JP2007211279A - 耐水素脆性に優れた超高強度鋼板とその製造方法及び超高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法並びに超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】水素性欠陥を防止し、耐水素脆性性に優れた超高強度鋼板とその製造方法及び超高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法並びに超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供する。
【解決手段】本発明の超高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒ各々の含有量の合計が０．３％以上であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼板の表面から１０μｍ以内の表層の結晶粒界、結晶粒内、結晶粒界及び結晶粒内のいずれか１種または２種以上に、酸化物を平均含有率０．０１〜３０質量％にて含有してなる。
【選択図】なし

Description

本発明は、自動車、建材、家電製品等に用いて好適な耐水素脆性に優れた超高強度鋼板とその製造方法及び超高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法並びに超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。

従来、ボルト、ＰＣ鋼線やラインパイプといった用途には高強度鋼が多く使われており、９８０ＭＰａ以上の強度になると、鋼中への水素の侵入により水素脆性が発生することが知られている。これに対し、（１）薄鋼板は板厚が薄いため水素が侵入しても短時間で放出されること、（２）加工性の点で９８０ＭＰａ以上の鋼板の利用がほとんどなかったこと等から、水素脆性に対しては、ほとんど問題とされていなかった。
近年、自動車の軽量化や衝突安全性の向上の必要性から、９８０ＭＰａ以上の超高強度薄鋼板をバンパーやインパクトビーム等の補強材に使用に供する場合が急速に増えてきており、耐水素脆性を備えた超高強度薄鋼板の開発が急務となっている。
この耐水素脆性を向上させる技術は、ほとんどがボルトや条鋼、厚板といった製品のままでかつ耐力または降伏応力以下で使用されることの多い鋼材に対して開発されてきている。

例えば、条鋼・ボルト用鋼においては、焼き戻しマルテンサイトを中心に開発が行われ、にＣｒ、Ｍｏや Ｖといった焼き戻し軟化抵抗性を示す添加元素が耐水素脆性性向上に有効であることが報告されている（非特許文献１）。これは、合金炭化物を析出させて、これを水素のトラップサイトに活用することで水素脆性形態を粒界から粒内破壊へと移行させる技術である。
また、Ｔｉ、Ｍｇを主体とする酸化物が水素性欠陥を防ぐことに効果があるという提案がなされている（特許文献１）。

一方、薄鋼板の水素脆性に関しては、例えば、残留オーステナイト量の加工誘起変態に起因した水素脆性の助長について報告されている（非特許文献２）。これは、薄鋼板の成型加工を考慮したものであるが、耐水素脆性性を劣化させない残留オーステナイト量の規制について報告がなされている。
また、水素トラップ能と成形性を考慮した薄鋼板として、耐つまとび性に優れたホウロウ容器用鋼板が提案されている（特許文献２）。これは、製造時に鋼板中に進入する水素を、鋼板内に含まれる酸化物でトラップすることで、ホウロウがけを行った後に発生するつまとびと呼ばれる表面欠陥を抑制しようとするものである。このことから、鋼板内部には多量の酸化物を含むこととなる。
「水素脆性解明の新展開」、日本鉄鋼協会、１９９７年１月発行 山崎等、「超高強度冷延鋼板の加工性と遅れ破壊特性に及ぼす組織の影響（ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ）」、日本鉄鋼協会、１９９２年１０月発行、第５巻、第６号、１８３９〜１８４２頁 特開平１１―２９３３８３号公報 特開平１１―１００６３８号公報

ところで、従来の非特許文献１の鋼は、Ｃ量０．４％以上で合金元素も多く含むことから、薄鋼板で要求される加工性や溶接性が劣悪で、さらに、合金炭化物を析出させるために数時間以上熱処理する必要があるため、製造工程が非常に長くなり、製造コストが増大するという問題点があった。
また、特許文献１の鋼板は、対象が厚鋼板であり、特に大入熱の溶接後の水素脆性については考慮されているものの、薄鋼板に要求される高い成形性と耐水素脆性を両立させる点に関しては一切考慮されていない。
また、非特許文献２の薄鋼板は、特定の組織を持つ高強度薄鋼板であり、根本的な耐水素脆性を向上させる対策にはなっていない。

また、特許文献２のホウロウ容器用鋼板は、つまとびと呼ばれる表面欠陥を抑制するために鋼板内部に多量の酸化物を含んだものであるから、これら酸化物を鋼板内に高密度に分散させると、成形性の劣化を招くこととなり、高い成形性が必要とされる自動車用鋼板への適用には問題がある。加えて、この鋼板は、高強度と耐水素脆性の両立を図ったものでもない。

このように、焼き戻しマルテンサイト鋼において遅れ破壊は、旧オーステナイト粒界等に水素が集積することによってボイド等が発生し、その部分が起点となって破壊を生じると考えられている。そこで、水素のトラップサイトを均等かつ微細に分散させて、その部分に水素をトラップさせると、拡散性水素濃度が下がり、遅れ破壊の感受性が下がる。既に述べたように、ＭｇおよびＴｉを複合添加した厚鋼板における酸化物の分散形態制御で、水素起因の耐遅れ破壊性が向上することが分かっている。これら酸化物は成形性に乏しく強加工を受ける際は、成形性を劣化させてしまう。その結果、優れた加工性が要求される薄鋼板においては、ＴｉやＭｇ等の酸化物を水素脆性が抑制可能なほど高密度に分散させ難い。
あるいは、Ｖ等の合金炭化物を鋼中への分散には長時間を有することから、薄鋼板の製造ラインである連続焼鈍ラインや連続めっきラインでの活用は行い難い。

本発明は、上記の事情に鑑みてなされたものであって、水素性欠陥を防止し、溶接部での耐水素脆性性に優れた超高強度鋼板とその製造方法及び超高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法並びに超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することを目的とする。

本発明者等は、鋭意検討した結果、薄鋼板における使用環境を考慮して、耐水素脆性性を向上させる方法を見出すに至った。すなわち、鋼板にＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを添加し、かつ、連続焼鈍工程あるいは連続溶融亜鉛めっき工程における雰囲気を制御することで、鋼板の表面から１０μｍ以内の表層、めっき層中、あるいは鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面から１０μｍ以内の表層における結晶粒界、または結晶粒内、もしくは結晶粒界及び結晶粒内に酸化物を形成させることにより、薄鋼板としての必要特性である成形性や耐食性を損なうことなく、耐水素脆性に優れる引張最大強度９８０以上の超高強度鋼板が得られることを見出した。
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。

（１） 質量％で、Ｃ：０．０６〜０．２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、かつ、前記Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒ各々の含有量の合計が０．３％以上であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼板の表面から１０μｍ以内の表層の結晶粒界、結晶粒内、結晶粒界及び結晶粒内のいずれか１種または２種以上に、酸化物を平均含有率０．０１〜３０質量％にて含有してなることを特徴とする耐水素脆性に優れた超高強度鋼板。

（２） 質量％で、Ｃ：０．０６〜０．２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、
かつ、前記Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒ各々の含有量の合計が０．３％以上であり、
残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼板の表面に、
Ｆｅを７質量％未満含有し、残部がＺｎ、Ａｌおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層を形成し、
前記鋼板と前記溶融亜鉛めっき層との界面から１０μｍ以内の前記鋼板内の結晶粒界、結晶粒内、結晶粒界及び結晶粒内、前記溶融亜鉛めっき層内のいずれか１種または２種以上に、酸化物を平均含有率０．０１〜３０質量％にて含有してなることを特徴とする耐水素脆性に優れた超高強度鋼板。

（３） 質量％で、Ｃ：０．０６〜０．２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、
かつ、前記Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒ各々の含有量の合計が０．３％以上であり、
残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼板の表面に、
Ｆｅを７〜１５質量％含有し、残部がＺｎ、Ａｌおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層を形成し、
前記鋼板と前記合金化溶融亜鉛めっき層との界面から１０μｍ以内の前記鋼板内の結晶粒界、結晶粒内、結晶粒界及び結晶粒内、前記溶融亜鉛めっき層内のいずれか１種または２種以上に、酸化物を平均含有率０．０１〜３０質量％にて含有してなることを特徴とする耐水素脆性に優れた超高強度鋼板。

（４） さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％を含有してなることを特徴とする上記（１）ないし（３）のいずれかに記載の耐水素脆性に優れた超高強度鋼板。

（５） さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｖ：０．００５〜０．３％、Ｗ：０．００５〜０．３％の群から選択された１種または２種以上を含有してなることを特徴とする上記（１）ないし（４）のいずれかに記載の耐水素脆性に優れた超高強度鋼板。

（６） さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有してなることを特徴とする上記（１）ないし（５）のいずれかに記載の耐水素脆性に優れた超高強度鋼板。

（７） さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｌａ：０．０００５〜０．０１％、Ｃｅ：０．０００５〜０．０１％、Ｙ：０．０００５〜０．０１％の群から選択された１種または２種以上を含有してなることを特徴とする上記（１）ないし（６）のいずれかに記載の耐水素脆性に優れた超高強度鋼板。

（８） 前記酸化物は、ＳｉＯ_２、ＦｅＳｉＯ_３、Ｆｅ_２ＳｉＯ_４、ＭｎＳｉＯ_３、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４、Ａｌ_２Ｏ_３、ＭｎＡｌ_２Ｏ_４、ＭｎＯ、Ｃｒ_２Ｏ_３の群から選択された１種または２種以上であることを特徴とする上記（１）ないし（７）のいずれかに記載の耐水素脆性に優れた超高強度鋼板。

（９） 引張最大強度が９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする上記（１）ないし（８）のいずれかに記載の耐水素脆性に優れた超高強度鋼板。

（１０） 上記（１）ないし（７）のいずれかに記載の化学成分からなる高強度鋼板を熱処理する方法であって、
Ｈ_２を１〜６０体積％含有し、残部をＮ_２、Ｈ_２Ｏ、Ｏ_２および不可避的不純物からからなる雰囲気にて、この雰囲気中の水分圧ＰＨ_２Ｏと水素分圧ＰＨ_２を下記式
−３≦ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦−０．５
を満足するように制御しつつ熱処理することを特徴とする耐水素脆性に優れた超高強度鋼板の製造方法。

（１１） 上記（１）ないし（７）のいずれかに記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後１２００℃以上に加熱し、次いで、Ａｒ３変態点以上の温度にて熱間圧延を施し、次いで、６３０℃以下の温度域にて巻き取り、次いで、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、その後、連続焼鈍する超高強度鋼板の製造方法であって、
前記連続焼鈍するに際し、
Ｈ_２を１〜６０体積％含有し、残部をＮ_２、Ｈ_２Ｏ、Ｏ_２および不可避的不純物からなり、かつ、水分圧ＰＨ_２Ｏと水素分圧ＰＨ_２を下記式
−３≦ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦−０．５
を満足するように制御する雰囲気下にて、
５５０〜７５０℃間を平均加熱速度０．７℃／秒以上で加熱し、７５０℃以上かつ９００℃以下で焼鈍し、その後、６５０℃まで平均冷却速度０．１〜２００℃／秒で冷却し、６５０℃〜５００℃間を平均冷却速度４〜２００℃／秒で冷却して２００〜５００℃間の温度とし、この温度領域にて３０秒以上保持することを特徴とする耐水素脆性に優れた超高強度鋼板の製造方法。

（１２） 上記（１）ないし（７）のいずれかに記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後１２００℃以上に加熱し、次いで、Ａｒ３変態点以上の温度にて熱間圧延を施し、次いで、６３０℃以下の温度域にて巻き取り、次いで、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、その後、溶融亜鉛めっきを施す超高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
前記溶融亜鉛めっきを施すに際し、
Ｈ_２を１〜６０体積％含有し、残部をＮ_２、Ｈ_２Ｏ、Ｏ_２および不可避的不純物からなり、かつ、水分圧ＰＨ_２Ｏと水素分圧ＰＨ_２を下記式
−３≦ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦−０．５
を満足するように制御する雰囲気下にて、
５５０〜７５０℃間を平均加熱速度０．７℃／秒以上で加熱し、７５０℃以上かつ９００℃以下で焼鈍し、次いで、６５０℃まで平均冷却速度０．１〜２００℃／秒で冷却し、６５０℃〜５００℃間を平均冷却速度３〜２００℃／秒で冷却して（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃間の温度とし、その後、亜鉛めっき浴に浸漬することを特徴とする耐水素脆性に優れた超高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

（１３） 上記（１）ないし（７）のいずれかに記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後１２００℃以上に加熱し、次いで、Ａｒ３変態点以上の温度にて熱間圧延を施し、次いで、６３０℃以下の温度域にて巻き取り、次いで、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、その後、溶融亜鉛めっき及び合金化処理を施す超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
前記溶融亜鉛めっきを施すに際し、
Ｈ_２を１〜６０体積％含有し、残部をＮ_２、Ｈ_２Ｏ、Ｏ_２および不可避的不純物からなり、かつ、水分圧ＰＨ_２Ｏと水素分圧ＰＨ_２を下記式
−３≦ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦−０．５
を満足するように制御する雰囲気下にて、
５５０〜７５０℃間を平均加熱速度０．７℃／秒以上で加熱し、７５０℃以上かつ９００℃以下で焼鈍し、次いで、６５０℃まで平均冷却速度０．１〜２００℃／秒で冷却し、６５０℃〜５００℃間を平均冷却速度３〜２００℃／秒で冷却して（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃間の温度とし、次いで、亜鉛めっき浴に浸漬し、さらに、４６０℃以上の温度にて合金化処理を施し、その後、室温まで冷却することを特徴とする耐水素脆性に優れた超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

本発明の超高強度鋼板によれば、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、かつ、前記Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒ各々の含有量の合計が０．３％以上であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼板の表面から１０μｍ以内の表層、または、この鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面から１０μｍ以内の鋼板内、あるいは、この鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面から１０μｍ以内の鋼板内の、結晶粒界、結晶粒内、結晶粒界及び結晶粒内、溶融亜鉛めっき層内または合金化溶融亜鉛めっき層内、のいずれか１種または２種以上に、酸化物を平均含有率０．０１〜３０質量％にて含有したので、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に好適な成形性や耐食性を具備し、引張最大強度が９８０ＭＰａ以上であり、溶接部での耐水素脆性性に優れた超高強度鋼板を提供することができる。

本発明の耐水素脆性に優れた超高強度鋼板とその製造方法及び超高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法並びに超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の最良の形態について説明する。ここでは、延性が良好でありかつ引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ級の高降伏比高強度冷延鋼板を例に取り説明する。
なお、この形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。

本発明の超高強度鋼板は、次の（１）〜（３）のいずれかの鋼板である。
（１） 質量％で、Ｃ：０．０６〜０．２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、かつ、前記Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒ各々の含有量の合計が０．３％以上であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼板の表面から１０μｍ以内の表層の結晶粒界、結晶粒内、結晶粒界及び結晶粒内のいずれか１種または２種以上に、酸化物を平均含有率０．０１〜３０質量％にて含有したものである。

（２） 質量％で、Ｃ：０．０６〜０．２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、かつ、前記Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒ各々の含有量の合計が０．３％以上であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼板の表面に、Ｆｅを７質量％未満含有し、残部がＺｎ、Ａｌおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層を形成し、前記鋼板と前記溶融亜鉛めっき層との界面から１０μｍ以内の前記鋼板内の結晶粒界、結晶粒内、結晶粒界及び結晶粒内、前記溶融亜鉛めっき層内のいずれか１種または２種以上に、酸化物を平均含有率０．０１〜３０質量％にて含有したもので、超高強度溶融亜鉛めっき鋼板と称されるものである。

（３） 質量％で、Ｃ：０．０６〜０．２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、かつ、前記Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒ各々の含有量の合計が０．３％以上であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼板の表面に、Ｆｅを７〜１５質量％含有し、残部がＺｎ、Ａｌおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層を形成し、前記鋼板と前記合金化溶融亜鉛めっき層との界面から１０μｍ以内の前記鋼板内の結晶粒界、結晶粒内、結晶粒界及び結晶粒内、前記合金化溶融亜鉛めっき層内のいずれか１種または２種以上に、酸化物を平均含有率０．０１〜３０質量％にて含有したもので、超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板と称されるものである。

ここで、鋼の組成を上記の様に限定した理由について説明する。ここでは、「％」は「質量％」を意味する。
Ｃは、鋼板の強度を上昇できる元素である。ここで、Ｃの含有量が０．０６％未満であると、引張最大強度を９８０ＭＰａ以上とすることが出来ない。そこで、下限を０．０６％とした。なお、含有量が０．０６％を下回った場合、引張最大強度を９８０ＭＰａ以上とすることは出来ないが、鋼板表層への酸化物形成の抑制による化成性の向上や溶融めっきの濡れ性および合金化促進等の効果は得られる。一方、Ｃの含有量が０．２５％を越えると、溶接部強度の確保が困難となる。そこで、上限を０．２５％に限定した。しかし、溶接部の強度を問題にしないのであれば、本発明の効果である耐水素脆性の向上効果を引き出すことはできる。

Ｓｉは、強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることに有効である。加えて、酸化物とすることで耐水素脆性向上に寄与することから、添加することが望ましい。２．０％超の添加は成形性が低下することから、その上限を２．０％とした。下限は、特に限定しないが、０．０００５％以下とするのは困難であるので、これが実質的な下限である。
Ｍｎは、強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることに有効である。しかしながら、３．０％超となると鋼板の成形性が低下することから、その上限を３．０％とした。下限は、特に限定しないが、０．０００５％以下とするのは困難であるので、これが実質的な下限である。

Ａｌは、フェライト形成を促進し、延性を向上させるので添加しても良い。また、脱酸材としても活用可能である。加えて、酸化物とすることで耐水素脆性向上に寄与するので添加しても良い。ここで、過剰な添加は成形性を劣化させることから、その上限を２．０％とした。また、下限は、特に限定しないが、０．０００５％以下とするのは困難であるので、これが実質的な下限である。
Ｃｒは、酸化物とすることで耐水素脆性向上に寄与することから添加しても良い。ここで、３％超含有すると、製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を３％とした。また、下限は、特に限定しないが、Ｃｒ添加による耐水素脆化向上効果を活用するためには、０．０５％以上添加することが好ましい。加えて、高強度化のために添加しても良い。

本発明の超高強度鋼板は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独で含む酸化物、あるいは、これらの元素を複数種含む複合酸化物を鋼板表層に形成させることで、耐水素脆性の向上を図っていることから、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒ各々の含有量の合計を０．３％以上とする必要がある。ここで、含有量の合計が０．３％未満であると、酸化物の含有量が少なすぎて顕著な耐水素脆性の向上が得られない。そこで、下限を０．３％とした。上限は特に定めないが、それぞれの含有量の上限を上回ると、成形性が劣化することから、それぞれの上限範囲内内とする必要がある。

Ｐは、鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。０．０４％を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、その適正範囲を０．０４％以下に限定した。Ｐの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。
Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。そこで、その上限値を０．０１％とした。Ｓの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。また、ＳはＭｎと結合して粗大なＭｎＳを形成し、穴拡げ性を低下させる。したがって、穴拡げ性向上のためには、出来るだけ少なくする必要がある。

Ｏは、酸化物を形成し、成形性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。特に、Ｏが０．０１％を超えると、この傾向が顕著となるので、Ｏの含有量の上限を０．０１％とした。また、０．００１％未満とすることは、過度のコスト高を招き経済的に好ましくないので、下限値としては０．００１％が好ましい。
ここで、Ｏの含有量とは、鋼板表層に含まれる内部酸化物、めっき層中に含まれる酸化物を除去した後の鋼板中に含まれるＯの含有量のことである。特に、本鋼板は鋼板表層、あるいは、めっき層中のいずれか一方、あるいは、両方に酸化物を含むことから、表層におけるＯの含有量は鋼板内部に比較して高くなる。しかし、これら酸化物は、めっき層中や鋼板表層に存在することから、成形性にほとんど悪影響を及ぼさない。

Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。これは、Ｎが０．０１％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｎの含有量の範囲を０．０１％以下とした。加えて、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が良い。下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、これが実質的な下限である。

本発明の超高強度鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％を含有してなることが好ましい。
Ｎｉは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０５％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．０５％とした。一方、１％を越えると、製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１％とした。加えて、濡れ性の向上や合金化反応の促進をもたらすことから添加しても良い。

Ｃｕは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０５％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．０５％とした。一方、１％を越えると、製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１％とした。加えて、濡れ性の向上や合金化反応の促進をもたらすことから添加しても良い。

本発明の超高強度鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｖ：０．００５〜０．３％、Ｗ：０．００５〜０．３％の群から選択された１種または２種以上を含有してなることが好ましい。
Ｎｂは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。含有量が０．００５％未満では、これらの効果が得られないため、下限値を０．００５％とした。また、含有量が０．３％を越えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．３％とした。

Ｔｉは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。含有量が０．００５％未満では、これらの効果が得られないため、下限値を０．００５％とした。また、含有量が０．３％を越えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．３％とした。
Ｖは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。含有量が０．００５％未満では、これらの効果が得られないため、下限値を０．００５％とした。また、含有量が０．３％を越えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．３％とした。

Ｗは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。含有量が０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００５％とした。また、含有量が０．３％を越えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．３％とした。
また、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＷを単独、あるいは、複合で含む炭化物、窒化物は、鋼板の母材の耐水素脆性を向上させることから、これらの元素を含有することで、耐水素脆性がさらに向上する。

本発明の超高強度鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有してなることが好ましい。
Ｂは、０．０００１質量％以上含有することで粒界の強化や鋼材の強度化に有効であるが、含有量が０．００４５質量％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、熱延時の製造製を低下させることから、その上限を０．００４５％とした。

本発明の超高強度鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｌａ：０．０００５〜０．０１％、Ｃｅ：０．０００５〜０．０１％、Ｙ：０．０００５〜０．０１％の群から選択された１種または２種以上を含有してなることが好ましい。
これらＣａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙの群から選択された１種または２種以上の含有量の合計は、０．０００５〜０．０４％が好ましい。
Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、ＣｅおよびＹは、脱酸に用いる元素であり、１種または２種以上を合計で０．０００５％以上含有することが好ましい。しかしながら、含有量が合計で０．０４％を超えると、成形加工性の悪化の原因となる。そのため、含有量を合計で０．０００５〜０．０４％とした。

なお、本発明においては、ＬａやＣｅを含有することで本発明の効果が発揮される。ＬａやＣｅはミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅの他に、その他の希土類元素を複数種含有する場合がある。不可避不純物として、これらＬａやＣｅ以外の希土類元素を含んだとしても本発明の効果は発揮される。
ここで、鋼板強度を９８０ＭＰａ以上としたのは、９８０ＭＰａ未満の強度を有する鋼では、水素脆化の懸念が小さいためである。
鋼板表層、あるいは、めっき層中にＳｉ、Ｍｎ、Ａｌを単独あるいは複合で含む酸化物を含有させることで、溶接部の耐水素脆性を高めることが出来る。鋼板表層とは鋼板表面でなく、鋼板内部を意味し、めっき鋼板においては、めっき層と鋼板界面の鋼板側を意味する。ただし、当然酸化物の一部が鋼板表面に存在する場合もあるが、鋼板内部に酸化物が形成されているのであれば、鋼板表層に酸化物が形成されているとする。

Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物は、焼鈍ラインあるいは連続めっきラインにおける加熱中の雰囲気を制御することで、鋼板中に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒは、鋼板表層、あるいは、めっき層中のいずれか一方、あるいは、両方に酸化物を形成させることが出来る。
ここで、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物を鋼板表層、あるいは、めっき層中としたのは、本発明の効果である薄鋼板の必要特性である成形性を損なわず、耐水素脆性を向上させるためである。
また、酸化物を鋼板表層、あるいは、めっき層中に形成させるとしたのは、成形性に乏しい酸化物を板厚中心にまで分散させると、薄鋼板としての必要特性である成形性を大幅に劣化させてしまうからである。鋼板表層やめっき層中のみであれば、成形性を損なうことなく耐水素脆性のみを向上可能である。

加えて、これら酸化物は鋼板表層に存在することから、水素脆性抑制のための水素トラップサイトとしては、より効率的に働く。これは、水素脆化の割れの起点が、鋼板表層の応力集中部である点に起因すると推定される。すなわち、鋼板表層に酸化物を分散させることで、鋼板全体に含まれる酸化物の質量％が小さくとも、効果を発揮させることが可能である。加えて、水素が鋼板中に進入したとしても、鋼板表層で水素がトラップされることから、容易に放出される。
具体的には、腐食（水素発生と進入）−乾燥（水素放出）が連続的に起こる実環境下では、水素が進入したとしても鋼板表層でトラップされることから、鋼板表面までの拡散距離が短く、水素の放出が短時間で行われ、より効果的である。

薄鋼板の要求特性として、耐食性が挙げられるが、冷延鋼板においては、鋼板表面に化成処理や塗装処理を行うことで、耐食性を向上させており、耐水素脆性を高めるのと同時にこれら特性を劣化させないことが求められる。
冷延鋼板の表面に存在するＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物は、化成処理性を劣化させることが知られていることから、これら酸化物は鋼板内部に形成させる必要がある。加えて、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物は電気を通し難いことから、これら酸化物が鋼板表面を覆うと、スポットやマッシュシーム溶接等の抵抗溶接が難しいという問題を有する。このことから、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌを単独あるいは複合で含む酸化物は、鋼板表層に、内部酸化物として形成させる必要がある。

また、めっき鋼板であれば、鋼板表面に、溶融亜鉛めっき処理、あるいは、溶融亜鉛めっき処理及び合金化処理を施すことで、耐食性を向上させており、これら溶融めっきの濡れ性の確保、あるいは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板であれば、合金化の促進が必要である。ここで、めっき浴浸漬前に鋼板表面にＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含有する酸化物が存在すると、溶融めっきとの濡れ性が低下したり、合金化が遅延したりするために、溶融亜鉛めっき鋼板、あるいは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られない。このことから、めっき浴浸漬前での鋼板表面への酸化物形成を抑制する必要がある。

本発明では、加熱中の雰囲気を制御することで、加熱時の鋼板表面での酸化物形成を抑制し、鋼板内部での酸化物形成が可能となる。
酸化物は、鋼板内部であれば、めっき層中、あるいは鋼板表層の結晶粒内、または結晶粒界、あるいは結晶粒内及び結晶粒界、のいずれに形成してもめっき性は確保可能であり、特に、鋼板の表層から１０μｍ以内、あるいは鋼板と溶融亜鉛めっき層（または合金化溶融亜鉛めっき層）との界面から１０μｍ以内の鋼板内の結晶粒界、または結晶粒内、もしくは結晶粒界及び結晶粒内、あるいはめっき層内、のいずれかに形成することにより、めっき性を十分に確保することが可能である。
この結果、溶接部の耐水素脆性を具備した溶融亜鉛めっき鋼板、あるいは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造が可能となった。

ここで、めっき鋼板において、酸化物がめっき層中、鋼板表層のいずれに含まれても良いとしたのは、めっき浴浸漬前に鋼板内部に酸化物が存在していたとしても、めっき浴浸漬後、あるいは、合金化処理後にめっき層と鋼板の間で相互拡散が生じ、めっき層と鋼板との界面が鋼板側へ移動する場合があることから、めっき浴浸漬前に鋼板内部に形成された酸化物であっても、めっき層および鋼板内部のいずれにも存在する可能性がある。したがって、酸化物はめっき層中、鋼板表層のいずれに含まれても構わない。例えば、溶融亜鉛めっき鋼板では、合金化がほとんど進行していないことから、Ｓｉを含む酸化物は鋼板側に存在する割合が多い。一方、合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、合金化が進行していることから、溶融亜鉛めっき鋼板に比較して、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物はめっき層中に存在する割合が多い。

Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物は、焼鈍ラインあるいは連続めっきラインにおける加熱中の雰囲気を制御することで、めっき層中、あるいは鋼板表層から１０μｍ以内の結晶粒内、または結晶粒界、もしくは結晶粒内及び結晶粒界に、容易に生成させることができる。
この効果は、冷延鋼板であれば、鋼板表層から１０μｍ以内の結晶粒界、もしくは、結晶粒内のいずれか一方、あるいは、両方に、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒの酸化物を平均含有率０．０１〜３０質量％含有させることで発揮される。
また、溶融亜鉛めっき鋼板、あるいは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板であれば、鋼板とめっき層との界面から１０μｍ以内の鋼板側の結晶粒界、または結晶粒内、もしくは結晶粒界及び結晶粒内、あるいはめっき層中、のいずれか一方、あるいは両方に、酸化物が平均含有率０．０１〜３０質量％で含有させることで発揮される。

ここで、鋼板表層から１０μｍ以内、あるいは、めっき層中としたのは、過度に鋼板内部まで酸化物を形成させることは、過度の熱処理を必要とし、経済的に好ましくないためである。
酸化物の含有量を０．０１〜３０質量％とすることで、耐水素脆化特性が大きく向上する。ここで、含有量を０．０１質量％以上としたのは、０．０１質量％未満では、耐水素脆化特性向上の効果が得られ難いためである。一方、含有量が３０質量％を超えると、溶融めっきとの濡れ性の低下、合金化の遅延等が生じる虞があり、また、酸化物を形成させるために長時間を要し、生産性に劣ることになるからである。

Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物は、球状、糸状、紐状等の状態で鋼板中に存在するので、顕微鏡観察により明瞭に区別できる。
本発明において、酸化物を含有する層とは、顕微鏡観察において上記の酸化物が観察される層である。また、上記の酸化物の平均含有率とは、鋼層中に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含有する酸化物の平均含有率のことである。また、内部酸化物を含有する鋼層の厚みとは、冷延鋼板においては鋼板表面から、めっき鋼板においては、鋼板とめっき層の界面からめっき層と鋼板界面からＳｉを含有する酸化物が観察される部分までの距離を示す。
酸化物の含有率の測定は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物の質量％が測定できればどのような方法でも構わないが、酸化物を含有する層を酸で溶解し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物を分離させた後、質量を測定する方法が確実である。また、酸化物の内部酸化物を含有する鋼層の厚みの測定も特に規定しないが、光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて鋼板断面を観察する方法が確実である。

Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物であれば、酸化物の種類に依らず耐水素脆性は向上する。この酸化物としては、特に限定されるものではないが、ＳｉＯ_２、ＦｅＳｉＯ_３、Ｆｅ_２ＳｉＯ_４、ＭｎＳｉＯ_３、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４、Ａｌ_２Ｏ_３、ＭｎＡｌ_２Ｏ_４、ＭｎＯ、Ｃｒ_２Ｏ_３の群から選択された１種または２種以上であることが好ましい。
ただし、ＳｉとＭｎ、あるいは、ＡｌとＭｎを複合で含む酸化物を形成した場合、耐水素脆性の向上効果が著しいことから、ＭｎＳｉＯ_３、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４、ＭｎＡｌ_２Ｏ_４を含有することが望ましい。
なお、鋼板中に存在する酸化物の同定は、ＴＥＭ、ＣＭＡ、ＥＰＭＡ、ＦＥ-ＳＥＭ等を用いて行うことができる。本実施形態では、抽出レプリカ試料を作成し、この試料中の酸化物をＴＥＭ、ＥＰＭＡを用いて同定した。また、このＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物は、他の原子を含む複合酸化物であったり、欠陥を多く含む場合があるが、元素分析及び構造同定からもっとも近いものを見つけて判別した。

鋼板組織は、特に限定されることなく本発明の効果である優れた耐水素脆性は発揮されるが、９８０ＭＰａ以上の引張最大強度を得るためには、ベイナイト、マルテンサイト、あるいは、残留オーステナイトを単独あるいは複合で含むことが望ましい。必要に応じて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等による析出強化を併用しても良い。
なお、上記ミクロ組織の各相、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、オーステナイトおよび残部組織の同定、存在位置の観察および面積率の測定は、ナイタール試薬、および特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬等を用いて鋼板圧延方向断面または圧延方向直角方向断面を腐食させ、この断面を、１０００倍の光学顕微鏡、または１０００〜１０００００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）、あるいは透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察することにより、定量化が可能である。各２０視野以上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の面積率を求めることが出来る。

次に、製造条件の限定理由について述べる。
鋼板中にＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合添加し、かつ、連続焼鈍ラインあるいは連続めっきラインの炉内の雰囲気を、Ｈ_２を１〜６０体積％含有し、残部をＮ_２、Ｈ_２Ｏ、Ｏ_２および不可避的不純物からなる雰囲気とし、かつ、この雰囲気中の水分圧ＰＨ_２Ｏと水素分圧ＰＨ_２を下記式
−３≦ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦−０．５
を満足するように制御することで、耐水素脆性に優れた鋼板の製造が可能である。
ここで、雰囲気中のＨ_２濃度を１〜６０体積％としたのは、６０体積％を超えるＨ_２濃度の増加は、還元性が強くなり過ぎて鋼板中に生じた酸化物が還元される虞があり、また、Ｈ_２の使用量の増大によるコスト高を招くことから好ましくなく、また、１体積％未満では、鋼板に含まれるＦｅが鋼板表面で酸化する虞があり、化成性、塗装性及び溶融めっきの濡れ性の劣化を避けることができないからである。これにより、雰囲気中のＨ_２濃度の範囲を、１〜６０体積％とした。

また、雰囲気中の水分圧ＰＨ_２Ｏと水素分圧ＰＨ_２を下記式
−３≦ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦−０．５
を満足するように制御することで、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含有する酸化物を鋼板表層、あるいは、めっき層中に含有させることが出来る。ここで、水分圧ＰＨ_２Ｏと水素分圧ＰＨ_２との比（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）の対数の下限を−３以上としたのは、対数の値が−３未満では、鋼板表面にＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを含む酸化物が形成される割合が多くなり、濡れ性やめっき密着性を低下させる。そこで、下限を−３とした。一方、上限を−０．５としたのは、その効果が飽和するためである。

このように、炉内の雰囲気を上記のように制御することで、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒが内部酸化する条件となる。内部酸化とは、鋼板内部に酸化物が形成される現象であり、鋼板内部に拡散したＯと、鋼板内部に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒが反応し鋼板内部で酸化物を形成する。この結果、化成性、塗装性、濡れ性及びめっき密着性を低下させることなく、耐水素脆性の向上が可能となる。
炉内の雰囲気を制御する手段として、本発明では、水分圧ＰＨ_２Ｏと水素分圧ＰＨ_２との比（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）を制御したが、例えば、二酸化炭素と一酸化炭素、あるいは、二酸化窒素と一酸化窒素の分圧を制御する、あるいは、炉内に直接酸素を吹き込むことでも同様の効果は得られる。また、炉内の水分圧と水素分圧の比は、炉内に水蒸気を吹き込むことで調整する方法が簡便である。

また、冷延鋼板の化成性や塗装性を向上させるため、焼鈍後に鋼板にＮｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数より成るめっきを施しても本発明を逸脱するものではない。
あるいは、めっき鋼板のめっき密着性をさらに向上させるために、焼鈍前に鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数より成るめっきを施しても本発明を逸脱するものではない。
さらには、めっき鋼板の焼鈍については、「脱脂酸洗後、非酸化雰囲気にて加熱し、Ｈ_２及びＮ_２を含む還元性雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷却し、めっき浴に侵漬」というゼンジマー法、「最初、焼鈍時の雰囲気を酸化性雰囲気に調整して鋼板表面を酸化させ、次いで、還元性雰囲気として還元することによりめっき前の清浄化を行い、その後、めっき浴に侵漬」という全還元炉方式、あるいは、「鋼板を脱脂酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっき浴に侵漬」というフラックス法等があるが、いずれの条件で処理を行ったとしても本発明の効果は発揮できる。

熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものであればよい。また、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。
熱延スラブの加熱温度は、特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないことから、加熱温度の上限は１３００℃未満とすることが望ましい。また、過度に低温で加熱すると、仕上げ圧延温度をＡｒ３温度以上とすることが困難となることから、下限温度を１１００℃とすることが望ましい。

仕上げ圧延温度はオーステナイト＋フェライトの２相域になると、鋼板内の組織不均一性が大きくなり、焼鈍後の成形性が劣化するので、Ａｒ３温度以上が望ましい。
なお、Ａｒ３温度は、次式により求めることができる。
Ａｒ３（℃）＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）

Ａｒ３温度以上で仕上げ圧延された鋳造スラブは、６３０℃以下の温度域にて巻き取られる。
この巻き取り温度は６３０℃以下かつ室温（２５℃）以上の温度範囲が好ましい。
ここで、６３０℃を超える温度で巻き取ることは、鋼板表面に形成する酸化物の厚さを過度に増大させるため、酸洗性が劣るので好ましくない。また、６３０℃を超えると、熱延組織中に粗大なフェライトやパーライト組織が存在するため、焼鈍後の組織不均一性が大きくなり、最終製品の穴拡げ性が劣化する。また、焼鈍後の組織を微細にして強度延性バランスを向上させる観点、更には、第二相を均一分散させ穴拡げ性を向上させる観点からは、６００℃以下で巻き取ることがより好ましい。下限については特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、室温以下の温度で巻き取ることは技術的に難しいので、これが実質の下限となる。

なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。また、粗圧延板を一旦巻き取った後、仕上げ圧延を行うこととしても構わない。
このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、めっき性向上のためには重要である。また、一回の酸洗を行っても良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。
酸洗した熱延鋼板を圧下率４０〜７０％、より好ましくは圧下率４５〜６５％で冷間圧延して、連続焼鈍ラインあるいは連続溶融亜鉛めっきラインを通板する。ここで、圧下率が４０％未満では、形状を平坦に保つことが困難であり、また、最終製品の延性が劣悪となるのでこれを下限とする。一方、７０％を越える冷延は、冷延荷重が大きくなりすぎてしまい冷延が困難となることから、これを上限とする。
圧延パスの回数、各パス毎の圧下率については特に規定することなく本発明の効果は発揮される。

なお、熱延板に直接めっきを行う場合は、冷間圧延を行わなくても良い。
連続焼鈍ラインを通板する場合の平均加熱速度は、０．７℃／秒以上とする必要がある。詳細な理由は不明なものの、０．７℃／秒未満で加熱を行うと、加熱中の水分圧と水素分圧の比を上記範囲にしたとしても、加熱中に鋼板表面にＳｉＯ２が形成されてしまいその後の内部酸化物の形成を抑制することから、本発明の効果である溶接部の耐水素脆性の向上が得られない他、冷延鋼板においては化成処理性、めっき鋼板においては溶融めっきとの濡れ性やめっき密着性が劣化してしまうことから、０．７℃／秒以上とすることが望ましい。一方、加熱速度を１００℃超とすることは、過度の設備投資を招き、経済的に好ましくないことから、これが実質的な上限である。

最高加熱温度は、７５０〜９００℃の範囲が好ましい。その理由は、最高加熱温度が７５０℃未満になると、鋼板表層に水素脆性抑制可能な量のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物を形成させるのに長時間を要するからである。一方、過度の高温加熱は、製造コストの上昇を招くことから経済的に好ましくないばかりでなく、高温通板時の板形状が劣悪になったり、ロールの寿命を低下させたり等のトラブルを誘発することから、最高加熱温度の上限を９００℃とする。
この温度域での熱処理時間は特に限定しないが、十分な量の酸化物を形成させるためには、１０秒以上の熱処理が望ましい。一方、熱処理時間が６００秒超となると、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくない。熱処理についても、最高加熱温度にて等温保持を行っても良いし、傾斜加熱を行い最高加熱温度に到達した後、直ちに、冷却を開始したとしても、本発明の効果は発揮される。

焼鈍後の熱処理条件を特に定めることなく、本発明の溶接部の耐水素脆性に優れた鋼板を製造することが出来る。加えて、焼鈍後の熱処理条件を制御することで、耐水素脆性と成形性の両立を具備した鋼板の製造が可能となる。
上記焼鈍終了後、０．１〜２００℃／秒にて冷却することが望ましい。０．１℃未満での冷却は、生産性が大きく損なわれることから好ましくない。２００℃／秒を超えて冷却速度を上げる事は、製造コスト高を招くこととなるので、上限を２００℃／秒とすることが好ましい。

冷却方法については、ロール冷却、空冷、水冷およびこれらを併用したいずれの方法でも構わない。冷却速度を限定する冷却下限については、特に限定せず本発明の効果を発揮できるが、室温以下とすることは技術的に困難であることから、これが実質上の下限である。また、連続焼鈍ラインの場合、過時効帯を利用して、室温〜４５０℃の温度範囲で、３０秒以上の熱処理を行っても良い。過時効帯内における平均板温度が４５０℃超とすることは、製造コスト高を招くことになるので好ましくない。過時効帯の温度を室温以下とすることは困難であることから、これが実質上の下限である。ここで、保持時間とは、単なる等温保持だけでなく、室温〜４５０℃の温度範囲の滞留時間を意味し、この温度域での除冷や加熱も含まれる。

熱処理後のスキンパス圧延の圧下率は、０．１〜１．５％の範囲が好ましい。０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが下限となる。また、１．５％を超えると、生産性が著しく低下するのでこれを上限とする。スキンパスは、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。

また、化成性および塗装性をさらに向上させるために、焼鈍後に鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数より成るめっきを施しても本発明を逸脱するものではない。
また、箱焼鈍を行っても本発明の効果である溶接部の耐水素脆化に優れる高強度鋼板の製造は可能である。
連続溶融亜鉛めっきラインを通板する場合の加熱速度は、連続焼鈍ラインを通板する場合と同様の理由により、０．７〜１００℃／秒とすることが望ましい。 また、焼鈍温度は、連続焼鈍ラインを通板する場合と同様の理由により、７５０〜９００℃とする必要がある。焼鈍後のめっき浴浸漬までの冷却速度は、０．１〜２００℃／秒とすることが望ましい。

このめっき浴浸漬板温度は、溶融亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度「（亜鉛めっき浴温度−４０）℃」から溶融亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度「（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃」までの温度範囲とすることが望ましい。
この浸漬板温度が（亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回ると、めっき浴浸漬進入時の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固してしまいめっき外観を劣化させる場合がある。そこで、下限を（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃とする。
また、この浸漬板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃を超えると、めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を誘発するので、好ましくない。

ここで、浸漬前の板温度が（亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回った場合には、めっき浴浸漬前に再加熱を行って板温度を（亜鉛めっき浴温度−４０）℃以上とし、その後めっき浴に浸漬させればよい。
また、めっき浴は、純亜鉛に加え、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどを含有しても構わない。
また、めっき層の合金化を行う場合には、４６０℃以上で合金化処理を施すのが好ましい。ここで、合金化処理温度が４６０℃未満であると、合金化の進行が遅く、生産性が悪いからである。また、上限は特に限定しないが、６００℃を超える高温での合金化は、経済的に好ましくない。また、めっき浴浸漬前に、５００〜２００℃の温度範囲にて、付加的な熱処理を行っても良い。また、溶融亜鉛めっき鋼板にスキンパス圧延を施しても構わない。

なお、本冷延鋼板に電気めっきを施しても鋼板の有する引張強度、成形性、耐水素脆性を何ら損なうことはない。すなわち、本発明鋼板は電気めっき用素材としても好適である。
また、本発明の溶接部の耐水素脆性に優れる高強度鋼板の素材は、通常の製鉄工程である精錬、製鋼、鋳造、熱延、冷延工程を経て製造されることを原則とするが、その一部あるいは全部を省略して製造されるものでも、本発明に係わる条件を満足する限り、本発明の効果を得ることができる。

次に、本発明の鋼板を実施例及び比較例にて詳細に説明する。
表１に示す成分を有するスラブを、１２２０℃に加熱し、仕上げ熱延温度９００℃にて熱間圧延を行い、水冷帯にて水冷の後、表２に示す温度で巻き取り処理を行った。次いで、これらの熱延板を酸洗した後、厚み３ｍｍの熱延板を１．２ｍｍまで冷延を行い、冷延板とした。その後、これらの冷延板に表２に示す条件で熱処理を行った。最後に、得られた鋼板について０．３％の圧下率でスキンパス圧延を行った。

一部の鋼板については、上記と同様の手法で冷延まで行い、連続合金化溶融亜鉛めっき設備にて、熱処理と溶融亜鉛めっき処理を施した。さらに、一部の鋼板については、めっき処理に引き続き合金化処理を行った。その際の目付け量としては、両面とも約５０ｇ／ｍ^２とした。めっき後の鋼板に、０．３％スキンパス圧延を施した。

得られた冷延鋼板あるいはめっき鋼板について、引張試験を行い、母材の引張特性であるＹＳ、ＴＳ、Ｅｌを測定した。なお、降伏応力は０．２％オフセット法により測定した。
引張試験は、１．２ｍｍ厚の鋼板から圧延方向と直角方向にＪＩＳ５号試験片を採取し、引張特性を評価した。
表３〜表６に、鋼板の水素脆化特性の評価結果を示す。
評価方法は、圧延方向と直角方向に切り出した１００ｍｍ×３０ｍｍの短冊試験片を曲げ加工し、表面に耐水性の歪みゲージを装着した後で０．５ｍｏｌ／Ｌの硫酸中に浸漬し、この試験片に通電することによって電解し、この試験片に水素を侵入させ、通電２時間後における割れの発生を評価した。ここでは、曲げ加工の半径を１０ｍｍとし、与える応力をそれぞれ６０ｋｇｆ／ｍｍ^２及び９０ｋｇｆ／ｍｍ^２とした。
測定した引張特性と耐水素脆性を表３に示す。
本発明の鋼板は、焼鈍中の雰囲気を制御することで、引張最大強度が高くとも、水素脆性抑制可能であることが解る。同時に、本鋼板は、Ｓｉを含む鋼板であっても、良好なめっき性が得られた。

本発明の超高強度鋼板は、引張最大強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の高強度と優れた耐水素脆性を兼備した鋼板であり、しかも安価であるから、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に適用することにより、自動車の軽量化に大きく貢献することが期待できるのはもちろんのこと、自動車以外の９８０ＭＰａ以上の高強度と優れた耐水素脆性が要求される分野に対しても適用可能であり、その産業上の利用価値は極めて大きい。

Claims (13)

1. 質量％で、Ｃ：０．０６〜０．２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、
   かつ、前記Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒ各々の含有量の合計が０．３％以上であり、
   残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼板の表面から１０μｍ以内の表層の結晶粒界、結晶粒内、結晶粒界及び結晶粒内のいずれか１種または２種以上に、酸化物を平均含有率０．０１〜３０質量％にて含有してなることを特徴とする耐水素脆性に優れた超高強度鋼板。
2. 質量％で、Ｃ：０．０６〜０．２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、
   かつ、前記Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒ各々の含有量の合計が０．３％以上であり、
   残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼板の表面に、
   Ｆｅを７質量％未満含有し、残部がＺｎ、Ａｌおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層を形成し、
   前記鋼板と前記溶融亜鉛めっき層との界面から１０μｍ以内の前記鋼板内の結晶粒界、結晶粒内、結晶粒界及び結晶粒内、前記溶融亜鉛めっき層内のいずれか１種または２種以上に、酸化物を平均含有率０．０１〜３０質量％にて含有してなることを特徴とする耐水素脆性に優れた超高強度鋼板。
3. 質量％で、Ｃ：０．０６〜０．２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、
   かつ、前記Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒ各々の含有量の合計が０．３％以上であり、
   残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼板の表面に、
   Ｆｅを７〜１５質量％含有し、残部がＺｎ、Ａｌおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層を形成し、
   前記鋼板と前記合金化溶融亜鉛めっき層との界面から１０μｍ以内の前記鋼板内の結晶粒界、結晶粒内、結晶粒界及び結晶粒内、前記合金化溶融亜鉛めっき層内のいずれか１種または２種以上に、酸化物を平均含有率０．０１〜３０質量％にて含有してなることを特徴とする耐水素脆性に優れた超高強度鋼板。
4. さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％を含有してなることを特徴とする請求項１ないし３のいずれか１項記載の耐水素脆性に優れた超高強度鋼板。
5. さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｖ：０．００５〜０．３％、Ｗ：０．００５〜０．３％の群から選択された１種または２種以上を含有してなることを特徴とする請求項１ないし４のいずれか１項記載の耐水素脆性に優れた超高強度鋼板。
6. さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有してなることを特徴とする請求項１ないし５のいずれか１項記載の耐水素脆性に優れた超高強度鋼板。
7. さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｌａ：０．０００５〜０．０１％、Ｃｅ：０．０００５〜０．０１％、Ｙ：０．０００５〜０．０１％の群から選択された１種または２種以上を含有してなることを特徴とする請求項１ないし６のいずれか１項記載の耐水素脆性に優れた超高強度鋼板。
8. 前記酸化物は、ＳｉＯ_２、ＦｅＳｉＯ_３、Ｆｅ_２ＳｉＯ_４、ＭｎＳｉＯ_３、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４、Ａｌ_２Ｏ_３、ＭｎＡｌ_２Ｏ_４、ＭｎＯ、Ｃｒ_２Ｏ_３の群から選択された１種または２種以上であることを特徴とする請求項１ないし７のいずれか１項記載の耐水素脆性に優れた超高強度鋼板。
9. 引張最大強度が９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１ないし８のいずれか１項記載の耐水素脆性に優れた超高強度鋼板。
10. 請求項１ないし７のいずれか１項記載の化学成分からなる高強度鋼板を熱処理する方法であって、
    Ｈ_２を１〜６０体積％含有し、残部をＮ_２、Ｈ_２Ｏ、Ｏ_２および不可避的不純物からからなる雰囲気にて、この雰囲気中の水分圧ＰＨ_２Ｏと水素分圧ＰＨ_２を下記式
    −３≦ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦−０．５
    を満足するように制御しつつ熱処理することを特徴とする耐水素脆性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
11. 請求項１ないし７のいずれか１項記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後１２００℃以上に加熱し、次いで、Ａｒ３変態点以上の温度にて熱間圧延を施し、次いで、６３０℃以下の温度域にて巻き取り、次いで、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、その後、連続焼鈍する超高強度鋼板の製造方法であって、
    前記連続焼鈍するに際し、
    Ｈ_２を１〜６０体積％含有し、残部をＮ_２、Ｈ_２Ｏ、Ｏ_２および不可避的不純物からなり、かつ、水分圧ＰＨ_２Ｏと水素分圧ＰＨ_２を下記式
    −３≦ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦−０．５
    を満足するように制御する雰囲気下にて、
    ５５０〜７５０℃間を平均加熱速度０．７℃／秒以上で加熱し、７５０℃以上かつ９００℃以下で焼鈍し、その後、６５０℃まで平均冷却速度０．１〜２００℃／秒で冷却し、６５０℃〜５００℃間を平均冷却速度４〜２００℃／秒で冷却して２００〜５００℃間の温度とし、この温度領域にて３０秒以上保持することを特徴とする耐水素脆性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
12. 請求項１ないし７のいずれか１項記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後１２００℃以上に加熱し、次いで、Ａｒ３変態点以上の温度にて熱間圧延を施し、次いで、６３０℃以下の温度域にて巻き取り、次いで、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、その後、溶融亜鉛めっきを施す超高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
    前記溶融亜鉛めっきを施すに際し、
    Ｈ_２を１〜６０体積％含有し、残部をＮ_２、Ｈ_２Ｏ、Ｏ_２および不可避的不純物からなり、かつ、水分圧ＰＨ_２Ｏと水素分圧ＰＨ_２を下記式
    −３≦ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦−０．５
    を満足するように制御する雰囲気下にて、
    ５５０〜７５０℃間を平均加熱速度０．７℃／秒以上で加熱し、７５０℃以上かつ９００℃以下で焼鈍し、次いで、６５０℃まで平均冷却速度０．１〜２００℃／秒で冷却し、６５０℃〜５００℃間を平均冷却速度３〜２００℃／秒で冷却して（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃間の温度とし、その後、亜鉛めっき浴に浸漬することを特徴とする耐水素脆性に優れた超高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
13. 請求項１ないし７のいずれか１項記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後１２００℃以上に加熱し、次いで、Ａｒ３変態点以上の温度にて熱間圧延を施し、次いで、６３０℃以下の温度域にて巻き取り、次いで、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、その後、溶融亜鉛めっき及び合金化処理を施す超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
    前記溶融亜鉛めっきを施すに際し、
    Ｈ_２を１〜６０体積％含有し、残部をＮ_２、Ｈ_２Ｏ、Ｏ_２および不可避的不純物からなり、かつ、水分圧ＰＨ_２Ｏと水素分圧ＰＨ_２を下記式
    −３≦ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦−０．５
    を満足するように制御する雰囲気下にて、
    ５５０〜７５０℃間を平均加熱速度０．７℃／秒以上で加熱し、７５０℃以上かつ９００℃以下で焼鈍し、次いで、６５０℃まで平均冷却速度０．１〜２００℃／秒で冷却し、６５０℃〜５００℃間を平均冷却速度３〜２００℃／秒で冷却して（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃間の温度とし、次いで、亜鉛めっき浴に浸漬し、さらに、４６０℃以上の温度にて合金化処理を施し、その後、室温まで冷却することを特徴とする耐水素脆性に優れた超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。