JP2009221555A - 加工性および耐食性に優れた超高強度薄鋼板 - Google Patents

Abstract

【課題】加工性、及び、耐食性に優れた引張強度：980MPa以上の超高強度薄鋼板を提供する。
【解決手段】（１）Ｃ：0.10〜0.18質量％、Si：1.0 〜3.0 質量％、Mn：1.0 〜3.5 質量％、Ｐ：0.05〜0.2 質量％、Ｓ：0.02質量％以下（０％を含まず）、Al：0.5 質量％以下（０％を含まず）を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなり、ベイニティックフェライト及びマルテンサイトの面積率：合計で80％以上、残留オーステナイトの面積率：１％以上の複合組織を有すると共に、残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸／短軸）：５以上、残留オーステナイト結晶粒の平均短軸長さ：１μm 以下であることを特徴とする引張強度：980MPa以上の加工性および耐食性に優れた超高強度薄鋼板、（２）この鋼板に対し、更に、Ｂ：0.0002〜0.01質量％を含有させたもの等。
【選択図】図６

Description

本発明は、超高強度薄鋼板に関するものであり、詳細には、加工性および耐食性に優れた超高強度薄鋼板に関する技術分野に属するものであり、特には、自動車の構造部材（センターピラーやサイドシル）や足回り部材として好適な超高強度薄鋼板に関する技術分野に属するものである。

近年、自動車の車体軽量化の観点ならびに自動車の衝突安全性向上の観点から自動車用高強度鋼板の適用が進んでいる。自動車の衝突安全性向上の観点から、近年980MPa以上の超高強度鋼板にプレス成形や曲げ加工を施してバンパーやインパクトビーム等の補強材やシートレール等に使用される場合が急速に増えてきている。一般的に鋼板強度が向上すると伸び特性が低下することが知られており、前述の部材のような複雑なプレス成形を要する部位に高強度鋼板を適用する場合の障害となっている。

一方、従来鋼が適用されていた自動車用構造部材、足回り部材などに高強度鋼を適用することにより、必要な車体強度、剛性を維持しつつ、鋼板の薄肉化をはかり、車体の軽量化に寄与することができる。しかし、一方で鋼板の薄肉化により腐食後の残板厚が少なくなるため耐食性の観点からは不利となる。特に上記のような薄肉化された高強度自動車用鋼板が冬期に融雪塩（塩化ナトリウム、塩化カルシウム等）散布が行われる地域で適用されると、融雪塩中に含まれるCl^- イオン存在下で走行中に鋼板が乾湿繰り返しを受ける厳しい腐食環境となるため、耐食性の観点ではより一層過酷な条件となる。このような状況下で使用される自動車用鋼板は、鋼板の耐食性向上の目的から通常自動車車体に組み立てられた後、電着塗装などの防錆措置が行われる。しかしながら、このような防錆処理を行っても、スポット溶接部などの鋼板合わせ部位や複雑な形状の足回り部材においては、その構造上電着塗装が十分には行えず、鋼板素地が露出してしまう。そのため、これら部位から腐食が進行し、腐食による孔あきが生じるという問題があった。

また、980MPa以上の超高強度鋼板においては、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）が発生することが知られている。これに対し、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、加工性や溶接性の観点から780MPa以上の鋼板の利用があまりなかったことなどから、いわゆる水素脆化に対して積極的な対策はされていなかったといえる。自動車用鋼板における水素脆性を考えた場合、使用中に鋼板に生じる腐食に起因した水素がその原因となると考えられる。前述のような融雪塩の散布される環境は高強度自動車用鋼板の水素脆性にとっても非常に過酷な環境であるといえる。

従来、このような部位に適用される自動車用鋼板としては、亜鉛めっき鋼板に代表される各種表面処理鋼板や耐候性改善元素であるCu、Ｐを添加した防錆鋼板が知られている。例えば、特開昭56-139655 号公報（特許文献１）には、Cu：0.04〜0.40％を含むCu−Ｐ鋼にSb等を添加することにより、CuとSbの金属間化合物を形成させ、耐食性（耐孔あき性）を向上させる技術が記載されている。また、特開平2-50940 号公報（特許文献２）には、Cr添加により耐食性を高める技術が開示されている。

しかしながら、特開昭56-139655 号公報記載の技術は、給排水管やタンク底板などに適用されるものであり、自動車用鋼板に必要な加工性（プレス成形性）については何ら考慮されていない。また、特開平2-50940 号公報記載の技術は、Cr添加ではCl^- イオンの存在環境下で腐食しやすく (耐孔あき性に劣り) 、また、表面が電気化学的に安定化されているために化成処理性に劣り、さらに鋼板強度が30kg/mm²程度であるため、自動車の構造部材として適用した場合、車体の軽量化に寄与しない。

このような高強度および高加工性ならびに耐食性を満足する鋼板の母材組織として、TRIP（TRansformation Induced Plasticity ；変態誘起塑性）鋼板が好ましい。

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、NISSHIN STEEL TECHNICAL REPORT（日新製鋼技報）、No.43 、Dec.1980、p.1-10（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、このよう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。

特開2006-233326 号公報（特許文献３）には、TBF 鋼を用いた高強度ボルト用鋼に関する技術が記載されている。特開2007-100209 号公報（特許文献４）には、TBF 鋼を用いた高強度ばね用鋼に関する技術が開示されている。これらの鋼は高強度かつ高強度で問題となる遅れ破壊（水素脆性）に対して優れた鋼であるが、いずれの場合もＣ量が0.2 〜0.6 質量％と非常に高いため、本技術を自動車用鋼板に適用しようとすれば、自動車用鋼板に要求されるスポット溶接性や加工性を確保できなくなる。

これまでTRIP鋼の強度向上、加工性向上および耐食性向上を図るため種々の元素添加が行われているが、Ｐの添加は考慮されていなかった。一般的に鋼板中に不可避成分以上のＰが添加されていると、粒界偏析による粒界破壊が助長され、また、少量のＰ添加では耐食性を劣化させると考えられていたため、一般的に脱Ｐ処理を行い、添加量を減らしている。脱Ｐ処理を簡略化した工程によって鋼板を製造した場合でも鋼中Ｐ量は0.02質量％程度である。
特開昭56-139655 号公報 特開平2-50940 号公報 特開2006-233326 号公報 特開2007-100209 号公報 NISSHIN STEEL TECHNICAL REPORT（日新製鋼技報）、No.43 、Dec.1980、p.1-10

本発明はこのような事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、加工性および耐食性に優れた引張強度：980MPa以上の超高強度薄鋼板を提供しようとするものである。

本発明者らは、上記目的を達成するため、鋭意検討した結果、本発明を完成するに至った。本発明によれば上記目的を達成することができる。

このようにして完成され上記目的を達成することができた本発明は、超高強度薄鋼板に係わり、請求項１〜７記載の超高強度薄鋼板（第１〜７発明に係る超高強度薄鋼板）であり、それは次のような構成としたものである。

即ち、請求項１記載の超高強度薄鋼板は、Ｃ：0.10〜0.18質量％、Si：1.0 〜3.0 質量％、Mn：1.0 〜3.5 質量％、Ｐ：0.05〜0.2 質量％、Ｓ：0.02質量％以下（０％を含まず）、Al：0.5 質量％以下（０％を含まず）を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなり、ベイニティックフェライト及びマルテンサイトの面積率：合計で80％以上、残留オーステナイトの面積率：１％以上の複合組織を有すると共に、残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸／短軸）：５以上、残留オーステナイト結晶粒の平均短軸長さ：１μm 以下であることを特徴とする引張強度：980MPa以上の加工性および耐食性に優れた超高強度薄鋼板である〔第１発明〕。

請求項２記載の超高強度薄鋼板は、更に、Cu：0.003 〜0.5 質量％、Ni：0.003 〜1.0 質量％、Ti：0.003 〜1.0 質量％の１種以上を含有する請求項１記載の超高強度薄鋼板である〔第２発明〕。

請求項３記載の超高強度薄鋼板は、更に、Ｂ：0.0002〜0.01質量％を含有する請求項１または２記載の超高強度薄鋼板である〔第３発明〕。

請求項４記載の超高強度薄鋼板は、更に、Mo：1.0 質量％以下（０％を含まず）及び／又はNb：0.1 質量％以下（０％を含まず）を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の超高強度薄鋼板である〔第４発明〕。

請求項５記載の超高強度薄鋼板は、更に、Ｖ：0.003 〜1.0 質量％を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の超高強度薄鋼板である〔第５発明〕。

請求項６記載の超高強度薄鋼板は、更に、Ca：0.0005〜0.005 質量％及び／又はMg：0.0005〜0.01質量％を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の超高強度薄鋼板である〔第６発明〕。

請求項７記載の超高強度薄鋼板は、更に、Cu：0.003 〜0.5 質量％、Ni：0.003 〜1.0 質量％、Ti：0.003 〜1.0 質量％、Nb：0.1 質量％以下（０％を含まず）を含有すると共に、Mo：1.0 質量％以下（０％を含まず）及び／又はＢ：0.0002〜0.01質量％を含有する請求項１記載の超高強度薄鋼板である〔第７発明〕。

本発明に係る超高強度薄鋼板は、引張強度：980MPa以上と強度が高く、加工性および耐食性に優れており、強度、加工性および耐食性が必要な部材として好適に用いることができ、この部材の強度、加工性および耐食性の向上がはかれる。

一般的にＰは鋼板の伸びを低下させずに強度を向上させる効果があるが、従来は鋼板中のＰの影響により粒界偏析による割れの発生や耐食性の低下が懸念されているため、一般的にその添加量はおおよそ0.02質量％程度に抑えられていた。

本発明者らは前述の従来技術の問題点を解決するために種々の成分組成および熱処理などの検討を行った結果、これまで粒界偏析による粒界破壊を抑制する観点から適用がなされなかったＰの添加範囲において、製造条件等により適切な組織に制御すればＰ添加を行っても従来技術のような粒界偏析を発生しないこと、および、ある一定量以上のＰを含有させることにより、飛躍的に耐食性（特に塩耐食性）を向上させ得ることを見出した。即ち、本発明者らは前述の目的を達成すべく鋭意検討した結果、鋼板の基本成分（Ｃ，Si，Mn）に対して特定範囲量のＰを添加し、さらに鋼板組織の主相をベイニティックフェライトとし、第二相として残留オーステナイトを導入することにより、980MPa以上の鋼板強度を有し、かつ、高い加工性（プレス成形性）に優れたTRIP型鋼板が得られることを見出した。更に、この鋼板に添加した適量のＰにより耐食性（特に塩耐食性）に優れたものとなることを見出し、また、そこに更に適量のCuおよび／またはNiを共存させることにより、塩環境下における鋼板の耐孔あき性が飛躍的に向上することも見出した。本発明は、かかる知見に基づき完成されたものである。この詳細を以下説明する。

Ｐの粒界偏析による粒界割れを抑制するためには、粒界偏析物に変形等による応力が集中しないようにすること、及び、隣り合った結晶粒同士の硬さの差を少なくすることが重要である。これらを可能にするためには、従来より980MPaを超える超高強度鋼板に多く用いられていたDP組織（フェライト−マルテンサイト組織）では不適当である。DP組織中のフェライトとマルテンサイトは硬度差が大きく、プレス成形などによる変形や、プレス成形後に部品としての形状を維持する際に生じる残留応力などにより割れが発生しやすい。これらを抑制するためには組織形態を工夫し、鋼中に粗大介在物が無い方が応力集中しないために好ましい。また、組織形態もDP組織でない方が好ましい。これらの特性を向上させる具体的な方法として、マルテンサイトではなく、ベイニティックフェライト相に着目した。マルテンサイトでは、粒界に炭化物、例えばフィルム状セメンタイトなどが析出し、粒界破壊しやすい。一方、ベイニティックフェライト相は一般のフェライト（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、組織全体の強度が高く、かつ、粒界破壊の起点となる炭化物がないため高強度鋼板の母相として最適である。

残留オーステナイトを鋼中に分散させて存在させることにより、高強度であっても優れた加工性を有させることが可能になった。しかし、図７に示す従来のTRIP鋼のように鋼中に粗大な塊状の残留オーステナイトが存在していると、この残留オーステナイトが応力負荷によってボイドを形成しやすくなり、また、粗大な塊状の残留オーステナイトは安定性が低いため、加えられたプレス加工によって容易にマルテンサイトに変態してしまい、かえって破壊の起点となってしまう。残留オーステナイトを破壊の起点にしないためには、微細なラス状に形態を制御しなければいけない。一般的なTRIP鋼内の残留オーステナイトはミクロンオーダーの塊状であるが、本発明では図８に示すように、残留オーステナイトがサブミクロンオーダーで、微細ラス状であることに特徴がある。水素吸蔵および伸びの確保の観点から、残留オーステナイト量は全組織に対する面積率で１％以上であることが必要であり、望ましくは２％以上、より望ましくは３％以上である。残留オーステナイトの面積率が15％以上になると強度の確保が困難になるなどの問題が生じるため、上限を15％とすることが望ましく、より望ましくは14％以下、更に望ましくは13％以下である。

また、残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸／短軸）が５以上であることが必要である。上記平均軸比の上限は特に規定されないが、TRIP効果（即ち、加工変形の際に応力によって残留オーステナイト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という効果）を有効に発揮させるためには残留オーステナイトの厚さがある程度必要となる。そのため、残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸／短軸）はその上限を30とするのが望ましく、より望ましくは20以下である。更に、上記ラス状残留オーステナイト結晶粒として短軸長さが短い（平均短軸長さ：１μm 以下）のものを分散させることによって鋼板強度が高強度であるにもかかわらず優れた加工性を有することを見出した。これは、平均短軸長さの短い微細な残留オーステナイト結晶粒が多数分散している方が残留オーステナイトの変態に対する安定度が高くなり（オーステナイトの変態が起り難くなり）、粗大な塊状の残留オーステナイトよりもプレス成形後もその変態量が少なく（オーステナイトが多く残存しており）、その結果、破壊の起点となるマルテンサイトへの変態を抑制することができるからである。従って、残留オーステナイト結晶粒の平均短軸長さは１μm 以下であることが必要であり、望ましくは0.5 μm 以下、より望ましくは0.25μm 以下である。なお、図６に残留オーステナイト結晶粒の模式図を示す。図６に示す残留オーステナイト結晶粒において、その軸比は図６に示す長軸長さと短軸長さとの比（長軸長さ／短軸長さ）である。残留オーステナイト結晶粒の軸比（長軸／短軸）とは、このような軸比のことである。残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸／短軸）とは、それぞれの残留オーステナイト結晶粒の軸比（長軸／短軸）の平均値のことである。残留オーステナイト結晶粒の平均短軸長さとは、それぞれの残留オーステナイト結晶粒の短軸長さの平均値のことである。

上記のような作用効果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％以上とする必要があり、85％以上とすることが好ましい。なお、この面積率の上限は他の組織（残留オーステナイト）とのバランスによって決定され、フェライト組織等を含有しない場合には、その上限が99％に制御される。

Ｐは鋼の加工性を低下させずに強度を向上させる作用を有し、かつ、鋼板の耐食性を向上させる効果もあるため、所望の強度に応じて必要量添加するとよい。しかし、Ｐの添加量が0.05質量％未満では鋼板強度の向上に対する効果、および、耐食性に対する効果が少ない。Ｐの添加量が0.2 質量％を超えると溶接性が劣化する。

ＰはCuと共存することにより、耐孔あき腐食性の改善に有効な元素であり、錆を非晶質化し緻密な保護膜を作る効果がある。しかし、一方では多量に添加すると加工脆化の点で問題があるため、その添加量を適切に制御しなければならない。

スポット溶接性や加工性に関し、従来技術においてはＣ量が0.2 〜0.6 質量％と非常に高かったため、これら特性が十分でなかったが、Ｃ量を低く抑えることによって、これら特性を向上できることも見出した。

本発明は、以上の知見に基づき完成されたものであり、超高強度薄鋼板に係わる。このようにして完成された本発明に係る超高強度薄鋼板は、前述のように、Ｃ：0.10〜0.18質量％、Si：1.0 〜3.0 質量％、Mn：1.0 〜3.5 質量％、Ｐ：0.05〜0.2 質量％、Ｓ：0.02質量％以下（０％を含まず）、Al：0.5 質量％以下（０％を含まず）を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなり、ベイニティックフェライト及びマルテンサイトの面積率：合計で80％以上、残留オーステナイトの面積率：１％以上の複合組織を有すると共に、残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸／短軸）：５以上、残留オーステナイト結晶粒の平均短軸長さ：１μm 以下であることを特徴とする引張強度：980MPa以上の加工性および耐食性に優れた超高強度薄鋼板である〔第１発明〕。本発明に係る超高強度薄鋼板は、以上の知見等からわかるように、引張強度：980MPa以上と強度が高く、溶接性、加工性および耐食性に優れている。従って、本発明に係る超高強度薄鋼板は、強度、溶接性、加工性および耐食性が必要な部材として好適に用いることができ、この部材の強度、溶接性、加工性および耐食性の向上がはかれる。例えば、自動車の構造部材（センターピラーやサイドシル）や足回り部材に好適に用いることができる。特に、融雪塩（塩化ナトリウム、塩化カルシウム等）散布が行われる地域で融雪塩に起因する腐食が問題となる自動車のサイドシル、アンダーパネル、足回り部材として好適に用いることができる。本発明に係る超高強度薄鋼板を用いる場合、めっきをしなくても優れた耐食性を有するので、めっき付着性に難があり、めっき適用が困難な場合の部材に好適に用いることができる。

本発明に係る超高強度薄鋼板に対し、更に、Cu：0.003 〜0.5 質量％、Ni：0.003 〜1.0 質量％、Ti：0.003 〜1.0 質量％の１種以上を含有するようにすると、耐食性、耐孔あき性が向上する〔第２発明〕。特に、ＰとCuおよび／またはNiの共存により塩環境下における鋼板の耐孔あき性が飛躍的に向上する。

本発明に係る超高強度薄鋼板に対し、更に、Ｂ：0.0002〜0.01質量％を含有するようにすると、焼き入れ性が向上する。CuとＢを共存させた場合、耐孔あき性が向上する〔第３発明〕。

本発明に係る超高強度薄鋼板に対し、更に、Mo：1.0 質量％以下（０％を含まず）を含有するようにすると、強度向上、固溶強化、焼き入れ性向上がはかれる。本発明に係る超高強度薄鋼板に対し、更に、Nb：0.1 質量％以下（０％を含まず）を含有するようにすると、組織微細化がはかれる〔第４発明〕。

本発明に係る超高強度薄鋼板に対し、更に、Ｖ：0.003 〜1.0 質量％を含有するようにすると、鋼中にＶの炭窒化物が形成され、これが有効な水素トラップサイトとなるため、耐水素脆化性の向上がはかれる〔第５発明〕。

本発明に係る超高強度薄鋼板に対し、更に、Ca：0.0005〜0.005 質量％及び／又はMg：0.0005〜0.01質量％を含有するようにすると、耐食性および耐局部腐食性が向上する〔第６発明〕。

本発明に係る超高強度薄鋼板に対し、更に、Cu：0.003 〜0.5 質量％、Ni：0.003 〜1.0 質量％、Ti：0.003 〜1.0 質量％、Nb：0.1 質量％以下（０％を含まず）を含有すると共に、Mo：1.0 質量％以下（０％を含まず）及び／又はＢ：0.0002〜0.01質量％を含有するようにすると、強度向上、組織微細化および耐食性向上がはかれると共に、塩環境下における耐孔あき性の飛躍的な向上がはかれる〔第７発明〕。

超高強度薄鋼板のベイニティックフェライトの確認方法、残留オーステナイトの面積率の測定方法等について、以下説明する。

ベイニティックフェライトは板状のフェライトであり、転位密度が高い下部組織を意味し、「転位がないか、あるい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（本明細書では、このポリゴナルフェライトをフェライトとよぶ）」とは SEM観察によって明瞭に区別される。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。

残留オーステナイトは、「EBSP（Electron Back Scatter diffraction Pattern ）検出器を備えたFE−SEM 」等により、 FCC（面心立方格子）として観察される領域を意味する。EBSPは試料表面に電子線を入射させて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、試料表面での方位分布を測定できる。測定の一例を挙げる。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面積（約50×50μm 、測定間隔は 0.1μm ）を測定対象とする。なお、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、電解研磨する。次に、上記「EBSP検出器を備えたFE−SEM 」を用い、EBSP画像を高感度カメラで撮影しコンピューターに画像として取り込む。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（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。このようにして、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組織の面積率とする。

本発明に係る超高強度薄鋼板の成分上の数値限定理由（各成分の含有量限定の理由）、および、好ましい含有量等について、以下説明する。

Ｃは、鋼板の強度を上昇できる元素である。特に残留オーステナイトを確保するためには必須の元素であり、980MPa以上の強度を得るために0.10質量％（以下、質量％を％ともいう）以上が必要である。好ましくは0.11％以上、より好ましくは0.12％以上である。強度確保の観点からはＣ量は多い方が良いが、耐食性やスポット溶接性、加工性を確保する観点から、Ｃ量を0.18％以下に抑える。

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り、かつ、材質を大きく硬質化する置換型固溶体強化元素である。このような作用効果を有効に発現させるには1.0 ％以上含有す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。一方、3.0 ％を超えると熱間圧延でのスケール形成が顕著になることと、キズの除去にコストがかかり経済的に不利なため、3.0 ％を上限とする。好ましくは2.5 ％以下、より好ましくは2.0 ％以下である。

Mnは、オーステナイトの安定化、所望の残留オーステナイトを得るために必要であり、1.0 ％以上含有す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。逆に多すぎると偏析が顕著となり、加工性が劣化する場合があるため、3.5 ％を上限値とする。好ましくは3.0 ％以下である。

Ｐは、鋼の加工性を低下させずに固溶強化の作用により容易に鋼の強度を向上させ、かつ、鋼板の耐食性を向上させる元素であり、0.05％以上添加する必要がある。好ましくは0.06％以上である。しかし、多量に含有させすぎると溶接性が劣化し、また、粒界に偏析して粒界破壊を助長し、鋼の加工性を劣化させるため、Ｐ含有量の上限を0.2 ％とする。また、Ｐは孔食が発生する際に孔食内部に濃縮しインヒビターとして作用し、耐孔あき腐食性を向上させる元素である。さらにＰはCuと共存することにより、錆を非晶質化し緻密な保護膜を作る効果がある。

Ｓは、腐食環境下での水素吸収を助長する元素であり、その含有量は低い方が望ましいため、上限を0.02％とする。

Alは、脱酸のために添加する。しかし、添加量が増加するとアルミナ等の介在物が増加し、加工性が劣化するため、0.5 ％を上限とする。好ましくは0.3 ％以下、より好ましくは0.1 ％以下である。通常、0.01％以上添加する。

第２発明に係る超高強度薄鋼板は、更に、Cu：0.003 〜0.5 ％、Ni：0.003 〜1.0 ％、Ti：0.003 〜1.0 ％の１種以上を含有する。このように含有させることは大変有効である。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水素による助長割れを十分に抑制することができる。Tiは、上記Cu、Niと同様に保護性さびの生成促進効果を有し、ひいては発生水素の鋼板への侵入を抑制する作用効果がある。該保護性さびは、特に塩化物環境下で生成して耐食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。また、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。

上記効果を発揮させるには、Cuの場合、0.003 ％以上含有する必要がある。好ましくは0.05％以上、より好ましくは0.1 ％以上である。しかし、Cuを過剰に含有させると加工性が劣化するためCu含有量の上限を0.5 ％とする。Niの場合、0.003 ％以上含有する必要がある。好ましくは0.05％以上、より好ましくは0.1 ％以上である。しかし、Niを過剰に含有させると加工性が劣化するため上限を1.0 ％とする。Tiの場合、0.003 ％以上含有する必要がある。好ましくは0.01％以上、より好ましくは0.03％以上である。しかし、Tiを過剰に含有させると加工性が劣化するため上限を1.0 ％とする。また、前述のようにCuはＰと共存することにより耐孔あき腐食改善に有効な元素であり、錆を非晶質化し緻密な保護膜を作る効果がある。

第３発明に係る超高強度薄鋼板は、更に、Ｂ：0.0002〜0.01％を含有する。Ｂは、鋼板の強度上昇に有効な元素である。この効果を発揮させるには0.0002％以上含有する必要があり、0.0005％以上含有することが望ましい。0.0002％未満では、この効果が得られない。一方、Ｂを0.01％超含有すると熱間加工性が劣化するため、上限値を0.01％とする。望ましくは0.005 ％以下である。

第４発明に係る超高強度薄鋼板は、更に、Mo：1.0 ％以下（０％を含まず）及び／又はNb：0.1 ％以下（０％を含まず）を含有する。Moは、Niとの共存により塩分の多い環境における耐食性向上作用を有する。また、Moは、オーステナイトの安定化、所望の残留オーステナイトを得るために必要であり、水素侵入を抑制し遅れ破壊特性を向上させる効果があり、鋼板の焼入れ性を高めるためにも有効な元素であるだけでなく、粒界を強化して水素脆性の発生を抑制する効果がある。しかし、過剰に含有させても、その効果が飽和するばかりでなく、コスト的に不利になるので、Mo量の上限を1.0 ％とする。下限は設定しないが、0.005 ％以上添加するのが望ましい。Nbは、鋼板の強度上昇及び細粒化に非常に有効な元素である。特にMoとの複合効果で効果を発揮する。しかし、0.1 ％超では、これらの効果が飽和するため、Nb量の上限を0.1 ％とする。下限は設定しないが、0.005 ％以上添加するのが望ましい。

第５発明に係る超高強度薄鋼板は、更に、Ｖ：0.003 〜1.0 ％を含有する。前述の保護性さびの形成は、特にTiとＶとを複合添加することで促進される。Ｖは鋼板の強度上昇、細粒化にも有効な元素である。また、これらの元素と鋼中のＣやＮとの間で生成する微細な炭窒化物の形成により、これら炭窒化物が980MPaを超える高強度鋼板で問題となる水素脆化に対し、水素脆化の原因となる水素のトラップサイトとして有効な機能を果たす。ひいては水素脆化を起り難くさせる。上記のような効果を十分に発揮させるには、Ｖを0.003 ％以上含有させる必要があり、0.01％以上含有させることが好ましい。一方、Ｖを過剰に添加すると、炭窒化物の析出が多くなり、加工性の低下を招くので、Ｖ量の上限を1.0 ％とする。好ましくは0.5 ％以下である。

第６発明に係る超高強度薄鋼板は、更に、Ca：0.0005〜0.005 ％及び／又はMg：0.0005〜0.01％を含有する。Ca、Mgは、いずれも、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の抑制、即ち、pH低下の抑制に有効な元素である。また、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効である。上記効果を発揮させるには、Caの場合、0.0005％以上含有する必要がある。しかし、過剰に含まれていると加工性が劣化するため、Ca量の上限値を0.005 ％とする。Mgの場合、上記効果を発揮させるには、0.0005％以上含有する必要がある。しかし、過剰に含まれていると加工性が劣化するため、Mg量の上限値を0.01％とする。

本発明に係る超高強度薄鋼板の組織上の数値限定理由について、以下説明する。

ベイニティックフェライト及びマルテンサイトの面積率を合計で80％以上としているのは、この面積率を合計で80％未満にすると、鋼板強度が低下して不充分となり、また、加工性が低下して不充分となるからである。

残留オーステナイトの面積率を１％以上としているのは、この面積率を１％未満にすると、本発明の強度レベルにおいて十分な加工性が得られず、また、腐食反応によって生じる水素が鋼板中に侵入した際の有効なトラップサイトとならないからである。

残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸／短軸）を５以上としているのは、この平均軸比（長軸／短軸）が５未満の場合、残留オーステナイト結晶粒の形態が充分微細なラス状の形態にならず、充分な加工性が得られないからである。

残留オーステナイト結晶粒の平均短軸長さを１μm 以下としているのは、この平均短軸長さが１μm 超の場合、残留オーステナイトの安定性が低下するため、成形加工の際のオーステナイトの変態が起りやすくなり、成形加工後のオーステナイトの残存量が少なくなってしまうからである。

本発明に係る超高強度薄鋼板を得るための製造方法について、以下説明する。

本発明に係る超高強度薄鋼板を得るためには、本発明に係る超高強度薄鋼板での成分組成にするだけでなく、本発明に係る超高強度薄鋼板での組織にすることが必要である（上記成分組成にするだけで上記組織を得ることはできない）。このためには、熱間圧延における仕上げ温度を、フェライトの生成しない過冷却オーステナイト域温度であって極力低い温度とすることが堆奨される。該温度で仕上げ圧延を行うことによって、熱延鋼板のオーステナイトを微細化することができ、結果として最終製品の組織が微細となるからである。

また、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堆奨される。即ち、本発明に係る超高強度薄鋼板での成分組成を満足する鋼を、A3点（フェライト−オーステナイト変態温度）〜〔A3点＋70℃〕の加熱保持温度（T1）で30〜1200秒間（t1）加熱保持後、５℃/s以上の平均冷却速度で〔Ms点（マルテンサイト変態開始温度）−200 ℃〕〜Bs点（ベイナイト変態開始温度）の加熱保持温度（To）まで冷却し、該温度（To）で90〜3600秒間（t2）加熱保持することが堆奨される。

加熱保持温度（T1）が〔A3点＋70℃〕を超えるか、加熱保持時間（t1）が1200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）が劣化するので好ましくない。また、加熱保持温度（T1）が高温下、加熱保持時間（t1）が長時間化すると生産性の面でも不利である。一方、加熱保持温度（T1）がA3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ため、所望の強度レベル、および加工性が得られない。また、加熱保持時間（t1）が10秒未満の場合には、鋼板組織の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。加熱保持時間（t1）は、好ましくは60秒以上600 秒以下、より好ましくは90秒以上360 秒以下である。

上記加熱保持温度（T1）で30〜1200秒間（t1）の加熱保持の後、鋼板を加熱保持温度（To）まで冷却するが、この際に５℃/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ためである。この平均冷却速度は大きい程よく、好ましくは７℃/s以上、より好ましくは10℃/s以上とすることが堆奨される。

上記平均冷却速度で加熱保持温度（To）まで冷却した後、この加熱保持温度（To）で90〜3600秒間（t2）加熱保持する。これにより、組織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、加熱保持温度（To）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、加熱保持温度（To）が〔Ms点−200 ℃〕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3600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、更には所定の残留オーステナイトが得られない。その上、生産性の観点からも不利である。一方、加熱保持時間（t2）が90秒未満では鋼板組織の変態が十分に行われず、所定のベイニティックフェライト組織が得られない。加熱保持時間（t2）は、好ましくは120 秒以上2400秒以下、より好ましくは150 秒以上1200秒以下である。なお、加熱保持温度（To）での加熱保持後の冷却方法については、特には限定されず、いずれの方法でもよく、例えば、空冷、急冷、気水冷却等により行うことができる。

本発明に係る超高強度薄鋼板は、本発明に係る超高強度薄鋼板での成分組成および組織を満たしていれば、熱間圧延した鋼板、冷間圧延した鋼板、熱延あるいは冷延を行った後に焼鈍を施した鋼板等のいずれの状態のものでもよい。これらの熱間圧延した鋼板、冷間圧延した鋼板、熱延あるいは冷延を行った後に焼鈍を施した鋼板等に、化成処理、溶融めっき、電気めっき、蒸着などのめっきや各種塗装、塗装下地処理、有機皮膜処理などを行うことも可能である。

めっきをする場合、通常の亜鉛めっき、アルミめっき等のいずれでもかまわない。めっきは、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かまわないし、複層めっきでもかまわない。また、めっきを施さない鋼板上やめっき鋼板上にフィルムラミネート処理をしてもよい。

塗装をする場合、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ともに使用可能である。特に耐食性の観点からすればエポキシ、フッ素、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、たとえば着色用顔料、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、所望の被服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。被服層の厚みは用途に応じて適切な厚みとすればよい。

本発明に係る超高強度薄鋼板を形成加工した自動車用強度部品（例えばバンパーやドアインパクトビーム等の補強部材）は、十分な材質特性（強度、剛性等）を示し、衝撃吸収性や耐遅れ破壊性も良好であった。

本発明の実施例および比較例を以下説明する。なお、本発明はこの実施例に限定されるものではなく、本発明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。

〔例１群〕
表１に示す成分の鋼を真空溶製し、スラブとしてから、熱延して板厚3.2mm の熱延鋼板とし、次に、酸洗により表面スケールを除去した後、1.2 mmまで冷間圧延し、しかる後、連続焼鈍した。このとき、熱延、冷間圧延、連続焼鈍は、下記の方法ないしは条件により行った。

＜熱延＞
・開始温度：1150〜1250℃で30分間保持
・仕上温度：850 ℃
・冷却速度：40℃／ｓ
・巻取温度：550 ℃
＜冷延＞
・冷延率：50％
＜連続焼鈍＞
・A3点〜A3点＋70℃（T1）の温度で180 秒間（t1）保持した後、平均冷却速度20℃／s にて加熱保持温度（To）まで冷却し、この加熱保持温度（To）で600 秒保持し、その後室温まで気水冷却した。なお、加熱保持温度（To）は変化させた。

このようにして得られた鋼板（前記連続焼鈍後の鋼板）について金属組織、引張強度（TS）、伸び［全伸び（El）］、耐食性、耐水素脆化特性（水素脆化危険度指数）等を下記試験方法ないしは測定方法により調べた。

一方、従来の高強度鋼であるマルテンサイト鋼（Ｗ鋼）を作製するために、上記と同様の方法により熱延、酸洗、冷間圧延し、しかる後、上記連続焼鈍に代えて、焼入れ焼き戻し処理を行った。即ち、上記冷間圧延後の鋼板を880 ℃180 秒間保持後に水焼入れし、300 ℃で600 秒間焼き戻した。このようにして得られた鋼板（前記焼き戻し後の鋼板）について上記と同様の調査を行った。

＜試験方法ないしは測定方法＞
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0.1 μｍ）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。この測定を任意に選択した２視野について行い、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短軸長さ及び平均軸比（長軸／短軸）を測定した。平均短軸長さが１μm 以下、かつ、平均軸比が５以上のものは本発明での平均短軸長さ及び平均軸比を満たすものであり、○と表示し、平均短軸長さが１μm 以上、または、平均軸比が５未満のものは本発明での平均短軸長さ、または、平均軸比を満たさないものであり、×と表示した。

引張試験はJIS 13号B 試験片を用いて行い、引張強度（TS）と伸び（El）を測定した。なお、引張試験の歪速度は１mm／sec とした。引張強度が980MPa以上の鋼板を対象に、伸びが８％以上のものを合格とし、○と表示した。

板厚1.2mm の平板試験片を用いて下記の複合サイクル腐食試験を１週間行い、鋼板の腐食減量（腐食による鋼板の単位面積あたりの重量減量）と最大孔あき深さ（元板厚と腐食試験後の孔食部の孔深さの差）を調査した。ここで、腐食減量：1000g/m²以下、最大孔あき深さ：300 μm 以下の両方を満たすものを特に耐食性に優れるものとし、◎と表示し、どちらかを満たすものを耐食性に優れるものとし、○と表示した。

複合サイクル腐食試験 ---- 塩水噴霧（５wt％NaCl、35℃×２hr）→乾燥（RH：20〜30％、60℃×４hr）→湿潤（RH：95％以上、50℃×２hr）を１サイクル（１サイクルは８時間）とし、一日に３サイクル行う。これを１週間もしくは２週間行い、耐食性、割れ発生の有無について調査を行う。

板厚1.2mm の鋼板を、曲げ半径10mmで、曲げ部にTS×70％相当の応力に相当する歪みを付与したＵ曲げ試験片に加工し、前述の複合サイクル腐食試験に２週間供し、割れ発生の有無について調査した。複合サイクル腐食試験に２週間供した後に割れの発生していなかったものを合格とし、○と表示した。

また、鋼板の溶接性を下記方法により調べた。即ち、板厚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、下記スポット溶接条件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）を行い、せん断引張強度（TSS ）と十字引張強度（CTS ）とを求めた。そして、前記せん断引張強度（TSS ）と十字引張強度（CTS ）との比で表される延性比（CTS/TSS ）が0.2 以上である場合を溶接性に優れるとし、○と表示した。

＜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

上記調査（試験）の結果を表２に示す。表１〜２からわかるように、No.1〜20のものは本発明の要件を満たすものであり、980MPa以上の超高強度鋼板でありながら、優れた加工性を有しており、また、TRIP鋼板としての性質である伸びも良好である。また、塩腐食環境下においても優れた耐食性も備えている。従って、スポット溶接部等の鋼板合わせ部位や複雑な形状の足回り部材においてはその構造上電着塗装が十分には行えず、鋼板素地が露出してしまうような部位における自動車の補強部材等として、上記の超高強度鋼板は好適に用いることができる。また、Ｃ量も適切な範囲内であるため、スポット溶接性に優れている。

これに対し、No.21 〜28のものは本発明の要件を満たしていないものであり、以下の不具合を有している。No.21 のものは、Ｃ量が過剰であるため、スポット溶接などの溶接性が不十分である。また、Ｐも不足しているため、伸びが不十分であり加工性に難があり、耐食性も劣っている。No.22 のものは、鋼板組織は満足しているものの、Ｐが不足しているため、耐食性が不十分であり、塩腐食環境下での自動車の補強部材としては不適当である。No.23 のものは、Si量が本発明でのSi量を満たさない鋼種を用いて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、伸びが不足しており、加工性に難がある。No.24 のものは、Ｃ量が不足しているため、十分な強度が得られていない。No.25 のものは、Mn量が過剰であるため、高強度であるが、伸びが不十分であり、加工性に難がある。また、Ｐも不足しているため、耐食性に難がある。No.26 のものは、Ｐが過剰であるため、粒界偏析を起こしており、加工時に割れが生じるなど加工性に難がある。

No.27 のものは、鋼の符号がＡであって本発明で規定する成分範囲を満たすが、鋼板の製造条件（前述の推奨条件を満たさない）に起因してTRIP鋼板とならず、本発明で規定する組織を満たさなかった。No.28 のものは、鋼の符号がＦであって本発明で規定する成分範囲を満たすが、鋼板の製造条件に起因してTRIP鋼板とならず、本発明で規定する組織を満たさなかった。このため、加工性に難があった。

〔例２群〕
表１の符号Ｂ、Ｓの鋼より製造された鋼板であって本発明の組織的要件を満たす鋼板（即ち、符号Ｂ、Ｓの鋼より製造された本発明例の鋼板）、及び、比較鋼板（従来品である590MPa級の高張力鋼板、即ち、フェライトおよびマルテンサイト組織からなるDP鋼板）を用いて、部品を成型し、下記の耐圧壊性試験および耐衝撃特性試験を行い、成型品としての性能を調査した。

＜耐圧壊性試験＞
上記鋼板を用いて、図１に示すような部品（試験体、ハットチャンネル部品）１を作成し、圧壊性試験を行った。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に示すとおり35mmピッチでスポット溶接を行った。次に、図２に示すように、部品１の長手方向中央部の上部から金型３を押しつ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。

＜耐衝撃特性試験＞
上記鋼板を用いて、図３に示すような部品（試験体、ハットチャンネル部品）４を作成し、耐衝撃特性試験を行った。図４に前記図３における部品４のA-A 断面図を示す。耐衝撃特性試験は次のようにして行った。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に示すように部品４を土台７にセットし、部品４の上から落錘（110kg ）６を高さ11ｍから落下させて部品４が40mm変形（高さ方向に収縮）するまでの吸収エネルギーを求めた。

上記耐圧壊性試験の結果を表３に示す。表３からわかるように、符号Ｂ、Ｓの鋼より製造された本発明例の鋼板を用いて作成した部品（試験体）は、強度の低い（590MPa級）従来鋼板を用いた場合よりも、高い荷重を示し、また、吸収エネルギーも高くなっており、優れた耐圧壊性を有している。

上記耐衝撃特性試験の結果を表４に示す。表４からわかるように、符号Ｂ、Ｓの鋼より製造された本発明例の鋼板を用いて作成した部品（試験体）は、強度の低い（590MPa級）従来の鋼板を用いた場合よりも、吸収エネルギーが高くて、優れた耐衝撃特性を有している。

本発明に係る超高強度薄鋼板は、引張強度：980MPa以上と強度が高く、溶接性、加工性および耐食性に優れているので、強度、溶接性、加工性および耐食性が必要な部材として好適に用いることができ、この部材の強度、溶接性、加工性および耐食性の向上がはかれて有用である。例えば、自動車の構造部材（センターピラーやサイドシル）や足回り部材に好適に用いることができる。特に、融雪塩（塩化ナトリウム、塩化カルシウム等）散布が行われる地域で融雪塩に起因する腐食が問題となる自動車のサイドシル、アンダーパネル、足回り部材として好適に用いることができる。本発明に係る超高強度薄鋼板を用いる場合、めっきをしなくても優れた耐食性を有するので、めっき付着性に難があり、めっき適用が困難な場合の部材に好適に用いることができる。

本発明の実施例に係る耐圧壊性試験用の試験体の概要を示す斜視図である。 本発明の実施例に係る圧壊性試験の状況（即ち、試験体へ金型を押しつけた状態）を示す正面図である。 本発明の実施例に係る耐衝撃特性試験用の試験体の概要を示す斜視図である。 図３のA-A 断面を示す図である。 本発明の実施例に係る耐衝撃特性試験の状況（即ち、試験体へ落錘を落下させる状態）を示す側断面図である。 残留オーステナイト結晶粒を示す模式図である。 従来のTRIP鋼板の組織像を示す図である。 本発明の一実施形態に係る鋼板の組織像を示す図である。

符号の説明

１--部品（試験体）、２--スポット溶接位置、３--金型、４--部品（試験体）、５--スポット溶接位置、６--落錘、７--土台。

Claims (7)

1. Ｃ：0.10〜0.18質量％、Si：1.0 〜3.0 質量％、Mn：1.0 〜3.5 質量％、Ｐ：0.05〜0.2 質量％、Ｓ：0.02質量％以下（０％を含まず）、Al：0.5 質量％以下（０％を含まず）を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなり、ベイニティックフェライト及びマルテンサイトの面積率：合計で80％以上、残留オーステナイトの面積率：１％以上の複合組織を有すると共に、残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸／短軸）：５以上、残留オーステナイト結晶粒の平均短軸長さ：１μm 以下であることを特徴とする引張強度：980MPa以上の加工性および耐食性に優れた超高強度薄鋼板。
2. 更に、Cu：0.003 〜0.5 質量％、Ni：0.003 〜1.0 質量％、Ti：0.003 〜1.0 質量％の１種以上を含有する請求項１記載の超高強度薄鋼板。
3. 更に、Ｂ：0.0002〜0.01質量％を含有する請求項１または２記載の超高強度薄鋼板。
4. 更に、Mo：1.0 質量％以下（０％を含まず）及び／又はNb：0.1 質量％以下（０％を含まず）を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の超高強度薄鋼板。
5. 更に、Ｖ：0.003 〜1.0 質量％を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の超高強度薄鋼板。
6. 更に、Ca：0.0005〜0.005 質量％及び／又はMg：0.0005〜0.01質量％を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の超高強度薄鋼板。
7. 更に、Cu：0.003 〜0.5 質量％、Ni：0.003 〜1.0 質量％、Ti：0.003 〜1.0 質量％、Nb：0.1 質量％以下（０％を含まず）を含有すると共に、Mo：1.0 質量％以下（０％を含まず）及び／又はＢ：0.0002〜0.01質量％を含有する請求項１記載の超高強度薄鋼板。

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