上記（ｄ）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わかった。

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。

＜ベイニティックフェライト（ＢＦ）＋マルテンサイト（Ｍ）：８０％以上＞
本発明では、上述の通り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（ベイニティックフェライトが主体）とする。前述した通り、ベイニティック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、ラス状のベイニティック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、ベイニティックフェライトとマルテンサイトを合計で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得、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。

尚、本発明でいうベイニティックフェライトとは、板状のフェライトであって、転位密度が高い下部組織を意味しており、転位がないか又は極めて少ない下部組織を有するポリゴナルフェライトとは、ＳＥＭ観察によって以下の通り、明瞭に区別される。

ベイニティック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５０×５０μｍ）をＳＥＭ（Scanning Electron Microscope，走査型電子顕微鏡）観察（倍率：１５００倍）することにより算出される。

ベイニティックフェライトはＳＥＭ写真では濃灰色を示す（ＳＥＭの場合、ベイニティックフェライトと残留オーステナイトやマルテンサイトとを分離区別できない場合もある）が、ポリゴナルフェライトはＳＥＭ写真において黒色であり、多角形の形状で内部に残留オーステナイトやマルテンサイトを含まない。

本発明で使用するＳＥＭは、「ＥＢＳＰ（Electron Back Scatter diffraction Pattern）検出器を備えた高分解能型ＦＥ−ＳＥＭ（Field Emission type Scanning Electron Microscope ，Philips社製、ＸＬ３０Ｓ−ＦＥＧ）」であり、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。

＜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。

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、特にその形状が平均軸比（長軸／短軸）で５以上の場合に、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。上記残留オーステナイトの平均軸比は、好ましくは１０以上、更に好ましくは１５以上である。一方、上記平均軸比の上限は、耐水素脆化特性を高める観点から特に規定されないが、ＴＲＩＰ効果を有効に発揮させるには残留オーステナイトの厚さが或る程度必要であり、この点を考慮すれば、その上限を３０とするのが好ましく、より好ましくは２０以下である。

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。

上記残留オーステナイトの安定性の観点からは、残留オーステナイト中のＣ濃度（Ｃ_γＲ）が０．８％以上であることが推奨される。またこのＣ_γＲを０．８％以上に制御すれば伸び等を有効に高めることもできる。好ましくは１．０％以上であり、より好ましくは１．２％以上である。尚、上記Ｃ_γＲは高い程好ましいが、実操業上、調整可能な上限は概ね１．６％と考えられる。

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、上記ベイニティックフェライト及びマルテンサ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５０×５０μｍ、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 Microscopy^TM）システムを用いた。

また上記平均軸比の測定は、ＴＥＭ（Transmission Electron Microscope）で観察し（倍率１．５万倍）、任意に選択した３視野において、存在する残留オーステナイト結晶粒の長軸と短軸を測定し軸比を求め、その平均値を算出して平均軸比とした。

＜フェライト（Ｆ）＋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、ベイニティックフェライト＋マルテンサ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。

本発明は、上記の通り規定量のＣｕ及び／又はＮｉを含有させると共に、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、その他の成分を下記の通り制御する必要がある。

＜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。

＜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１．２％以上、より好ましくは１．５％以上である。但し、Ｓｉ量が過剰であると、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。

＜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。

＜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。

＜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。

＜Ａｌ：１．５％以下（０％含まない）＞（本発明鋼板１の場合）
＜Ａｌ：０．５％以下（０％含まない）＞（本発明鋼板２の場合）
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。

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さびによる効果が考えられるが、特に後者の生成さびによる効果が大きいものと推定される。その理由として、上記生成さびが通常の鉄さび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。

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。

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。

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の生成確保、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。製造上の観点からは、Ａ_３点が１０００℃以下になるよう調整することが好ましい。

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。好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．１％以下である。

本発明で規定する含有元素（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌと、Ｃｕ及び／又はＮｉ）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可能である。

＜Ｔｉ及び／又はＶ：合計で０．００３〜１．０％＞
Ｔｉは、上記Ｃｕ、Ｎｉと同様に保護性さびの生成促進効果を有する。該保護性さびは、特に塩化物環境下で生成して耐食性（結果として耐水素脆化特性）に悪影響を及ぼすβ−ＦｅＯＯＨの生成を抑制するといった非常に有益な作用を有している。この様な保護性さびの形成は、特にＴｉとＶ（またはＺｒ）とを複合添加することで促進される。Ｔｉは、非常に優れた耐食性を付与する元素でもあり、鋼を清浄化する利点も併せ持つ。

またＶは、上述の通りＴｉと共存して耐水素脆化特性を向上させる効果を有する他、鋼板の強度上昇、細粒化にも有効な元素である。

上記Ｔｉ及び／又はＶの効果を十分に発揮させるには、合計で０．００３％以上（より好ましくは０．０１％以上）含有させることが好ましい。特に耐水素脆化特性を向上させる観点からは、Ｔｉを０．０３％超添加させるのが好ましく、より好ましくはＴｉを０．０５％以上添加する。一方、Ｔｉを過剰に添加しても、効果が飽和状態となるので経済的に好ましくなく、またＶを過剰に添加すると、炭窒化物の析出が多くなり加工性および耐水素脆化特性の低下を招く。よってＴｉ及び／又はＶは、合計１．０％以下の範囲内で添加することが好ましい。より好ましくは０．５％以下である。

＜Ｚｒ：０．００３〜１．０％＞
Ｚｒは、鋼板の強度上昇、細粒化に有効な元素であり、Ｔｉと共存し、耐水素脆化特性を向上させる効果がある。この様な効果を有効に発揮させるには、Ｚｒを０．００３％以上含有させることが好ましい。一方、Ｚｒが過剰に含まれると、炭窒化物の析出が多くなり加工性や耐水素脆化特性が低下するため、１．０％以下の範囲内で添加することが好ましい。

＜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。

＜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。

＜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。

＜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＞
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。

本発明は、製造条件まで規定するものではないが、上記成分組成を満たす鋼材を用いて、超高強度か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、熱間圧延後、またはその後に行う冷間圧延の後に、下記要領で熱処理を行うことが推奨される。即ち、前述した成分組成を満足する鋼をＡ_３点〜（Ａ_３点＋５０℃）の温度（Ｔ１）で１０〜１８００秒間（ｔ１）加熱保持後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で（Ｍｓ点−１００℃）〜Ｂｓ点の温度（Ｔ２）まで冷却し、該温度域で６０〜１８００秒間（ｔ２）加熱保持することが推奨される。

上記Ｔ１が（Ａ_３点＋５０℃）を超えるか、ｔ１が１８００秒を超えると、オーステナイトの粒成長を招き、加工性（伸びフランジ性）が悪化するので好ましくない。一方、上記Ｔ１がＡ_３点の温度より低くなると、所定のベイニティックフェライト組織が得られない。また、上記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。上記ｔ１は、好ましくは３０秒以上６００秒以下、より好ましくは６０秒以上４００秒以下である。

次いで上記鋼板を冷却するが、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却するのは、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である。この平均冷却速度は大きい程よく、好ましくは５℃／ｓ以上、より好ましくは１０℃／ｓ以上とすることが推奨される。

次に、（Ｍｓ点−１００℃）〜Ｂｓ点まで上記速度で冷却した後、恒温変態させることによって所定の組織を導入することができる。ここでの加熱保持温度（Ｔ２）がＢｓ点を超えると、本発明にとって好ましくないパーライトが多量に生成し、ベイニティックフェライト組織を十分に確保することができない。一方、上記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。

また、加熱保持時間（ｔ２）が１８００秒を超えるとベイニティック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ｔ２が６０秒未満でも、所定のベイニティックフェライト組織が得られない。好ましくは上記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。加熱保持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。

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。

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Ａｒ_３点以上で熱延終了後、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。ここで、冷延率は１〜７０％とすることが推奨される。冷延率７０％を超える冷間圧延は、圧延荷重が増大して圧延が困難となるからである。

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。

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かまわない。まためっきの方法は、溶融めっき及び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。

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。

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。

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。この様に形成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。

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。

表１に記載の成分組成からなる供試鋼Ｎｏ．Ａ〜Ｙ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。

＜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＞各供試鋼について、Ａ_３点＋３０℃で１２０秒間保持した後、平均冷却速度２０℃／ｓで表２中のＴｏ℃まで急速冷却（空冷）し、該Ｔｏ℃で２４０秒間保持した。その後は室温まで気水冷却した。

尚、表２のＮｏ．１７では、比較例として従来の高強度鋼であるマルテンサイト鋼を作製するため、冷間圧延後の鋼板を８３０℃まで加熱し５分間保持した後に水焼入れし、３００℃で１０分間焼き戻した。またＮｏ．２０では、冷間圧延後の鋼板を８００℃まで加熱し１２０秒間保持した後、平均冷却速度２０℃／ｓで３５０℃まで冷却し、該温度で２４０秒間保持した。

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を下記要領で夫々調べた。

［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、ベイニティックフェライト（ＢＦ）及びマルテンサイト（Ｍ）の面積率、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。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。またその他の組織（フェライトやパーライト等）を、全組織（１００％）から上記組織の占める面積率を差し引いて求めた。更に残留オーステナイト結晶粒の平均軸比を前述の方法に従って測定し、平均軸比が５以上のものを本発明の要件を満たす（○）とし、平均軸比が５未満のものを本発明の要件を満たさない（×）と評価した。

［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／ｓｅｃ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。

［耐水素脆化特性の評価］
耐水素脆化特性を測定するに当たり、上記の各鋼板から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。

また実際の使用環境を想定し、上記の様にして作製した曲げ試験片に対し、３％ＮａＣｌ溶液のスプレー噴霧を１日１回３０日間連続して行う促進暴露試験を実施し、割れ発生までの日数を測定した。これらの結果を表２に示す。

更に、一部の鋼種については水素チャージ４点曲げ試験も行った。詳細には、上記の各鋼板から切り出した６５ｍｍ×１０ｍｍの短冊試験片を（０．５ｍｏｌ／Ｈ_２ＳＯ_４＋０．０１ｍｏｌ／ＫＳＣＮ）溶液に浸漬させて陰極水素チャージを行い、３時間破断しない最大応力を限界破断応力（ＤＦＬ）として測定した。そして、表２の実験Ｎｏ．３（鋼種記号Ｃ）のＤＦＬに対する比（ＤＦＬ比）を求めた。

これらの結果を表２に併記する。

［溶接性の評価］
代表的な鋼種であるＮｏ．１とＮｏ．１５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ＪＩＳＺ ３１３６、ＪＩＳＺ 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．１５（従来鋼）の延性比が０．１９であるのに対し、Ｎｏ．１（開発鋼）の延性比は０．２２と溶接性に優れていた。

＜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

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）。

本発明で規定する要件を満たすＮｏ．１〜１４（本発明鋼板２）、２１〜２５（本発明鋼板１）は、１１８０ＭＰａ以上の超高強度鋼板でありながら、塩水噴霧試験および実際の腐食環境を想定した促進暴露試験において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。特に、Ｎｏ．２１〜２５は、より優れた耐水素脆化特性を示している。

これに対し、本発明の規定を満足しないＮｏ．１５〜２０、２６は、夫々、以下の不具合を有している。

即ち、Ｎｏ.１５はＣ量が過剰である鋼種Ｏを用いた例であるが、十分な溶接性を有していない。

Ｎｏ．１６は、Ｍｎ量の不足している鋼種Ｐ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、耐水素脆化特性に劣っている。

Ｎｏ．１７は、Ｓｉ量の不足している鋼種Ｑを用いて従来の高強度鋼であるマルテンサイト鋼を得た例であるが、残留オーステナイトがほとんど存在していないため、耐水素脆化特性に劣っている。また、薄鋼板に要求される伸びも確保できていない。

Ｎｏ．１８は、Ｃ量の不足している鋼種Ｒを用いているため、高強度を達成できていない。Ｎｏ．１９は、Ｃｕ及び／又はＮｉを含んでいないため、十分な耐食性を確保できず、本発明レベルの耐水素脆化特性を確保することができなかった。

Ｎｏ．２０は、本発明で規定する成分組成を満たす鋼材を用いているが、推奨される条件で製造しなかったため、得られた鋼板は従来のＴＲＩＰ鋼板となった。その結果、残留オーステナイトは、本発明で規定する平均軸比を満たさず、また母相も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ならなかったため、優れた耐水素脆化特性の要求される強度レベルにない。

Ｎｏ．２６は、本発明鋼板１として規定するＡｌ量を上回っているため、所定量の残留オーステナイトは確保できているが、該残留オーステナイトが本発明で規定する平均軸比を満たさず、また所望の母相とならず、更にはＡｌＮ等の介在物も生成したため耐水素脆化特性に劣っている。

次に、上記表１の鋼種記号Ａ、Ｉの鋼板と比較鋼板（従来品である５９０ＭＰａ級の高張力鋼板）を用いて部品を成形し、下記の通り、耐圧壊性試験及び耐衝撃特性試験を行って、成形品としての性能（耐圧壊性及び耐衝撃特性）を調べた。

［耐圧壊性試験］
まず、表１の鋼種記号Ａ、Ｉの鋼板と比較鋼板を用いてそれぞれ図１に示す様な部品（試験体，ハットチャンネル部品）１を作成し、次の様にして圧壊性試験を行なった。即ち、図１に示す部品のスポット溶接位置２に、先端径６ｍｍの電極から、チリ発生電流よりも０．５ｋＡ低い電流を流して、図１に示す通り３５ｍｍピッチでスポット溶接を行った。そして図２に示す様に、部品１の長手方向中央部の上方から金型３を押し付けて最大荷重を求めた。また荷重−変位線図の面積から吸収エネルギーを求めた。その結果を表３に示す。

表３より、本発明の鋼板を用いて作成した部品（試験体）は、強度の低い従来の鋼板を用いた場合より高い荷重を示し、また吸収エネルギーも高くなっていることから、優れた耐圧壊性を有していることがわかる。

［耐衝撃特性試験］
表１の鋼種記号Ａ、Ｉの鋼板と比較鋼板を用いてそれぞれ図３に示す様な部品（試験体，ハットチャンネル部品）４を作成し、次の様にして耐衝撃特性試験を行なった。尚、図４は、前記図３における部品４のＡ−Ａ断面図を示している。耐衝撃特性試験は、上記耐圧壊性試験の場合と同様に部品４のスポット溶接位置５にスポット溶接を行った後、図５に模式的に示す通り部品４を土台７にセットし、該部品４の上方から、落錘（質量：１１０ｋｇ）６を高さ１１ｍの位置から落下させて、部品４が４０ｍｍ変形（高さ方向が収縮）するまでの吸収エネルギーを求めた。その結果を表４に示す。

表４より、本発明の鋼板を用いて作成した部品（試験体）は、強度の低い従来の鋼板を用いた場合より高い吸収エネルギーを示し、優れた耐衝撃特性を有していることがわかる。

参考までに、本実施例で得られた試験片のＴＥＭ観察写真を示す。図６は、本発明例であるＮｏ．１のＴＥＭ観察写真例であるが、この図６から、本発明の超高強度鋼板の金属組織は、本発明で規定するラス状の残留オーステナイト（図６中、棒線状の黒色部分）が分散した状態であることがわかる。一方、図７は、比較例であるＮｏ．２０のＴＥＭ観察写真例であるが、この図７から、Ｎｏ．２０の超高強度鋼板には残留オーステナイト（図７中のやや丸い黒色部分）が存在しているが、本発明の規定を満たさない塊状の残留オーステナイトであることがわかる。

実施例における耐圧壊性試験に用いた部品の概観斜視図である。 実施例における耐圧壊性試験の様子を模式的に示した側面図である。 実施例における耐衝撃特性試験に用いた部品の概観斜視図である。 上記図３におけるＡ−Ａ断面図である。 実施例における耐衝撃特性試験の様子を模式的に示した側面図である。 実施例のＮｏ．１（本発明例）におけるＴＥＭ観察写真例（倍率：１５，０００倍）である。 実施例のＮｏ．２０（比較例）におけるＴＥＭ観察写真例（倍率：１５，０００倍）である。

符号の説明

１ 耐圧壊性試験用部品（試験体）
２，５ スポット溶接位置
３ 金型
４ 耐衝撃特性試験用部品（試験体）
６ 落錘
７ （耐衝撃特性試験用）土台

Claims (6)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．１０〜０．２５％、
   Ｓｉ：１．０〜３．０％、
   Ｍｎ：１．０〜３．５％、
   Ｐ ：０．１５％以下、
   Ｓ ：０．０２％以下、
   Ａｌ：１．５％以下（０％を含まない）
   を満たすと共に、
   Ｃｕ：０．００３〜０．５％、及び／又は
   Ｎｉ：０．００３〜１．０％
   を含み、残部が鉄及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、
   ベイニティックフェライト及びマルテンサイトが合計で８０％以上、
   フェライト及びパーライトが合計で９％以下（０％を含む）であると共に、
   上記残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸／短軸）が５以上であり、
   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超高強度薄鋼板。
2. 質量％で、
   Ｃ ：０．１０〜０．２５％、
   Ｓｉ：１．０〜３．０％、
   Ｍｎ：１．０〜３．５％、
   Ｐ ：０．１５％以下、
   Ｓ ：０．０２％以下、
   Ａｌ：０．５％以下（０％を含まない）
   を満たすと共に、
   Ｃｕ：０．００３〜０．５％、及び／又は
   Ｎｉ：０．００３〜１．０％
   を含み、残部が鉄及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、
   ベイニティックフェライト及びマルテンサイトが合計で８０％以上、
   フェライト及びパーライトが合計で９％以下（０％を含む）であると共に、
   上記残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸／短軸）が５以上であり、
   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超高強度薄鋼板。
3. 更に、質量％で、
   Ｔｉ及び／又はＶを合計で０．００３〜１．０％含む請求項１または２に記載の超高強度薄鋼板。
4. 更に、質量％で、
   Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、
   Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）
   を含む請求項１〜３のいずれかに記載の超高強度薄鋼板。
5. 更に、質量％で、
   Ｂ：０．０００２〜０．０１％を含む請求項１〜４のいずれかに記載の超高強度薄鋼板。
6. 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１〜５のいずれかに記載の超高強度薄鋼板。