JP6972153B2 - 最低１１００ＭＰａの引張強度と、１８％以上の全伸びを有する熱間圧延ベイナイト鋼製品 - Google Patents

最低１１００ＭＰａの引張強度と、１８％以上の全伸びを有する熱間圧延ベイナイト鋼製品 Download PDF

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Description

発明の分野
本発明は、少なくとも１１００ＭＰａの引張強度と１８％以上の全伸びを有する高強度熱間圧延ベイナイト鋼製品を開示する。鋼は更に、１０〜１２％以上の一様伸びと、０．６〜０．７の降伏引張比（yield and tensile ratio）を有する。開発された鋼は更に、１９〜２３．５ＧＰａ％の範囲の引張靱性を有しており、自動車の構造及び耐荷重用途、自動車のバンパー、防衛装備製造、鉱業などの用途に非常に適している。
発明の背景：
自動車部門において、燃料消費の削減、ひいては排出物量の低下、及び高水準の安全性の維持には、より強度の高い鋼を使用する必要がある。両ニーズは、高い伸びを有する先進高強度鋼（ＡＨＳＳ）の使用によって満たすことが可能かもしれない。超高強度（ＵＨＳＳ）又はＡＨＳＳは、今まで新しいものではない。しかし、ＵＨＳＳの主要な問題は、伸びに限界があることによる低い成形能力と弱い耐荷重能力である。金属及び合金では、強度と伸びは反対の挙動を示し、従って、より強度の高い鋼又はＵＨＳＳ鋼が開発されると、極めて当然ながら、伸びも大幅に低下又は減少する。結果として、自動車の様々なパーツへのＵＨＳＳの適用範囲は、成形が益々困難になるにつれて限定されていく。従って、ＵＨＳＳ鋼の開発では、高い伸びと成形性が同時に要求される。言及した情勢／状況では、例えばロアサスペンション、長尺横材及びバンパーなどの様々な自動車部品用の、高引張強度と並外れた一様伸び及び全伸びとを併せ持つ熱間圧延超高強度（ＵＨＳＳ）薄鋼板の開発が求められてきた。
強く強靱な鋼は、大気汚染の制御に大きく貢献するものの１つである。軽量で環境に優しい車両の設計は、環境汚染の問題に対処するためには今日重要である。効果的な軽量の自動車は、先進高強度及び超高強度鋼（ＵＨＳＳ）板の利用が必要である。しかし、ＵＨＳＳ板は、成形性が低いため、多種多様な自動車部品に容易に適用することができない。従って、ＵＨＳＳ板に求められる延性と成形性は、益々厳しくなっている。従って、現在の状況に対処するには、例えばロアサスペンション、長尺横材及びバンパーなどの様々な自動車部品用の、優れた伸びに加えて高引張強度を有する熱間圧延鋼帯の開発が必要とされてきた。
最近では、多くの研究者がＵＨＳＳ鋼の開発を試みてきた。まず、非常に高い強度を持つこうした鋼板が、Bhadeshia、MSE-A、481〜482巻、36〜39ページ、2008；F. G. Caballero、H. K. D. H. Bhadeshia、K. J. A. Mawella、D. G. Jones及びP. Brown、MST、18巻、279〜284ページ、2002；C. Garcia-Mateo、F. G. Caballero及びH. K. D. Bhadeshia、ISIJ International、43巻、1238〜1243ページ、2003）によって報告された。非常に高い強度の源は、ナノ構造ベイナイト又はナノベイナイトの存在であると考えられた。ただし、Bhadeshiaらによって開発された鋼は、非常に高い強度を有するが、自動車及び多くの他の用途における適用範囲は、特に、高い合金含有量、長い製造時間（３〜４日）、限定的な伸び（１０％未満）のために、非常に限定されている。最初の２つの要因は、実際の製造ラインにおける困難となる一方で、最後の要因は、エンドユーザー側で好ましくない。炭素含有量の増加（０．７ｗt％を超える）が、鋼の溶接を困難にしている。全体として鋼は膨張性があり（expansive）、成形性が適当ではない。
別の研究者グループ［（F. G. Caballero、M. J. Santofima、C. Capdevila、C. G. Mateo及びC. G. De Andres、ISIJ International、46巻、1479〜1488ページ、2006；F. G. Caballero、M. J. Santofima、C. Garcia Mateo、J. Chao及びC. Garcia de Andres、Materials and Design、30巻、2077〜2083ページ、2009］は、少し異なる考えを持ち、直前の段落で言及した問題に対処しようと試みた。これらの研究者は、炭素含有量を低下させることによって組成を調節することにより、全伸びを改善し、コストを下げて実際のラインでの生産を加速させ、容易に溶接できるようにしようと試みた。しかし、鋼は、様々な理由で連続製造ライン用に考えられたものではなく、また、鋼は、その製造においてＮｉ及びＭｏのような高価な合金添加物を多量に含有する。
今日の自動車製造業者の需要を満たそうと、最近の研究（US2014/0102600A1参照）では、高い強度と延性の組合せを得ることが試みられた。この研究では、２０％の全伸びと共に最低１２００ＭＰａの引張強度を達成することに成功した。しかし、これは、高炭素（０．３ｗｔ％を超える）であり、高ケイ素（１．５ｗｔ％を超える）である。多量の炭素は溶接性を低下させ、高ケイ素は、熱間圧延鋼板の加工中に表面スケールを引き起こす。これらの問題は、まだ対処されていない。
ごく最近、別の研究者チーム［Raoら TSL、出願番号：201631011120］が、引張強度が１０００ＭＰａを超え、伸びが１５〜１６％、降伏強度が６１５ＭＰａの高強度鋼を開発した。鋼は、強度と延性との良好な組合せを有しているが、表面とコーティングの観点からは好ましくない非常に多量のケイ素を含んでいる。こうしたケイ素含有量の高い鋼は、製品品質の観点から、圧延プロセス時により大きな困難ももたらす。
本発明の下、極めて高い伸び、良好な溶接性、商業的実現可能性を有するＵＨＳＳ鋼の開発のための適切な加工経路／パラメーターを特定し、かつ、既存の熱間圧延機設備で生産することが意図された。溶接性を向上させるために炭素とマンガンの量が或るレベル未満に制限され、熱間圧延プロセス中のスケール問題に対処するため、ケイ素も低く抑えられた。同じランアウトテーブルにおいて従来の圧延機運転パラメーターの下、確実に鋼を生産して高い強度と伸びを有するより厚い板を得られるよう、最適な冷却と巻き取りが特定された。高い強度と伸びは、最終微細構造（ミクロ組織）中に少量の残留オーステナイトを含むマルテンサイトとベイナイト（bainite）の低温相混合物の形成により達成された。上記の相構成により、発明された鋼が、１８％以上の全伸びと少なくとも１１００ＭＰａの引張強度を有する超高強度を有することが確実となった。
発明の目的
従って、本発明の目的は、先行技術の欠点を解消する熱間圧延先進高強度ベイナイト鋼の厚帯製品を提案することである。
本発明の更なる目的は、少なくとも１１００ＭＰａの引張強度と、最小１８％の全伸びを有する、最小１０％の厚さの熱間圧延製品の開発を提案することである。
本発明の更に別の目的は、０．６〜０．７の降伏引張比（yield and tensile ratio）を有する、最小１０％の厚さの熱間圧延製品の開発を提案することである。
本発明の更に別の目的は、１９ＧＰａ〜２３．５ＧＰａの範囲の引張靱性を有する、最小１０％の厚さの熱間圧延製品の開発を提案することである。
本発明の別の目的は、１０〜１４％のマルテンサイト、８５〜８０％のベイナイト及び５〜６％のオーステナイトの微細構造構成要素を含む、熱間圧延超高強度（very high strength）厚鋼帯を含む製品を提案することである。
本発明の更なる目的は、上記の特性の組合せを達成するために、従来既存の熱間圧延機を使用した、均熱（ソーキング）、オーステナイト熱間圧延（austenite hot rolling）、及びそれに続くＭｓ温度（マルテンサイト開始）を超えるがＢｓ（ベイナイト開始）温度未満の温度での巻き取りとそれに続く周囲温度（環境温度）への空冷を含む鋼の製造を提案することである。
図１は、新たに開発された鋼の強度−伸びプロットである。 図２は、開発された鋼の光学微細構造である。 図３は、新たに開発された鋼の走査型電子顕微鏡微細構造である。 図４は、開発された鋼のＥＢＳＤ顕微鏡写真である。 図５は、新たに開発された鋼のＸ線回折プロファイルである。
表１は、新たに開発された鋼の引張特性である。
発明の好適な実施形態の詳細な説明
本発明は、下記の合金組成（ｗｔ％、Ｆｅ及びその他不純物を除く）を達成するための溶鋼の調製を含む、先進高強度鋼帯の開発方法に関する：
Ｃ：０．１５〜０．２５、Ｍｎ：０．８〜２．１、Ｓｉ：０．４〜１．１、Ｃｒ：０．８〜１．５、Ａｌ：０．０５〜０．３、Ｍｏ：０．０５〜０．２５、Ｎｂ：０．０１８〜０．０３５、Ｔｉ：０．０１〜０．１、Ｓ：最大０．０１４、Ｐ：最大０．０２８、Ｎ：最大０．０１２。
本発明に従い開発された鋼の引張特性は、以下の表１に記載する特性を有する：
Figure 0006972153
新たに開発された熱間圧延鋼板を構成する主要成分構成要素（重量パーセント単位）の説明を以下に記載する。
Ｃ：０．１５〜０．２５ｗｔ％：
適切な強度レベルが得られるように、所望の強度向上、相分率の割合を達成するために、炭素含有量を調節しなければならない。炭素の量は、達成される伸びの向上にとって鍵である、残留オーステナイトの安定性も決定する。炭素レベルは、良好な溶接性を確保するためにも制御しなければならない。好ましい炭素含有量は、所望の強度と伸び、更に溶接性も達成するには、０．２０ｗｔ％未満に保つべきであり、従って、０．２１ｗｔ％未満に制限すべきである。
Ｍｎ：０．８〜２．１ｗｔ％：
マンガンの添加により、安定した残留オーステナイトの存在が確保された。しかし、その量は、０．８ｗｔ％以上、好ましくは、１．２ｗｔ％以上、より好ましくは１．５ｗｔ％以上とすべきである。Ｍｎの量は、１．０ｗｔ％以上、好ましくは１．３ｗｔ％以上、より好ましくは１．５ｗｔ％以上とすることが望まれる。マンガン量は、溶接割れ及び鋳割れを回避するため、好ましくは２．１ｗｔ％未満とすべきである。
Ａｌ：０．０５〜０．３ｗｔ％：
Ａｌは、より強力なフェライト安定剤である。Ａｌは、炭素が残留オーステナイトから容易に出て来ないようにし、それによってベイナイト反応中により多量の残留オーステナイトが形成されることを可能にする。ガルバナイジングの観点からは、ケイ素の添加よりもＡｌの添加が好ましい。ただし、鋳造中に更に問題を引き起こす可能性があるため、量は過剰とすべきではない。過剰なＡｌは、溶接部位での硬質酸化物の形成を可能とし、それによって溶接性を悪化させるかもしれない。従って、新たに開発された鋼におけるＡｌ含有量は、０．０６ｗｔ％に、好ましくは０．１ｗｔ％を超えて、より好ましくは０．３ｗｔ％未満に維持すべきである。Ａｌの有益な効果を確実にするためには、添加量は、是非０．０８ｗｔ％を超えるべきである。好ましくは、Ａｌは、０．１〜０．２９ｗｔ％の範囲で変化する。
Ｓｉ：０．４〜１．１ｗｔ％：
ケイ素もフェライト安定剤である。ケイ素は、一定温度での保持／巻き取り時のベイナイト変態中の炭化物析出と、微細構造内の残留オーステナイト量が増加した合金の形成を抑制する。鋼への過剰量のケイ素添加は、熱間圧延及び冷却中の多様なスケール形成のため、有害である。スケール形成は、表面劣化を引き起こし、コーティング性／ガルバナイズ性（gavanizibility）を低下させる。従って、Ｓｉは、言及した一定の範囲内、より好ましくは０．７ｗｔ％未満に制限すべきである。好ましくは、Ｓｉは、０．４〜０．８ｗｔ％の範囲で変化する。
Ｐ：最大０．０２８ｗｔ％：
リンは、鋼に有害であると考えられる。従って、量は、最大で０．０２８ｗｔ％、好ましくは０．０２ｗｔ％以下に制限すべきである。
Ｓ：最大０．０１４ｗｔ％：
リン（Phosphorus）と同様、硫黄も有害であると考えられる。そのため、硫黄含有量は、できるだけ低く、好ましくは０．０１４ｗｔ％未満に保つべきである。
より好ましくは、成形操作中の早期破壊の潜在的部位となる介在物の量を最小限に抑えるため、硫黄含有量（contenr）は、０．０１ｗｔ％未満とすべきである。
Ｎ：最大０．０１２ｗｔ％：
鋼中の過剰な窒素も、有害である。過剰な窒素は、成形性を低下させるＴｉＮ及びＡｌＮなどの硬質介在物を生じさせることがある。従って、窒素含有量は、０．０１２ｗｔ％未満に制限する必要がある。
Ｎｂ：０．０１８〜０．０３５ｗｔ％：
ニオブは、結晶粒微細化、析出などの様々なメカニズムにより鋼の強度を高めるために添加される。Ｎｂ添加は、微細構造中の残留オーステナイトの量を増加させるのにも有用である。Ｎｂはコストがかかるため、経済的優位性を活用するためには慎重に添加して最適化すべきである。従って、Ｎｂレベルは、０．０３５ｗｔ％未満、より好ましくは０．０３０ｗｔ％以下とすべきである。
Ｍｏ：０．０５〜０．２５ｗｔ％：
モリブデンは、鋼の焼入性を高めるために添加され、それによりベイナイトの容易な形成に有利に作用する。余剰な焼入性の結果、ベイナイト反応中に、より柔軟なフェライトと比較的硬質のパーライト相の形成を抑制できる。従って、Ｍｏはコストがかかるので、鋼を安価にし、熱間圧延中の加工の優位性を活用するため、その量は、０．２５ｗｔ％未満に制限すべきである。好ましくは、Ｍｏは、０．０８〜０．１２ｗｔ％の範囲で変化する。
Ｃｒ：最大１．５５ｗｔ％：クロムの機能は、Ｍｏと非常によく似ており、多角形フェライト及びパーライトの形成を防止する。Ｃｒの添加が、先進高強度鋼ではより経済的である。しかし、Ｃｒは、様々な種類の炭化物を形成するため、過剰量を添加すると、有害となる可能性がある。好ましくは、Ｃｒは、０．８５〜１．１の範囲（重量パーセント）で変化する。
Ｔｉ：０．０１〜０．１ｗｔ％：
Ｔｉは、オーステナイト結晶粒の成長を制限するのに有益である。加えて、Ｔｉは、Ｎｂ、Ｖの存在下で非常に微細な炭窒化物も形成し、強度を高める。Ｔｉは硬質のＴｉＮ介在物を形成する傾向があるため、過剰量のＴｉは有害となる可能性がある。従って、Ｔｉの量は、０．１ｗｔ％未満、より好ましくは０．０５ｗｔ％未満に制限すべきである。好ましくは、Ｔｉは、０．０２〜０．０４ｗｔ％の範囲で変化する。
開発された超高強度熱間圧延鋼は、主としてベイニティックフェライト（banitic ferrite）相８０〜８５％と、残っている残留オーステナイト相（５〜６％）を含む。周囲温度では、少量の硬質マルテンサイト相（１０〜１４％）も鋼中に存在する。好ましくは、５〜６％のオーステナイト相が５〜６％の範囲で存在する。
ベイナイト：微細構造中に存在する（８０〜８５％）ベイナイトは、本質的に炭化物を含まず、転位密度が高い。ベイナイトは、典型的には本質的にラス（lath）状である。従って、転位密度が高いほど、強度が高く、延性が良好となる。
残留オーステナイト：残留オーステナイト（５〜６％）は、開発された鋼の微細構造の重要な構成要素の１つである。残留オーステナイトは、延性を高めるのに役立つ。有益な効果を得るため、微細構造は、少なくとも１０％、好ましくは、１２％以上のオーステナイトを有するべきである。開発された鋼に存在する少量の残留オーステナイトは、延性を高める効果がある。
マルテンサイト：本発明に従い生産される熱間圧延鋼帯は、好ましくは１０〜１４％を超えない、いくらかの量のマルテンサイトも有する。
本発明によると、特定の組成を有する鋼製品を開発するようになされた方法は、下記のステップからなる：合金の溶融又は加熱生成（alloy melting or heat making）、鋳造、熱間圧延、加速冷却及び巻き取り、並びに周囲温度への冷却。含まれる１つ１つの加工ステップを、以下に詳述する：
本発明によると、合金を誘導炉で溶融し、続いて厚さ７０〜８０ｍｍのバー又はインゴットの形態に鋳造した。インゴットは、鋼を十分な時間オーステナイトに保持し、続いて温度を低下させてオーステナイトに変形を加えることにより均質化し（homogenize）、鋳造構造を破壊し圧延プロセスに適するように厚さを減少させるために鍛造し、続いて周囲温度に空冷した。均質化した鋼は、熱間圧延のために準備した。熱間圧延に先立ち、１１３０℃を超える高温で鋼を２〜４時間均熱し、続いて仕上げ圧延温度をオーステナイト域に保った状態で最小１０ｍｍの厚さまで熱間圧延し、続いて塩浴又は同種の設備へ、Ｍｓを超えるが（bit）Ｂｓ未満の所定温度で巻き取りを行い、数時間保持した。次いで、巻き取った鋼サンプルを空気中に移し、周囲温度に冷却した。微細構造及び機械的性質のための試験片は、熱間圧延板から取得した。光学走査型電子顕微鏡及びＯＩＭ（Orientation Imaging Microscopy）を使用して、微細構造特性評価を実施した。機械的性質は、ビッカーズ硬度法により評価し、ＡＳＴＭ規格に従い引張試験を遂行した。Ｘ線回折を採用して微細構造の構成要素を確認した。
新たな開発された鋼の機械的性質を引張試験により評価する。発明された鋼の引張応力−歪み曲線を図１に図示する。図は、鋼が非常に高い引張強度と引張延性を有することを示している。鋼の最大抗張力（ＵＴＳ）と伸びは、それぞれ少なくとも１１００ＭＰａ及び２１％である。歪み硬化指数の値は、０．１５〜０．１９の範囲である。一様伸びは、１０〜１２％の範囲である。新たに開発された鋼の光学顕微鏡写真を図２に提示する。顕微鏡写真は、開発された鋼が、主にベイニティックフェライトを有し、少量の残留オーステナイトといくらかのマルテンサイトを含むことを裏付けている。図３に提示する走査型電子顕微鏡写真は、発明された鋼が、主にベイナイトを含有し、残留オーステナイト及びマルテンサイトなどの少量の他の相を含んでいることを更に裏付けた。ＥＢＳＤ顕微鏡写真（図４）は、更に図２及び３の観察結果を更に確実にした。ベイナイトシーフ（sheaves）の厚さが鋼の強度と靱性を決定する。シーフの厚さは、サブミクロンレベル未満であることが見いだされた。開発された鋼に対して実施したＸ線回折では、図５に示すプロットでαｂｃｃによって示される体心立方（ＢＣＣ）及びγｆｃｃピークによって示される面心立方（ＦＣＣ）オーステナイトに起因する回折ピークの存在が示された。ＢＣＣ相ピークの強度は、ＦＣＣピークの強度より数倍高く、ＢＣＣベイナイト相の量が開発された鋼の主要な相であることが明確に確認された。これは、新たに開発された鋼が、主としてベイナイト構造と、少量の残留オーステナイトと共にいくらかの量のマルテンサイトを有することを裏付けるものである。残留オーステナイトの量は、少なくとも５〜５％であると判定された。電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で、少量の残留オーステナイトの存在が確認された。
例：下記の例は、上記の本発明を例示するために記述されるものであり、決して本発明の範囲を限定するものではない。
Figure 0006972153
本発明に従い開発された鋼を表１に示し、例１、例２及び例３と指定する。これらの例に含まれる加工条件を、以下に記載する：
例１に示す開発された鋼は、加熱速度５〜１０℃／ｓを用いて１２２０〜１２３０℃の温度で均熱した。鋼を冷却し、１０８０〜１１００℃の温度範囲で粗圧延に付し、５５〜８０％の範囲の変形を加えた。粗圧延鋼を更に冷却し、１０００〜１０１０℃の範囲の仕上げ圧延温度で熱間圧延に付し、５５〜７０％の変形（deformation）を加えた。鋼仕上げ圧延鋼を５℃／ｓ以上の冷却速度を用いて冷却し、４１５〜４５０℃の温度範囲で巻き取った後、室温に空冷した。
例２に示す鋼は、１２４５〜１２６０℃の温度で均熱することにより処理した。均熱時に採用した加熱速度は、５〜１０℃／ｓであった。均熱した鋼を冷却し、１０８０〜１１００℃の温度範囲で圧縮により粗変形に付し、６２〜８５％の範囲の変形を加えた。粗圧延鋼を更に冷却し、１０００〜１０１０℃の範囲の仕上げ圧延温度で熱間圧延に付し、５５〜７０％の変形を加えた。鋼仕上げ圧延鋼を少なくとも５〜７℃／ｓの速度を用いて冷却し、４１５〜４５０℃の温度範囲で巻き取った後、室温に空冷した。
例３に示す鋼は、１２００〜１２１５℃の温度で再加熱した。均熱時に採用した加熱速度は、５〜１０℃／ｓであった。均熱した鋼を冷却し、この温度範囲でおよそ６０〜８５％の粗変形に付した。粗圧延鋼を冷却し、数回のパスを使用して５０〜６５％の熱間圧延変形に付し、鋼を１０１５〜１０３０℃の温度で仕上げ圧延した。鋼仕上げ圧延鋼を３〜５℃／ｓ以上の速度を用いて冷却し、４１５〜４５０℃の温度範囲で巻き取った後、室温に空冷した。
本発明により製造された鋼は、引張強度と延性の優れた組合せを有するので、自動車構造用途及び引張強度と伸び特性の良好な組合せが必要とされる他の幾つかの分野に有用である。また、開発された製品における低ケイ素の存在は、鋼を従来の熱間帯鋼圧延機で圧延することを可能にしている。更に、鋼の低ケイ素は、熱間圧延中のスケール形成の問題を軽減する。比較的低ケイ素で開発された製品は、コーティング性と表面質感の改善が期待される。また、鋼の低炭素当量のために溶接が容易になり、開発された製品におけるアルミニウムの存在は、鋳造性を高める。
本明細書における実質的に任意の複数形及び／又は単数形の用語の使用に関し、当業者は、文脈及び／又は妥当性に応じて複数形から単数形に、及び／又は単数形から複数形に置き換えることができる。本明細書では、明確さのため、様々な単数形／複数形の置換を明示的に記載することがある。
本明細書に含まれていた文献、法令、材料、装置、物品などの考察はいずれも、開示のための文脈を提供することのみを目的としている。これらの事項のいずれか又は全てが、先行技術の基礎の一部を形成すること、又は本願の優先日以前にどこかに存在していた本願開示に関連する分野における通常の一般的知識であったことを認めるという意味に解釈すべきではない。
本明細書においては、本開示の特定の特徴にかなり重点を置いているが、様々な改変を加えることができ、本発明の原理から逸脱することなく好適な実施形態に多くの変更を加えることができることが理解されよう。本発明又は好適な実施形態の本質におけるこれら及び他の改変は、本明細書における開示から当業者には明らかとなり、それにより、前述の記載事項は、限定としてではなく、単に本発明の例示として解釈すべきであることを明確に理解すべきである。更に、本発明の範囲は、当業者に明らかとなり得る他の実施形態を全て包含し、従って、本発明の範囲は、添付の特許請求の範囲以外の何物にも制限されないことが理解される。

Claims (16)

  1. 少なくとも１１００ＭＰａの引張強度と、１８％以上の全伸びを有し、重量パーセントで以下（Ｆｅ及びその他の不純物を除く）：
    Ｃ：０．１５〜０．２５；
    Ｍｎ：０．８〜２．１；
    Ｓｉ：０．４〜１．１；
    Ｃｒ：０．８〜１．５；
    Ａｌ：０．０５〜０．３；
    Ｍｏ：０．０５〜０．２５；
    Ｎｂ：０．０１８〜０．０３５；
    Ｔｉ：０．０１〜０．１；
    Ｓ：最大０．０１４
    Ｐ：最大０．０２８；及び
    Ｎ：最大０．０１２
    を含む、超高強度熱間圧延ベイナイト鋼帯又は鋼板。
  2. Ｍｏ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｒが、それぞれ０．０８〜０．１２、０．４〜０．８、０．１〜０．２９、０．０２〜０．０４及び０．８５〜１．１の範囲で変化する、請求項１に記載の超高強度熱間圧延ベイナイト鋼帯又は鋼板。
  3. 鋼が、０．６〜０．７の降伏引張比（yield and tensile ratio）を有する、請求項１又は２に記載の超高強度熱間圧延ベイナイト鋼帯又は鋼板。
  4. 鋼が、１１００〜１１５０ＭＰａの範囲の引張強度を有する、請求項１〜３のいずれか１項に記載の超高強度熱間圧延ベイナイト鋼帯又は鋼板。
  5. 鋼が、２１〜２３％の範囲の全伸びを有する、請求項１〜４のいずれか１項に記載の超高強度熱間圧延ベイナイト鋼帯又は鋼板。
  6. 鋼が、１０〜１２％の範囲の最小一様伸びを有する、請求項１〜５のいずれか１項に記載の超高強度熱間圧延ベイナイト鋼帯又は鋼板。
  7. 鋼が、１９〜２３．５ＧＰａ％の範囲の引張靱性を有する、請求項１〜６のいずれか１項に記載の超高強度熱間圧延ベイナイト鋼帯又は鋼板。
  8. 鋼の歪み硬化指数（「ｎ」）が０．１５〜０．１９の範囲にある、請求項１〜７のいずれか１項に記載の超高強度熱間圧延ベイナイト鋼帯又は鋼板。
  9. 鋼が、体積で１０〜１４％のマルテンサイト、８５〜８０％のベイナイト及び５〜６％のオーステナイトを有する、請求項１〜８のいずれか１項に記載の超高強度熱間圧延ベイナイト鋼帯又は鋼板。
  10. ベイナイトシーフの厚さが５００ｎｍ未満であり、マルテンサイト結晶粒径が５〜６ミクロン未満である、請求項１〜９のいずれか１項に記載の超高強度熱間圧延ベイナイト鋼帯又は鋼板。
  11. 引張強度が１１００ＭＰａ以上、全伸びが１８％以上の超高強度熱間圧延ベイナイト鋼板またはシートの開発方法であって、
    重量パーセントで下記組成の鋼（Ｆｅ及びその他の不純物を除く）を鋳造する工程と
    Ｃ：０．１５〜０．２５、Ｍｎ：０．８〜２．１、Ｓｉ：０．４〜１．１、Ｃｒ：０．８〜１．５、Ａｌ：０．０５〜０．３、Ｍｏ：０．０５〜０．２５、Ｎｂ：０．０１８〜０．０３５、Ｔｉ：０．０１〜０．１、Ｓ：最大０．０１４、Ｐ：最大０．０２８、Ｎ：最大０．０１２、
    該鋼を１２００〜１２６０℃で均熱する工程と、
    該鋼を１０８０〜１１００℃で粗圧延する工程と、
    該鋼を１０００〜１０３０℃で仕上げ圧延する工程と、
    該仕上げ圧延された鋼を３〜７℃／ｓの冷却速度で冷却する工程と、
    冷却された圧延鋼を４１５〜４５０℃の温度範囲で巻きとる巻き取り工程と
    を含む方法。
  12. 前記鋼の均熱が５〜１０℃／ｓの加熱速度で行われる請求項１１に記載の方法。
  13. 前記鋼は、前記粗圧延において、５５〜８５％の範囲に変形される請求項１１または１２に記載の方法。
  14. 前記鋼は、粗圧延の後に冷却される請求項１１〜１３のいずれか１項に記載の方法。
  15. 前記鋼は、前記仕上げ圧延において、５０〜７０％の範囲に変形される請求項１１〜１４のいずれか１項に記載の方法。
  16. 前記鋼は、前記巻き取り工程の後、室温に空冷される請求項１１〜１５のいずれか１項に記載の方法。
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