JP3254107B2

JP3254107B2 - 耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板及びその製造方法

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Publication number: JP3254107B2
Application number: JP12138795A
Authority: JP
Inventors: 多加志岩田; 武典中山; 治夫泊里; 悟博中島; 福輝田中
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1995-05-19
Filing date: 1995-05-19
Publication date: 2002-02-04
Anticipated expiration: 2017-02-04
Also published as: JPH08311601A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、耐遅れ破壊特性にすぐ
れる引張強度１１８０ＭＰａ以上の超高強度鋼板及びそ
の製造方法に関する。本発明によるこのような超高強度
鋼板、特に、薄鋼板は、例えば、パイプ用途として、自
動車のドアの補強部材等、軽量で且つ強度が要求される
用途や、また、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｓｎ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｎｉ、
Ｐｂ等のめっき処理や、クロメート処理、リン酸塩処理
等の化成処理、更には、有機塗装による防食表面処理を
施して、厳しい腐食環境において、種々の用途に好適に
用いることができる。

【０００２】

【従来の技術】地球の環境保全の観点から、最近、自動
車の燃費の改善要求が強い。そこで、車体の軽量化を図
るべく、バンパー、ドアのインパクト・ビーム等、自動
車の種々の補強部材用途に引張強度１１８０ＭＰａ以上
の超高強度薄鋼板のニーズが強くなっている。しかし、
１１８０ＭＰａ以上の強度を有する超高強度鋼を用いた
ボルトにおいては、水素脆化による割れ、所謂遅れ破壊
が発生することが、例えば、特開昭６０−１５５６４４
号公報等に記載されているように、既に知られている。
従って、超高強度薄鋼板を用いた種々の部材において
も、大気環境下の腐食反応によって発生する水素が鋼板
中に入って、使用中に突然破壊するおそれがある。

【０００３】超高強度薄鋼板の遅れ破壊の防止について
は、特開平４−２６８０５３号公報に記載されているよ
うに、鋼中にＳｉを添加し、鋼板中への水素原子の侵入
を制御することによって、遅れ破壊の原因である水素脆
化の発生を防止する方法が提案されている。しかし、遅
れ破壊の発生要因は、必ずしも水素侵入に限られている
ものではなく、腐食ピット形成による応力集中も大きな
要因となる。従って、Ｓｉ添加のみによって、遅れ破壊
の発生を十分に防止することは困難である。

【０００４】また、特開平４−２８０９４０号公報に
は、点溶接部の耐水割れ性の改善について記載されてい
るが、３％以上のＮｉの添加を必要とし、コストの上昇
を招くので、実用的ではない。また、母材部の耐水割れ
特性については、何も言及されていない。更に、特開平
５−２９５４８１号公報には、鋼にＣａを添加し、圧延
方向に伸展したＭｎＳを球状のＣａＳに変えることによ
って、オーステナイト結晶粒界の結合力を強め、耐水素
脆化特性を向上させることが提案されている。遅れ破壊
は、特に、割れの起点部において、結晶粒界割れの形態
を示すことが多いが、しかし、破壊の全過程が粒界割れ
であることは殆どなく、従って、結晶粒界の強化は、総
括的な対策とはなり得ない。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、引張強度が
１１８０ＭＰａ以上の超高強度薄鋼板における上記のよ
うな遅れ破壊の問題を解決するためのものであって、耐
遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板、特に、薄鋼板
と、その製造方法を提供することを目的とする。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明による耐遅れ破壊
特性にすぐれる超高強度鋼板は、重量％にてＣ 0.０
８〜0.３０％、Ｓｉ 1.０％未満、Ｍｎ 1.５〜3.０
％、Ｓ 0.０１０％以下、Ｐ 0.０３〜0.１５％、
Ｃｕ 0.１０〜1.００％、及びＮｉ 0.１０〜4.００％
を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、マルテン
サイト、焼戻しマルテンサイト又はベイナイト組織のい
ずれか１種以上を体積率にて４０％以上含み、強度が１
１８０ＭＰａ以上であることを特徴とする。

【０００７】本発明によるこのような超高強度鋼板は、
本発明に従って、上記元素を含み、残部鉄及び不可避的
不純物よりなる鋼スラブを１１００℃以上の温度に加熱
し、６００℃以下の温度で巻取る熱間圧延を行なった
後、酸洗し、スケールを除き、冷間圧延を行ない、次い
で、連続焼鈍を行なうに際して、８００℃以上、１００
０℃以下の範囲の温度にて均熱した後、３０℃／秒以下
の冷却速度にて、８００〜６５０℃の範囲の温度まで徐
冷し、次いで、この温度から７０℃／秒以上の冷却速度
にて４００℃以下の温度まで冷却し、この後、再加熱す
るか、又はそのまま、１５０〜４００℃の範囲の温度で
１〜２０分間加熱する焼戻し処理を行なうことによって
得ることができる。

【０００８】先ず、本発明において、鋼板の有する化学
成分の範囲及びその理由は、次のとおりである。Ｃは、
鋼板中にマルテンサイト組織等の所要組織を生成し、鋼
板を高強度化するために必須の元素であり、特に、本発
明に従って、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を得るため
には、少なくとも0.０８％の添加が必要である。しか
し、添加量が0.３０％を越えるときは、加工性を低下さ
せたり、或いは耐食性の劣化等が原因となって、耐水素
脆化特性の劣化が促進されることもある。特に、本発明
においては、鋼板の強度及び耐食性の観点から、Ｃ量
は、0.１２〜0.２０％の範囲がより好ましい。

【０００９】Ｓｉは、延性を劣化させることなく、鋼を
固溶強化するために有効な元素である。しかし、添加量
が1.０％以上であるときは、その効果が飽和するのみな
らず、塗装性が低下する。そこで、本発明においては、
Ｓｉ量は1.０％未満とする。Ｍｎは、鋼の焼入性を高め
る元素であって、連続焼鈍設備においてマルテンサイト
を安定に生じさせるためには、1.５％以上の添加が必要
である。しかし、3.０％を越えるときは、その効果が飽
和するのみならず、偏析が大きくなり、組織が不均一と
なり、加工性が低下するので、添加量は3.０％を上限と
する。

【００１０】Ｓは、Ｍｎ等と介在物を形成して、腐食発
生の起点となると共に、曲げ加工性等を劣化させるの
で、0.０１０％以下に規制する。特に好ましくは、0.０
０５％以下である。Ｐは、本発明に従って、Ｃｕと共に
添加することによって、生成錆を緻密化し、大気腐食環
境下における鋼の腐食速度を著しく低下するのに有効で
ある。また、Ｐは、鋼の強度や延性を高めるのにも有効
である。本発明によれば、これらの効果を有効に得るた
めには、Ｐを0.０３％以上添加することが必要である。
しかし、Ｐは、一方において、粒界に偏析しやすく、粒
界強度を低下させるおそれもあるので、添加量の上限を
0.１５％とする。特に、耐食性の向上と脆化抑制の観点
から、Ｐの添加量の上限は、0.０７％が好ましい。

【００１１】Ｃｕは、本発明に従って、微量のＰと同時
に添加することによって、生成錆を緻密化し、大気腐食
環境下における鋼の腐食速度を著しく低減する。また、
Ｃｕは、電気化学的に鉄よりも貴であるところから、上
記と共に、相乗的に鋼の耐食性を向上させる。このよう
な効果を有効に得るためには、少なくとも0.１０％を添
加することが必要である。しかし、他方において、Ｃｕ
は、熱間圧延時の脆化を引き起こすおそれがあるので、
添加量の上限を1.００％とする。また、Ｃｕ添加による
上記熱間圧延時の脆化を防止するには、後述するよう
に、等量程度のＮｉを同時に添加することが好ましい。
本発明によれば、実用上の観点から、Ｃｕの添加量は、
特に、0.２０〜0.６０％の範囲が好ましい。

【００１２】Ｎｉは、0.１％以上を添加することによっ
て、生成錆の緻密化により、鋼の耐食性を向上させる効
果を有する。しかし、過多に添加するときは、残留オー
ステナイトの増加による引張強度の低下原因となるの
で、上限を4.００％とする。また、Ｎｉは、Ｃｕ添加の
際の熱延脆性を抑制する効果をもつので、上述したよう
に、Ｃｕと等量程度添加することが望ましい。しかしな
がら、Ｎｉは高価な金属であり、経済性の点から考慮す
れば、より好ましい添加範囲は、2.００％以下である。

【００１３】本発明によれば、鋼板は、上記元素に加え
て、Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、及びＣｒ 0.１０〜5.０
０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含
むことができる。

【００１４】Ｔｉは、結晶粒の細粒化と粒成長抑制効果
とを有し、鋼素材の水素脆性感受性を低下させ、更に
は、生成錆の緻密化の効果も有して、耐食性を向上させ
る。これらの効果を有効に得るためには、少なくとも0.
０１％の添加が必要である。しかし、過多に添加すると
きは、Ｃとの析出物を形成し、所定の強度を得ることが
できなくなるので、添加量の上限を0.５０％とする。特
に、本発明においては、添加量は0.０３〜0.２０％の範
囲が好ましい。

【００１５】Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させると共
に、生成錆を緻密化することによって、鋼の耐食性を向
上させる。このような効果を有効に得るためには、少な
くとも0.１０％の添加が必要である。しかし、過多に添
加するときは、焼入れ焼戻し後の靱性の低下の原因とな
り、更には、腐食形態の局在化（孔食性）を促進し、引
張応力集中による水素脆化割れの原因となるおそれがあ
るので、添加量の上限は5.００％とする。特に、耐食性
及び靱性の観点から、本発明においては、添加量は、1.
５〜3.５％の範囲が好ましい。

【００１６】また、本発明によれば、鋼板は、Ａｌ 0.
０５〜2.００％、Ｗ 0.０５〜1.００％、及びＣｏ
0.１０〜5.００％よりなる群から選ばれる少なくとも１
種の元素を含むことができる。

【００１７】Ａｌは、鋼の耐食性を向上させる効果があ
る。この効果を有効に得るには、0.０５％以上の添加が
必要であるが、他方、過多に添加するときは、鋼の加工
性を低下させるので、添加量の上限を2.００％とする。
特に、本発明によれば、添加量は、0.１５〜1.００％の
添加が好ましい。

【００１８】Ｗは、水溶液中で溶解して生じたタングス
テン酸イオンの吸着作用によって、耐孔食性を高める効
果にすぐれる。この効果を有効に得るには、少なくとも
0.０５％の添加が必要である。しかし、1.００％を越え
て過多に添加しても、その効果が飽和するのみであるの
で、上限を1.００％とする。

【００１９】Ｃｏは、固溶強化元素であり、しかも、靱
性を劣化させない特性を有し、更には、耐食性も高める
効果も有している。これらの効果を有効に得るには、0.
１％以上の添加が必要であり、特に、1.０％以上の添加
が好ましい。しかし、Ｃｏは、高価な元素であるので、
添加量の上限を5.００％とする。

【００２０】更に、本発明によれば、鋼板は、Ｌａ 0.
００１〜0.１００％、Ｃｅ 0.００１〜0.１００％、及
びミッシュメタル 0.００１〜0.１００％よりなる群か
ら選ばれる少なくとも１種の元素を含むことができる。

【００２１】Ｌａ、Ｃｅ又はミッシュメタルは、いずれ
も、鋼が腐食する際に、水溶液中に溶解して、アルカリ
性の水酸化物を生成し、かくして、腐食表面での鉄イオ
ンの溶出に伴う加水分解反応によって、酸性化を中和、
抑制する作用があり、これによって耐食性を向上させ
る。腐食反応による局所的な酸性化は、単に、腐食、即
ち、遅れ破壊の原因となる水素発生反応を促進するのみ
ならず、亀裂発生を促す応力集中のもととなる孔食の生
成を促進するので、これら元素の添加は、平均的な腐食
速度を低減すると共に、耐孔食性の向上の効果も有す
る。

【００２２】このような耐食性向上の効果を有効に発揮
させるには、上記元素又はミッシュメタルは、いずれ
も、0.００１％以上の添加が必要であるが、しかし、過
多に添加するときは、酸化物系介在物を増加させ、加工
性を低下させると共に、製鋼中、炉壁の溶損を招くおそ
れもあるので、添加量は、いずれの元素又はミッシュメ
タルについても、上限を0.１００％とする。

【００２３】本発明によれば、鋼板には、Ｃａを添加す
ることができる。Ｃａも、上述したＬａ、Ｃｅ及びミッ
シュメタルと同様の効果を有し、鋼の耐食性の向上に有
効な元素であり、更に、前述したように、Ｃａは、圧延
方向に伸展したＭｎＳを球状のＣａＳに変えることによ
って、オーステナイト結晶粒界の強化の効果も有する。
更には、固溶Ｃａは、電子を放出することにより、鉄原
子間の結合力を高める作用も有する。従って、Ｃａの添
加によって、耐食性の向上と素材の水素脆性感受性の抑
制の相乗効果を実現することができる。

【００２４】このような効果を有効に得るためには、Ｃ
ａは、0.００１％以上を添加すればよいが、しかし、過
多に添加するときは、粗大な介在物を生成して、加工性
を低下させるので、添加量の上限を0.１００％とする。
実用的には、上限は、0.０１０％が好ましい。

【００２５】高強度鋼の遅れ破壊は、現象的には、鋼中
に侵入した拡散性水素が引張応力勾配に従ってある箇所
に局所的に集中し、その箇所において、鋼が水素脆化割
れを起こすことであるとみられる。水素脆化割れは、面
圧説、鉄原子間の凝集力低下説等の種々の機構が提案さ
れているものの、未だ、明確には解明されてないが、水
素の吸収しやすさ、拡散しやすさ、及び鋼自身の水素脆
化感受性の３つの要因が相互に関連した現象であると理
解される。

【００２６】従って、水素脆化の対策として、素材側か
らは、（１）水素の侵入経路を遮ること、（２）水素の
鋼中での拡散と引張応力部への集中を抑制すること、
（３）鋼自身の水素脆化性感受性を低くすることの３つ
の対策が有効であると考えられる。従来、水素脆化の対
策としては、（２）及び（３）によるものが多いが、本
発明は（２）及び（３）に加えて、（１）の対策にも着
目したものである。

【００２７】即ち、通常の使用環境における鋼の水素吸
蔵は、鋼が腐食する際、カソード反応により生じた水素
がガス化せずに、鋼中に侵入することに起因するので、
本発明に従って、鋼の耐食性を向上させ、水素野吸蔵を
防止することによって、（１）の対策を実行することが
できる。

【００２８】また、耐食性の向上の別の側面としては、
本発明に従って、不均一腐食を抑制することにより、材
料表面における応力集中を避けることができ、もって、
上記（２）の対策とすることができる。一方、（３）の
鋼自身の水素脆化感受性の低下に関しては、粒界偏析元
素含有量を低減すること、或いは結晶粒の微細化等によ
って対応することができる。

【００２９】本発明は、このように、超高強度鋼の耐遅
れ破壊特性を向上させるための添加元素を鋭意検討した
結果、上述したような所定の元素を用いることによっ
て、引張強度１１８０ＭＰａ以上でありながら、耐遅れ
破壊特性にすぐれる超高強度鋼板を得ることに成功した
ものである。

【００３０】次に、本発明による耐遅れ破壊特性にすぐ
れる超高強度鋼板の製造方法について説明する。

【００３１】本発明の方法によれば、先ず、上述した化
学成分を有する鋼スラブを加熱温度１１００℃以上、巻
取温度６００℃以下の条件にて、常法に従って、熱間圧
延を行なう。スラブ加熱においては、本発明におけるよ
うな高強度鋼では、熱間圧延時の圧延荷重が高くなりが
ちであるので、圧延温度が低くなりすぎないようにする
ことが好ましく、そこで、鋼スラブの加熱温度を１１０
０℃以上とする。この場合、連続鋳造片をそのまま圧延
する直接圧延や軽加熱や、スラブを冷却した後に、再加
熱を行なう方法等、加熱方法は、特に、限定されるもの
ではない。しかし、加熱温度を１３００℃を越える温度
とすることは、徒に熱エネルギー費用を要するのみであ
り、特に、利点もない。鋼スラブの熱間圧延は、常法に
よって行なえばよく、仕上圧延は８００℃又はそれ以上
の温度で行なえばよい。

【００３２】巻取は、表面のスケールの除去性を考慮
し、６００℃以下の温度で行なう。しかし、余りに低い
ときは、冷間圧延性を低下させるので、巻取温度の下限
は３００℃が好ましい。このようにして得られる熱延鋼
板を常法に従って、酸洗し、研削、ショット・ブラスト
等の手段によって、表面のスケールを除いた後、冷間圧
延し、この後、これを連続焼鈍する。

【００３３】本発明によれば、連続焼鈍によって、加熱
時に、一部又は全体をオーステナイト変態させ、その後
の冷却によって、これらをマルテンサイト変態させる。
本発明によれば、このマルテンサイトの量と合金元素の
量とによって、所望の強度を得ることができる。従っ
て、本発明においては、連続焼鈍において、加熱温度は
８００℃以上、１０００℃以下とする。連続焼鈍後の冷
却処理によってマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト
又はベイナイト等の所要の低温変態組織を得るために、
加熱時にオーステナイトを析出させることが必要であ
り、そのために加熱温度をＡc₁点以上とする。しかし、
１０００℃を越える温度としても、特に、利点なく、エ
ネルギー費用が嵩むのみである。

【００３４】このような連続焼鈍の後、３０℃／秒以下
の冷却速度にて、８００〜６５０℃の範囲の温度まで徐
冷（一次冷却）し、次いで、この温度から急冷（二次冷
却）する。上記徐冷温度が３０℃／秒よりも早いとき
は、フェライトが生成し難く、所定の強度を安定して得
ることができない。また、上記急冷時の冷却速度は、マ
ルテンサイト等の低温変態を起こさせるために、７０℃
／秒以上が必要であり、このような冷却速度にて４００
℃以下まで冷却して、マルテンサイト等の変態を起こさ
せる。急冷開始温度が６５０℃よりも低いときは、急冷
開始までにオーステナイトからフェライトの変態が進
み、体積率にて４０％以上のマルテンサイト等の所要の
低温変態組織を得ることが困難である。他方、急冷開始
温度が８００℃よりも高いときは、得られる鋼板の形状
性が低下するので好ましくない。急冷速度は、特に限定
されるものではないが、通常、工業的には水焼入れによ
る冷却速度（１０００〜２０００℃／秒）が上限であ
る。

【００３５】本発明による鋼板は、マルテンサイト、焼
戻しマルテンサイト又はベイナイト組織のいずれか１種
以上の低温変態組織を体積率にて４０％以上を有し、す
べての組織が低温変態生成物であってもよい。低温変態
組織が４０％よりも少ないときは、所望の強度を得るた
めに必要な合金元素の量が増し、製造費用が高くなる。

【００３６】次いで、焼入れた組織がマルテンサイトで
あるときは、その加工性を向上し、例えば、パイプ等に
支障なく容易に加工することができるように、上述した
ような連続焼鈍後に再加熱し、又は連続焼鈍からそのま
ま、１５０〜４００℃の範囲の温度にて焼戻し処理を行
なう。焼戻し処理を４００℃以上の温度で行なうこと
は、再加熱のために製造費用を高めるのみならず、特
に、有用な効果を得ることができない。

【００３７】

【実施例】以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、
本発明はこれら実施例により何ら限定されるものではな
い。

【００３８】実施例１表１から３に示す鋼を１２３０℃に加熱して、仕上温度
８００℃にて板厚3.０mmに熱間圧延し、４８０℃で巻き
取った。これを酸洗した後、板厚1.８mmまで冷間圧延し
た。その後、８５０℃で２分間保持し、７５０℃まで強
制空冷し、この温度から水焼入れを行ない、焼戻し処理
を行なった。焼戻し条件は、１８０〜４００℃の温度で
加熱時間１２分として、引張強さが１１８０ＭＰａ以上
の鋼板を得た。表中、低温変態生成物の欄において、Ｍ
はマルテンサイト、Ｍｔは焼戻しマルテンサイト、Ｂは
ベイナイト、Ｐはパーライトを示す。

【００３９】

【表１】

【００４０】

【表２】

【００４１】

【表３】

【００４２】このようにして得られた鋼板について、次
のようにして、耐遅れ破壊特性を調べた。即ち、鋼板を
機械加工により２０mm幅、長さ１００mmに切り出し、こ
の試料を板長手方向中央部で曲率半径１０mmのＵ字曲げ
加工し、板端部近傍でボルト締めを行なって、一定量の
曲げ応力を付与した試験片とした。ここに、ボルトと試
験片との間のガルバニック腐食を避けるため、ボルト
は、テフロン製のチューブで被覆し、絶縁した。また、
試験片としては、すべて裸材を用いた。

【００４３】試験環境は、塩水噴霧試験（ＪＩＳＺ
２３７１）を１２時間行なった後、これを１２時間放置
することを１サイクルとするサイクル試験と、0.１Ｎ塩
酸浸漬試験（３０℃）との２種とし、上記Ｕ字曲げ試験
片の割れサイクル数及び割れ時間を測定することによっ
て、鋼の耐遅れ破壊特性を評価した。結果を図１に示す
ように、本発明による鋼では、いずれもの試験において
も、割れ発生が起こるまでの時間が著しく長なってお
り、本発明鋼が耐遅れ破壊特性にすぐれることが理解さ
れる。

【００４４】実施例２表４に示す化学成分を有する鋼を用いて表４及び表５に
示す条件にて高強度鋼板を製造した。得られた鋼板の強
度及び耐遅れ破壊特性を表５に示す。耐遅れ破壊特性の
評価は実施例１と同様にして行なった。

【００４５】

【表４】

【００４６】

【表５】

【００４７】

【発明の効果】以上のように、本発明による超高強度鋼
板は、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を有しながら、同
時に、遅れ破壊に対してすぐれた耐性を有しており、か
かる鋼板は、例えば、自動車のバンパーやドアの補強部
材の軽量化のために好適に用いることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】は、本発明による高強度鋼板と比較例としての
鋼板について、それぞれの耐遅れ破壊特性を示すグラフ
である。図中、添数字は、表中の鋼種番号を示す。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号ＦＩＣ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 (72)発明者泊里治夫兵庫県加古川市金沢町１番地株式会社神戸製鋼所加古川製鉄所内 (72)発明者中島悟博兵庫県加古川市金沢町１番地株式会社神戸製鋼所加古川製鉄所内 (72)発明者田中福輝兵庫県加古川市金沢町１番地株式会社神戸製鋼所加古川製鉄所内 (56)参考文献特開平６−336640（ＪＰ，Ａ) 特開昭55−31123（ＪＰ，Ａ) 特開平６−306543（ＪＰ，Ａ) 特開昭61−96059（ＪＰ，Ａ) 特開昭58−133351（ＪＰ，Ａ) 特開平７−3383（ＪＰ，Ａ) 特開昭59−107064（ＪＰ，Ａ) 特開平７−90488（ＪＰ，Ａ) 特開平１−92317（ＪＰ，Ａ) 特開平４−333524（ＪＰ，Ａ) 特開平５−140652（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/02 C21D 9/46

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％にてＣ 0.０８〜0.３０％、Ｓｉ 1.０％未満、Ｍｎ 1.５〜3.０％、Ｓ 0.０１０％以下、Ｐ 0.０３〜0.１５％、Ｃｕ 0.１０〜1.００％、及びＮｉ 0.１０〜4.００％を含み、残部鉄及び不可避的不
純物よりなり、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト
又はベイナイト組織のいずれか１種以上を体積率にて４
０％以上含み、強度が１１８０ＭＰａ以上である耐遅れ
破壊特性にすぐれる超高強度鋼板。
【請求項２】請求項１記載の超高強度鋼板であって、更
に、Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含む超
高強度鋼板。
【請求項３】請求項１記載の超高強度鋼板であって、更
に、Ａｌ 0.０５〜2.００％、Ｗ 0.０５〜1.００％、及びＣｏ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含む超
高強度鋼板。
【請求項４】請求項１記載の超高強度鋼板であって、更
に、Ｌａ 0.００１〜0.１００％、Ｃｅ 0.００１〜0.１００％、及びミッシュメタル 0.
００１〜0.１００％よりなる群から選ばれる少なくとも
１種の元素を含む超高強度鋼板。
【請求項５】請求項１記載の超高強度鋼板であって、更
に、(a) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、及びＣｒ 0.１０〜
5.００％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
と、(b) Ａｌ 0.０５〜2.００％、Ｗ 0.０５〜1.００％、及びＣｏ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とを含む
超高強度鋼板。
【請求項６】請求項１記載の超高強度鋼板であって、更
に、(a) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、及びＣｒ 0.１０〜
5.００％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
と、(b) Ｌａ 0.００１〜0.１００％、Ｃｅ 0.００１〜0.１００％、及びミッシュメタル 0.
００１〜0.１００％よりなる群から選ばれる少なくとも
１種の元素とを含む超高強度鋼板。
【請求項７】請求項１記載の超高強度鋼板であって、更
に、(a) Ａｌ 0.０５〜2.００％、Ｗ 0.０５〜1.００％、及びＣｏ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(b)
Ｌａ 0.００１〜0.１００％、Ｃｅ 0.００１〜0.１００％、及びミッシュメタル 0.
００１〜0.１００％よりなる群から選ばれる少なくとも
１種の元素とを含む超高強度鋼板。
【請求項８】請求項１記載の超高強度鋼板であって、更
に、(a) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、及びＣｒ 0.１０〜
5.００％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
と、(b) Ａｌ 0.０５〜2.００％、Ｗ 0.０５〜1.００％、及びＣｏ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(c)
Ｌａ 0.００１〜0.１００％、Ｃｅ 0.００１〜0.１００％、及びミッシュメタル 0.
００１〜0.１００％よりなる群から選ばれる少なくとも
１種の元素とを含む超高強度鋼板。
【請求項９】Ｃ量が0.１２〜0.２０％の範囲である請求
項１乃至８いずれかに記載の超高強度鋼板。
【請求項１０】請求項１乃至９いずれかに記載の超高強
度鋼板であって、更に、Ｃａを0.００１〜0.１％の範囲
で添加してなる超高強度鋼板。
【請求項１１】重量％にてＣ 0.０８〜0.３０％、Ｓｉ 1.０％未満、Ｍｎ 1.５〜3.０％、Ｓ 0.０１０％以下、Ｐ 0.０３〜0.１５％、Ｃｕ 0.１０〜1.００％、及びＮｉ 0.１０〜4.００％
を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを
１１００℃以上の温度に加熱し、６００℃以下の温度で
巻取る熱間圧延を行なった後、酸洗し、スケールを除
き、冷間圧延を行ない、次いで、連続焼鈍を行なうに際
して、８００℃以上、１０００℃以下の範囲の温度にて
均熱した後、３０℃／秒以下の冷却速度にて、８００〜
６５０℃の範囲の温度まで徐冷し、次いで、この温度か
ら７０℃／秒以上の冷却速度にて４００℃以下の温度ま
で冷却し、この後、再加熱するか、又はそのまま、１５
０〜４００℃の範囲の温度で１〜２０分間加熱する焼戻
し処理を行なうことを特徴とするマルテンサイト、焼戻
しマルテンサイト又はベイナイト組織のいずれか１種以
上を体積率にて４０％以上含み、強度１１８０ＭＰａ以
上である耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板の製造
方法。
【請求項１２】鋼スラブが更に、Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含む請
求項１１記載の超高強度鋼板の製造方法。
【請求項１３】鋼スラブが更に、Ａｌ 0.０５〜2.００％、Ｗ 0.０５〜1.００％、及びＣｏ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含む請
求項１１記載の超高強度鋼板の製造方法。
【請求項１４】鋼スラブが更に、Ｌａ 0.００１〜0.１００％、Ｃｅ 0.００１〜0.１００％、及びミッシュメタル 0.
００１〜0.１００％よりなる群から選ばれる少なくとも
１種の元素を含む請求項１１記載の超高強度鋼板。
【請求項１５】鋼スラブが更に、(a) Ｔｉ 0.０１〜0.
５０％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％よりなる群から選
ばれる少なくとも１種の元素と、(b) Ａｌ 0.０５〜2.
００％、Ｗ 0.０５〜1.００％、及びＣｏ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とを含む
請求項１１記載の超高強度鋼板の製造方法。
【請求項１６】鋼スラブが更に、(a) Ｔｉ 0.０１〜0.
５０％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％よりなる群から選
ばれる少なくとも１種の元素と、(b) Ｌａ 0.００１〜
0.１００％、Ｃｅ 0.００１〜0.１００％、及びミッシュメタル 0.
００１〜0.１００％よりなる群から選ばれる少なくとも
１種の元素を含む請求項１１記載の超高強度鋼板の製造
方法。
【請求項１７】鋼スラブが更に、Ａｌ 0.０５〜2.００％、Ｗ 0.０５〜1.００％、及びＣｏ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｌａ 0.００１〜0.１００％、Ｃｅ 0.００１〜0.１００％、及びミッシュメタル 0.
００１〜0.１００％よりなる群から選ばれる少なくとも
１種の元素とを含む請求項１１記載の超高強度鋼の製造
方法板。
【請求項１８】鋼スラブが更に、(a) Ｔｉ 0.０１〜0.
５０％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％よりなる群から選
ばれる少なくとも１種の元素と、Ａｌ 0.０５〜2.００％、Ｗ 0.０５〜1.００％、及びＣｏ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｌａ 0.００１〜0.１００％、Ｃｅ 0.００１〜0.１００％、及びミッシュメタル 0.
００１〜0.１００％よりなる群から選ばれる少なくとも
１種の元素とを含む請求項１１記載の超高強度鋼板の製
造方法。
【請求項１９】鋼スラブにおいて、Ｃ量が0.１２〜0.２
０％である請求項１１乃至１８いずれかに記載の超高強
度鋼板の製造方法。
【請求項２０】鋼スラブにおいて、Ｃａを0.００１〜0.
１％添加してなる請求項１１乃至１９いずれかに記載の
超高強度鋼板の製造方法。