CN103168106A - 钢板及钢板制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供下述钢板，其具有下述化学成分：以质量%计含有C：0.18%～0.35%、Mn：1.0%～3.0%、Si：0.01%～1.0%、P：0.001%～0.02%、S：0.0005%～0.01%、N：0.001%～0.01%、Al：0.01%～1.0%、Ti：0.005%～0.2%、B：0.0002%～0.005%、以及Cr：0.002%～2.0%，余量由铁及不可避免的杂质构成，以体积分率计铁素体分率为50%以上，且未再结晶铁素体分率为30%以下，固溶于铁系碳化物中的Cr的浓度Crθ与固溶于母材中的Cr的浓度CrM之比Crθ/CrM的值为2以下，或者固溶于铁系碳化物中的Mn的浓度Mnθ与固溶于母材中的Mn的浓度MnM之比Mnθ/MnM的值为10以下。

Description

钢板及钢板制造方法
技术领域
本发明涉及钢板及其制造方法。该钢板特别适合用于热锻压（hotstamping）。
本申请基于2010年10月22日在日本提出申请的日本特愿2010-237249号主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
近年来，为了以良好的尺寸精度来制造用于汽车部件等的1180MPa级以上的高强度部件，开发出了下述技术：将钢板加热至奥氏体区域，在制成软质且高延展性的状态下进行压制成形，然后在压制模具内进行骤冷（淬火），利用马氏体相变来实现成形品的高强度化（以下称为“热锻压”）。
一般来说，热锻压所用的钢板含有较多的C成分以确保热锻压后的成形品强度，且含有Mn及B以确保模具冷却时的淬火性。如上所述淬火性高是热锻压制品所需的特性，但在制造作为其原材料的钢板时，这些特性多数情况下会带来不利。例如对于淬火性高的钢板，将热轧后的钢板在RunOut Table（输出辊道，以下称为“ROT”）上冷却时，从奥氏体向铁素体或贝氏体等低温相变相的相变没有完成，而在通过卷取工序变成卷材后进行相变。此时，由于卷材的最内周、最外周和边缘部暴露于大气中，因此与中心部相比冷却快，其结果是显微组织变得不均匀，产生热轧板强度的偏差。此外，该热轧板的显微组织的不均匀会使冷轧及连续退火处理后的显微组织也不均匀，热锻压前的原材料强度产生偏差。作为消除热轧工序中产生的显微组织的不均匀性的手段，虽然可以考虑在热轧工序或冷轧工序后通过间歇退火工序进行回火，但间歇退火通常需要3～4天，从生产率的观点出发并不优选。对于除用于特殊用途的淬火用原材料等以外的普通钢，近年来从生产率的观点出发，通常不通过间歇退火工序而通过连续退火工序来进行热处理。但是，在连续退火工序的情况下，由于退火时间短，因此很难通过如间歇处理那样的长时间热处理来进行碳化物的球状化。该碳化物的球状化是通过在Ac1相变点附近保持数十小时左右来进行钢板的软质化和均匀化的处理。而在连续退火工序这样的短时间热处理的情况下，无法确保球状化所需的退火时间。也就是说在连续退火设备中，由于设备长度的限制，能够在上述Ac1附近的温度下保持的时间最多10分钟左右即达到上限。在这样短的时间内，碳化物在进行球状化之前即被冷却，而且局部铁素体的再结晶延迟，因此退火后的钢板维持硬质的状态且变为不均匀的显微组织。其结果如图1所示，多数情况下在通过热锻压工序被加热前的原材料强度上产生偏差。
现在，在广泛利用的热锻压成形中，通常将作为原材料的钢板利用炉加热升温后，与压制加工同时进行淬火，通过在加热炉内均匀地加热至奥氏体单相为止，可以消除上述原材料的强度偏差。但是，例如专利文献1那样，公开了下述方法：局部地进行加热，制造一个部件中具有不同强度的部件。这是将部件中的特定部分加热后进行热锻压的技术。例如采用了这种作法时，还可能在钢板中残留未被加热至奥氏体区域的原材料原样的显微组织。在这种方法中，由于局部地进行快速加热，因此被加热至奥氏体区域为止时的碳化物的溶解速度会大大影响之后的热锻压时的淬火性和淬火后的强度。
当对热锻压所用的板材附上温度分布时，在仅加热至Ac1以下为止的低温加热部和有目的地不进行加热的非加热部（以下统称为“非加热部”），钢板的显微组织与原材料原样的状态没有太大变化。因此，加热前的原材料强度直接成为成形品的强度。然而，如上所述那样，热轧后进行冷轧并经过连续退火工序后的原材料强度存在如图1所示那样的偏差，非加热部是硬质的且强度偏差大，因此存在成形品的品质精度的管理和这些非加热部的压制成形困难的问题。
另外，当为了消除这些原材料强度的偏差而在退火工序中以形成奥氏体单相的方式加热至Ac3以上时，由于上述Mn、B的效果所带来的高淬火性，在退火工序结束阶段会生成马氏体、贝氏体等硬质相，原材料强度显著提高。其作为热锻压原材料不仅会成为锻压前冲裁时模具磨损的原因，还会使非加热部的成形性或形状冻结性显著降低。因此，考虑到不仅在热锻压淬火后形成所需的强度、而且得到非加热部的成形性和形状冻结性，作为热锻压前的原材料优选软质且偏差小的原材料，而且具有在热锻压淬火后可得到所需的强度的C量和淬火性。但是，当优先考虑制造成本而以连续退火设备中的钢板的制造为前提时，在以往的退火技术中存在该控制困难的问题。
此外，还存在下述问题：当热锻压时的加热是低温且短时间时，碳化物难以在奥氏体中溶解，热锻压后的成形体在淬火后得不到所需的强度。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2011-152589号公报
非专利文献
非专利文献1：丸善株式会社社团法人日本金属学会铁钢材料p-21
非专利文献2：Steel Standardization Group,“A Review of the SteelStandardization Group’s Method for the Determination of Critical Points ofSteel,”Metal Progress,Vol.49,1946,p.1169
非专利文献3：“焼入れ性－求め方と活用－（淬火性－获得方法和利用－）”大和田久重雄著日刊工业新闻社
发明内容
发明要解决的课题
本发明的目的在于解决上述问题，提供下述热锻压用钢板及其制造方法，该热锻压用钢板的特征在于，热锻压工序中加热前的强度特性为软质且均匀，而且即使是低温短时间的加热，淬火性也高。
用于解决课题的手段
本发明采用以下的构成及方法来解决上述课题。
（1）本发明的第1方式是一种钢板，其具有下述化学成分：以质量%计含有C：0.18%～0.35%、Mn：1.0%～3.0%、Si：0.01%～1.0%、P：0.001%～0.02%、S：0.0005%～0.01%、N：0.001%～0.01%、Al：0.01%～1.0%、Ti：0.005%～0.2%、B：0.0002%～0.005%、以及Cr：0.002%～2.0%，余量由铁及不可避免的杂质构成，以体积分率计，铁素体分率为50%以上，且未再结晶铁素体分率为30%以下，固溶于铁系碳化物中的Cr的浓度Crθ与固溶于母材中的Cr的浓度CrM之比Crθ/CrM的值为2以下，或者固溶于铁系碳化物中的Mn的浓度Mnθ与固溶于母材中的Mn的浓度MnM之比Mnθ/MnM的值为10以下。
（2）上述（1）所述的钢板中，上述化学成分进一步含有Mo：0.002%～2.0%、Nb：0.002%～2.0%、V：0.002%～2.0%、Ni：0.002%～2.0%、Cu：0.002%～2.0%、Sn：0.002%～2.0%、Ca：0.0005%～0.0050%、Mg：0.0005%～0.0050%、REM：0.0005%～0.0050%中的1种以上。
（3）上述（1）或（2）所述的钢板中，淬火指数DIinch值为3以上。
（4）上述（1）～（3）中任一项所述的钢板中，未分割的珠光体分率为10%以上。
（5）本发明的第2方式是一种钢板的制造方法，其具备下述工序：将含有上述（1）或（2）所述的化学成分的板坯进行热轧而得到热轧钢板的热轧工序；将热轧后的上述热轧钢板进行卷取的卷取工序；将卷取后的上述热轧钢板进行冷轧而得到冷轧钢板的冷轧工序；和将冷轧后的上述冷轧钢板进行连续退火的连续退火工序，上述连续退火工序具备下述工序：将上述冷轧钢板加热至Ac1℃℃以上且低于Ac3℃的温度区域为止的加热工序；将加热后的上述冷轧钢板以10℃/s以下的冷却速度从最高加热温度冷却至660℃的冷却工序；和将冷却后的上述冷轧钢板在550℃～660℃的温度区域中保持1分钟～10分钟的保持工序。
（6）上述（5）所述的钢板的制造方法中，在上述连续退火工序后，可以进行热浸镀锌处理、合金化热浸镀锌处理、热浸镀铝处理、合金化热浸镀铝处理、以及电镀处理中的任一种。
（7）本发明的第3方式是一种钢板的制造方法，其具备下述工序：将含有上述（1）或（2）所述的化学成分的板坯进行热轧而得到热轧钢板的热轧工序；将热轧后的上述热轧钢板进行卷取的卷取工序；将卷取后的上述热轧钢板进行冷轧而得到冷轧钢板的冷轧工序；和将冷轧后的上述冷轧钢板进行连续退火的连续退火工序，在上述热轧工序中，在由连续的5台以上的轧制机架构成的热精轧中，将最终轧机Fi中的热精轧温度FiT设定在（Ac3-80）℃～（Ac3＋40）℃的温度范围内，将从在位于上述最终轧机Fi之前的轧机Fi-3开始轧制至在上述最终轧机Fi中结束轧制为止的时间设定在2.5秒以上，将在上述轧机Fi-3中的热轧温度Fi-3T设定在FiT＋100℃以下进行轧制，在600℃～Ar3℃的温度区域中保持3秒～40秒后，通过上述卷取工序进行卷取，上述连续退火工序具备下述工序：将上述冷轧钢板加热至（Ac1－40）℃以上且低于Ac3℃的温度区域为止的加热工序；将加热后的上述冷轧钢板以10℃/s以下的冷却速度从最高加热温度冷却至660℃的冷却工序；和将冷却后的上述冷轧钢板在450℃～660℃的温度区域中保持20秒～10分钟的保持工序。
（8）上述（7）所述的钢板的制造方法中，在上述连续退火工序后，可以进行热浸镀锌处理、合金化热浸镀锌处理、热浸镀铝处理、合金化热浸镀铝处理、以及电镀处理中的任一种。
发明效果
根据上述（1）～（8）所述的构成及方法，通过使连续退火工序的加热条件为上述构成，可以使连续退火后的钢板的物性均匀且柔软。通过使用这种物性均匀的钢板，即使在热锻压工序中存在非加热部，也可以使热锻压成形品的非加热部的强度稳定，而且即使成形后的冷却速度低也可以通过低温短时间的加热得到足够的淬火强度。
另外，通过在连续退火后进行热浸镀锌、合金化热浸镀锌、热浸镀铝、合金化热浸镀铝、或电镀，具有可以防止表面的氧化皮生成、在热锻压升温时无需用于避免氧化皮生成的无氧化气氛升温、无需热锻压后的去氧化皮处理等优点，而且热锻压成形品显现出防锈性。
附图说明
图1是表示以往的连续退火后的热锻压用钢板的强度偏差的图。
图2是表示本发明的连续退火工序中的温度过程模式的图。
图3A是表示将卷取温度设定为680℃的连续退火后的热锻压用钢板的强度偏差的图。
图3B是表示将卷取温度设定为750℃的连续退火后的热锻压用钢板的强度偏差的图。
图3C是表示将卷取温度设定为500℃的连续退火后的热锻压用钢板的强度偏差的图。
图4是表示本发明的实施例中的热锻压成形品的形状的图。
图5是表示本发明的实施例中的热锻压顺序的图。
图6是表示本发明中热锻压时的淬火性根据Crθ/CrM及Mnθ/MnM的值而变化的图。
图7A是表示被分割的珠光体的2000倍SEM观察结果。
图7B是表示被分割的珠光体的5000倍SEM观察结果。
图8A是表示未分割的珠光体的2000倍SEM观察结果。
图8B是表示未分割的珠光体的5000倍SEM观察结果。
具体实施方式
以下示出本发明的优选实施方式。
首先，对本发明中重要的Ac3的计算方法进行说明。在本发明中，Ac3的值准确是重要的，因此优选通过实验来测定而不是由计算式来算出。另外，Ac1也可以由相同的试验来测定。作为测定方法的例子，通常有非专利文献1、2中所示的由加热及冷却时的钢材的长度变化来求出的方法。加热时开始出现奥氏体的温度为Ac1、形成奥氏体单相的温度为Ac3，分别可以从膨胀的变化来读取。通过实验来测定时，通常有下述方法：以实际在连续退火工序中升温时的加热速度将冷轧后的钢板进行升温，由膨胀曲线测定Ac3。这里的加热速度是指在Ac1以下的温度即“500℃～650℃”的温度区域中的平均加热速度，使用该加热速度以恒定速度进行加热。在本发明中，采用以5℃/s为升温速度进行测定而得到的结果。
另一方面，将由奥氏体单相开始向铁素体或贝氏体等低温相变相进行相变的温度称为Ar3，关于热轧工序中的相变，Ar3根据热轧条件和轧制后的冷却速度而变化。因此，关于Ar3，根据ISIJ International,Vol.32（1992）,No.3中公开的计算模型来算出，由与实际温度的相关关系来决定从Ar3至600℃为止的保持时间。
（第1实施方式）
以下对本发明的第1实施方式的热锻压用钢板进行说明。
（热锻压用钢板的淬火指数）
热锻压原材料为了在淬火后得到高强度，因此通常为高碳成分且淬火性高的成分设计。在本发明中，“淬火性高”是指作为淬火指数的DIinch值为3以上。该DIinch值可以基于ASTM A255-67来计算。具体的计算方法示于非专利文献3。关于DIinch值的计算方法，已有几个提案，但在本实施方式中使用相加法来计算，关于计算B的效果的fB式，使用非专利文献3中记载的式子fB＝1＋2.7（0.85－wt%C）。另外，需要根据C添加量来指定奥氏体的粒度No.，但实际上奥氏体粒度No.会根据热轧条件等而变化，因此在本实施方式中统一成No.6的粒度进行计算。
DIinch值是表示淬火性的指标，未必与钢板的强度有直接联系。即，马氏体的强度由C及其它的固溶元素量决定。因此，并不是在所有C添加量多的钢材中都存在本发明的课题。这是因为即使在C添加量多的情况下，只要DIinch值是低值，钢板的相变也较快地进展，因此在ROT冷却中的卷取前相变几乎完成。进而，在退火工序中，从最高加热温度开始的冷却中铁素体相变也容易进行，因此容易制造软质的热锻压原材料。另一方面，在DIinch值高且C添加量多的钢材中，本发明的课题变得明显。因此，在含有0.18%～0.35%的C的钢材、且DIinch值为3以上的情况下，本发明的效果大。另一方面，在DIinch值极端高的情况下，会成为本发明的范围外的成分，连续退火中不进行铁素体相变，不能适用本发明。因此，作为DIinch值的上限，优选10左右。
（热锻压用钢板的化学成分）
本实施方式的热锻压用钢板含有C、Mn、Si、P、S、N、Al、Ti、B、及Cr，余量由铁及不可避免的杂质构成。另外，作为选择元素，可以含有Mo、Nb、V、Ni、Cu、Sn、Ca、Mg、REM中的1种以上。以下，对各元素的含量的优选范围进行说明。表示含量的%是指质量%。在本实施方式的热锻压用钢板中，只要是不显著妨碍本发明效果的程度的含量，可以含有上述元素以外的不可避免的杂质，但优选尽可能为少量。
（C：0.18%～0.35%）
当C含量低于0.18%时，热锻压后的淬火强度变低，部件内的强度差变小。另一方面，当C含量超过0.35%时，Ac1点以下的非加热部的成形性显著降低。
因此，C的下限值为0.18%，优选为0.20%，进一步优选为0.22%。C的上限值为0.35%，优选为0.33%，进一步优选为0.30%。
（Mn：1.0%～3.0%）
当Mn含量低于1.0%时，难以确保热锻压时的淬火性。另一方面，当Mn含量超过3.0%时，容易发生Mn偏析，热轧时容易开裂。
因此，Mn的下限值为1.0%，优选为1.2%，进一步优选为1.5%。Mn的上限值为3.0%，优选为2.8%，进一步优选为2.5%。
（Si：0.01%～1.0%）
Si具有若干改善淬火性的效果，但其效果小。通过含有与其它元素相比固溶强化量大的Si，可以减少淬火后得到所需的强度时的C添加量。由此，可以有助于改善高C钢中处于劣势的焊接性。因此，添加量越大效果越大，但当超过1.0%时，由于钢板表面的氧化物的生成，会导致用以赋予耐蚀性的化学被膜生成处理性显著劣化、或阻碍镀锌的润湿性。另外，下限没有特别设定，但通常脱氧水平所使用的Si量即0.01%左右成为实质的下限。
因此，Si的下限值为0.01%。Si的上限值为1.0%，优选为0.8%。
（P：0.001%～0.02%）
P虽然是固溶强化能力高的元素，但在超过0.02%的含量下，与Si同样地会导致化学被膜生成处理性劣化。另外，下限没有特别设定，但要制成低于0.001%，成本会大幅上升，因此实质上很困难。
（S：0.0005%～0.01%）
S由于会生成导致韧性或加工性劣化的MnS等夹杂物，因此优选添加量少。为此，优选设成0.01%以下。另外，下限没有特别设定，但要制成低于0.0005%，成本会大幅上升，因此实质上很困难。
（N：0.001%～0.01%）
N由于在进行B添加时会使淬火性改善效果劣化，因此优选使添加量尽量少。从该观点出发，将上限设为0.01%。另外，下限没有特别设定，但要制成低于0.001%，成本会大幅上升，因此实质上很困难。
（Al：0.01%～1.0%）
Al由于与Si同样地具有固溶强化能力，因此可以以减少C添加量为目的进行添加。由于与Si同样地会使化学被膜生成处理性或镀锌的润湿性劣化，因此其上限设为1.0%，下限没有特别设定，但以脱氧水平混入的Al量即0.01%为实质上的下限。
（Ti：0.005%～0.2%）
Ti对于将导致B添加效果劣化的N进行无害化是有效的。即，当N含量多时，B会与N结合形成BN。B的淬火性改善效果由于当B为固溶状态时发挥，因此在高N的状态下即使添加B，也得不到其淬火性改善效果。为此，通过添加Ti，可以将N以TiN的形式固定，从而使B以固溶状态残留。通常，关于用于得到该效果所需的Ti量，只要添加根据原子量比为N的4倍左右以上即可。因此，考虑到不可避免地混入的N含量，需要为下限即0.005%以上。另外，Ti会与C结合形成TiC。关于这点，由于可预料到改善热锻压后的延迟断裂特性的效果，因此在积极改善延迟断裂特性的情况下，优选添加0.05%以上Ti。但是，当添加超过0.2%时，会在奥氏体晶界等中形成粗大的TiC，在热轧中产生裂纹，因此将0.2%设为上限。
（B：0.0002%～0.005%）
B作为廉价地改善淬火性的元素是最有效的元素之一。如上所述，在添加B时，必须为固溶状态，因此需要根据所需来进行Ti的添加。另外，当低于0.0002%时，得不到其效果，因此将0.0002%设为下限，而当超过0.005%时，其效果饱和，因此优选将0.005%设为上限。
（Cr：0.002%～2.0%）
Cr通过0.002%以上的含量使淬火性及韧性提高。韧性的提高依靠于通过形成合金碳化物来改善延迟断裂特性的效果、或将奥氏体粒径细粒化的效果。另一方面，当Cr的含量超过2.0%时，该效果饱和。
（Mo：0.002%～2.0%）
（Nb：0.002%～2.0%）
（V：0.002%～2.0%）
Mo、Nb、V分别为0.002%以上的含量时，使淬火性及韧性提高。关于韧性的提高效果，可以通过利用合金碳化物的形成来改善延迟断裂特性、或将奥氏体粒径细粒化来得到。另一方面，当各元素的含量超过2.0%时，该效果饱和。因此，可以在0.002%～2.0%的范围内分别含有Mo、Nb、V。
（Ni：0.002%～2.0%）
（Cu：0.002%～2.0%）
（Sn：0.002%～2.0%）
另外，Ni、Cu、Sn分别为0.002%以上的含量时，使韧性改善。另一方面，当各元素的含量超过2.0%时，该效果饱和。因此，可以在0.002%～2.0%的范围内分别含有Ni、Cu、Sn。
（Ca：0.0005%～0.0050%）
（Mg：0.0005%～0.0050%）
（REM：0.0005%～0.0050%）
Ca、Mg、REM分别为0.0005%以上的含量时，对夹杂物的微细化及其抑制具有效果。另一方面，当各元素的含量超过0.0050%时，该效果饱和。因此，可以在0.0005%～0.0050%的范围内分别含有Ca、Mg、REM。
（热锻压用钢板的显微组织）
接着，对本实施方式的热锻压用钢板的显微组织进行说明。
图2表示连续退火工序中的温度过程模式。在图2中，Ac1意味着升温时开始向奥氏体发生逆相变的温度，Ac3意味着升温时钢板的金属组成完全变为奥氏体的温度。经过冷轧工序的钢板处于热轧板的显微组织因冷轧而被破坏的状态，在该状态下会形成位错密度非常高的硬质的状态。通常，淬火原材料的热轧钢板的显微组织是铁素体与珠光体的混合组织。但是，根据热轧板的卷取温度，显微组织可以控制成贝氏体主体或马氏体主体的组织。在制造本实施方式的热锻压用钢板时，如后所述，通过在加热工序中将钢板加热至Ac1℃以上从而使未再结晶铁素体的体积分率为30%以下。另外，通过在加热工序中使最高加热温度低于Ac3℃且在冷却工序中以10℃/s以下的冷却速度从最高加热温度冷却至660℃为止，从而在冷却中进行铁素体相变，使钢板软质化。当在冷却工序中促进铁素体相变并将钢板进行软质化时，在加热工序中微量地残留铁素体是适当的，为此优选将最高加热温度设为“（Ac1+20）℃～（Ac3－10）℃”。通过加热至该温度区域为止，不仅硬质的未再结晶铁素体通过由退火中的位错移动引起的回复及再结晶而软化，而且可以将残留的硬质的未再结晶铁素体进行奥氏体化。在该加热工序中，事先残留微量的未再结晶铁素体，在接下来的冷却速度为10℃/s以下的冷却工序和在“550℃～660℃”的温度区域中保持1分钟～10分钟的保持工序中，铁素体以该未再结晶铁素体为核而生长，通过C在未相变奥氏体中的浓化，促进渗碳体的析出。因此，本实施方式的热锻压用钢板的退火工序后的主要的显微组织由铁素体、渗碳体及珠光体构成，一部分包含残留奥氏体、马氏体及贝氏体。关于加热工序中的最高加热温度的范围，可以通过调整热轧工序中的轧制条件及ROT中的冷却条件来扩大。即，本发明的课题的根源起因于热轧板的显微组织的偏差，只要按使热轧板匀质化、且冷轧后的铁素体的再结晶均匀且迅速进行的方式调整热轧板的显微组织，则即使将加热工序中的最高加热温度的下限扩大至（Ac1－40）℃也能抑制未再结晶铁素体的残留，能扩大保持工序中的条件（如后所述那样在“450℃～660℃”的温度区域中为20秒～10分钟）。
更具体而言，本实施方式的热锻压用钢板具有下述金属组织：将再结晶铁素体和相变铁素体加和得到的铁素体的体积分率为50%以上，未再结晶铁素体分率的体积分率为30%以下。当铁素体分率低于50%时，连续退火工序后的钢板硬度变高。另外，当未再结晶铁素体分率超过30%时，连续退火工序后的钢板硬度变高。
未再结晶铁素体的比例可以通过解析电子射线背散射解析图像（EBSP：Electron Back Scattering diffraction Pattern）来测定。关于未再结晶铁素体与除此以外的铁素体、即再结晶铁素体及相变铁素体的辨别，可以通过用Kernel Average Misorientation法（KAM法）对EBSP的晶体取向测定数据进行解析来辨别。在未再结晶铁素体的晶粒内，位错虽然回复了，但存在因冷轧时的塑性形变而产生的晶体取向的连续变化。另一方面，除未再结晶铁素体外的铁素体晶粒内的晶体取向变化变得极小。这是因为：虽然通过再结晶及相变，相邻的晶粒的晶体取向大不相同，但在一个晶粒内晶体取向没有变化。在KAM法中，由于可以定量地示出与相邻的像点（测定点）之间的晶体取向差，因此本发明中将与相邻测定点之间的平均晶体取向差为1°（度）以内且平均晶体取向差为2°（度）以上的像点间定义为晶界时，将晶体粒径为3μm以上的晶粒定义为除未再结晶铁素体以外的铁素体、即再结晶铁素体及相变铁素体。
另外，本实施方式的热锻压用钢板的特征在于，（A）固溶于铁系碳化物中的Cr的浓度Crθ与固溶于母材中的Cr的浓度CrM之比Crθ/CrM的值为2以下，或者（B）固溶于铁系碳化物中的Mn的浓度Mnθ与固溶于母材中的Mn的浓度MnM之比Mnθ/MnM的值为10以下。
铁系碳化物的代表即渗碳体在热锻压加热时在奥氏体中溶解，使奥氏体中的C浓度提高。在热锻压工序中的加热时，在通过快速加热等进行了低温短时间加热的情况下，渗碳体的溶解变得不充分，变得淬火性不足或淬火后的强度不足。关于渗碳体的溶解速度，可以通过减少在渗碳体中容易分配的元素Cr或Mn在渗碳体中的分配量来改善。当Crθ/CrM的值超过2而且Mnθ/MnM的值超过10时，短时间加热时渗碳体在奥氏体中的溶解变得不充分。优选Crθ/CrM的值为1.5以下或Mnθ/MnM的值为7以下。
该Crθ/CrM及Mnθ/MnM可以通过钢板的制造方法来减少。具体在第2实施方式及第3实施方式中描述，但需要抑制这些置换型元素向铁系碳化物中的扩散，需要在热轧工序及冷轧后的连续退火工序中控制该扩散。Cr或Mn等置换型元素（substitutional element）与C或N等间隙型元素（interstitial element）不同，通过在600℃以上的高温下长时间保持而扩散到铁系碳化物中。为了避免这样，大致有2种方法。一种方法如第2实施方式那样，通过在连续退火中将热轧中所生成的铁系碳化物加热至Ac1～Ac3从而使全部奥氏体溶解，通过从最高加热温度开始进行10℃/s以下的缓慢冷却和在550～660℃下进行保持，从而进行铁素体相变和铁系碳化物的生成。该连续退火中生成的铁系碳化物由于在短时间内生成，因此不易引起置换型元素的扩散。
另一种方法如第3实施方式那样，在热轧工序后的冷却工序中，通过结束铁素体及珠光体相变，可以制成软质且均匀、而且珠光体中的铁系碳化物中置换型元素的扩散量少的状态。上述热轧条件的限定理由稍后描述。由此，可以在热轧后的热轧板的状态下使Crθ/CrM及Mnθ/MnM为低值。因此，在本发明的实施方式3中，在冷轧后的连续退火工序中，即使是（Ac1－40）℃这一仅发生铁素体再结晶的温度区域中的退火，只要能够在上述热轧后的ROT冷却中结束相变，即可降低Crθ/CrM及Mnθ/MnM。
如图6所示，这些阈值由将作为本发明范围的Crθ/CrM及Mnθ/MnM为低值的C-1和作为本发明范围外的高值的C-4以150℃/s加热至850℃后保持10秒、然后以5℃/s冷却时的膨胀曲线来决定。即，在Crθ/CrM及Mnθ/MnM为高值的材料中，在冷却中从650℃附近开始相变，相对于此，在Crθ/CrM及Mnθ/MnM高的材料中，直至400℃以下为止确认不到明显的相变。即，通过使Crθ/CrM及Mnθ/MnM为低值，可以改善快速加热后的淬火性。
铁系碳化物中的Cr及Mn的成分分析的测定方法没有特别规定，但例如可以由钢板的任意部位制作提取复制试样，使用透射电子显微镜（TEM）以1000倍以上的倍率进行观察，通过TEM附带的能量分散型分光分析装置（EDS）进行分析。进而，关于母相中的Cr及Mn的成分分析，可以制作常用的薄膜，在远离铁系碳化物的铁素体晶粒内进行EDS分析。
此外，在本实施方式的热锻压用钢板中，未分割的珠光体分率可以是10%以上。未分割的珠光体示出了在退火工序中一度被奥氏体化的珠光体在冷却工序中再次进行珠光体相变的现象，该未分割的珠光体的存在表示Crθ/CrM及Mnθ/MnM更低。该未分割的珠光体存在10%以上时，钢板的淬火性改善。
该未分割的珠光体意味着：通常，在热轧钢板的显微组织由铁素体及珠光体形成的情况下，若将该热轧钢板冷轧至50%左右后使铁素体再结晶，则如图7A、图7B的SEM观察结果那样，形成珠光体被细小地分割的形态。另一方面，在连续退火中被加热至Ac1以上的情况下，这些珠光体一度变成奥氏体后，通过之后的冷却过程和保持，发生铁素体相变和珠光体相变。该珠光体由于通过短时间的相变而形成，因此是铁系碳化物中不含置换型元素的状态，且呈现未分割的图8A、图8B那样的形态。
关于未分割的珠光体的面积率，可以通过光学显微镜观察切割、研磨后的试验片，通过点计数（point counting）法来测定其比率。
（第2实施方式）
以下，对本发明的第2实施方式的热锻压用钢板的制造方法进行说明。
本实施方式的热锻压用钢板的制造方法至少具有热轧工序、卷取工序、冷轧工序、以及连续退火工序。以下对各工序进行详细说明。
（热轧工序）
在热轧工序中，将具有上述第1实施方式中说明过的化学成分的钢坯加热（再加热）至1100℃以上的温度，进行热轧。钢坯可以是用连续铸造设备刚制得的板坯，也可以是用电炉制得的钢坯。通过将钢坯加热至1100℃以上，可以使碳化物形成元素和碳在钢材中充分分解溶解。另外，通过将钢坯加热至1200℃以上，可以使钢坯中的析出碳氮化物充分溶解。但是，在生产成本方面不优选将钢坯加热至超过1280℃。
关于热轧中的精轧温度，当低于Ar3℃时，钢板表层由于与轧制辊的接触而在轧制中发生铁素体相变，存在轧制的变形阻力显著提高的可能性。精轧温度的上限没有特别设定，但可以将1050℃左右设为上限。
（卷取工序）
关于热轧工序后的卷取工序中的卷取温度，优选在“700℃～900℃”的温度区域（铁素体相变及珠光体相变区域）或者“25℃～500℃”的温度区域（马氏体相变或贝氏体相变区域）进行。通常，卷取后的卷材从边缘部分开始冷却，因此冷却过程不均匀，其结果是容易产生显微组织的不均匀化，但通过在上述温度区域进行热轧卷材的卷取，可以抑制在热轧工序中产生的显微组织的不均匀。但是，即使是在上述优选范围外的卷取温度下，通过连续退火中的显微组织控制，与以往相比也能大幅减少偏差。
（冷轧工序）
在冷轧工序中，将卷取后的热轧钢板在酸洗后进行冷轧，制造冷轧钢板。
（连续退火工序）
在连续退火工序中，将上述冷轧钢板进行连续退火。连续退火工序具备下述工序：将冷轧钢板加热至温度范围“Ac1℃以上且低于Ac3℃”为止的加热工序；然后从最高加热温度至660℃为止设定10℃/s以下的冷却速度将冷轧钢板进行冷却的冷却工序；然后将冷轧钢板在“550℃～660℃”的温度区域中保持1分钟～10分钟的保持工序。
热锻压中使用的钢板具有含有大量C成分以确保热锻压后的淬火强度且含有Mn及B的特征，对于这种淬火性高且C浓度高的钢材成分，存在热轧工序后的热轧板显微组织容易变得不均匀的倾向。但是，根据本实施方式的热锻压用冷轧钢板制造方法，通过在冷轧工序后段接着进行的连续退火工序中将冷轧钢板加热至“Ac1℃以上且低于Ac3℃”的温度范围，然后以10℃/s以下的冷却速度从最高温度开始冷却至660℃为止，进而之后在“550℃～660℃”的温度区域中保持1分钟～10分钟，能使显微组织均匀。
在连续退火线中，还可以实施热浸镀锌、合金化热浸镀锌、热浸镀铝、合金化热浸镀铝、或电镀。本发明的效果即使在退火工序后实施镀覆处理也不会消失。
如图2的示意图所示，经过冷轧工序的钢板的显微组织处于未再结晶铁素体的状态。在制造本实施方式的热锻压用钢板的方法中，通过在连续退火工序中加热至高于Ac1点的高温区域即“Ac1℃以上且低于Ac3℃”的温度区域，从而加热至未再结晶铁素体微量地残留的奥氏体相这样的2相共存状态。然后，在冷却速度为10℃/s以下的冷却工序中，以在最高加热温度下残留的微量的未再结晶铁素体为核的相变铁素体成长。接着，在将钢板在“550℃～660℃”的温度区域中保持1分钟～10分钟的保持工序中，与铁素体相变同时发生C在未相变奥氏体中的浓化，通过在同一温度区域下保持，促进渗碳体的析出或珠光体相变。
热锻压中使用的钢板具有含有大量C成分以确保热锻压后的淬火强度且含有Mn及B的特征，B具有在从奥氏体单相冷却时抑制铁素体核的生成的效果，通常在加热至Ac3以上的奥氏体单相区域为止后进行冷却的情况下，不易发生铁素体相变。但是，通过使连续退火工序中的加热温度限于低于Ac3的“Ac1℃以上且低于Ac3℃”的温度区域，使硬质的未再结晶铁素体大部分逆相变成奥氏体并使铁素体微量地残留，在之后的冷却速度为10℃/s以下的冷却工序和在“550℃～660℃”的温度区域中保持1分钟～10分钟的保持工序中，以残留的铁素体为核使铁素体成长，从而可实现软质化。另外，将连续退火工序中的加热温度设为高于Ac3℃时几乎形成奥氏体单相，因此之后的冷却中的铁素体相变变得不充分而硬质化，因而将Ac3℃设为上限，当低于Ac1时，未再结晶铁素体的体积分率提高而硬质化，因此将Ac1设为下限。
进而，在“550℃～660℃”的温度区域中将冷轧钢板保持1分钟～10分钟的保持工序中，可以在铁素体相变后C浓化的未相变奥氏体中促进渗碳体的析出或珠光体相变。这样，根据本实施方式的钢板的制造方法，即使在将淬火性高的原材料通过连续退火加热至低于Ac3点为止的情况下，也可以使钢板的显微组织大部分成为铁素体及渗碳体。根据相变的进展情况，也存在冷却后贝氏体、马氏体、残留奥氏体微量残留的情况。
另外，当保持工序中的温度超过660℃时，铁素体相变的进展被延迟，退火时间变长。另一方面，当低于550℃时，有时因相变生成的铁素体自身变为硬质、或者渗碳体析出或珠光体相变难以进展、生成低温相变产物即贝氏体或马氏体。另外，当保持时间超过10分钟时，实质上连续退火设备变长，成本提高，而当低于1分钟时，铁素体相变、渗碳体析出、或珠光体相变变得不充分，冷却后的显微组织的大部分变成硬质相即贝氏体或马氏体主体的组织，存在钢板硬质化的风险。
根据上述制造方法，经过热轧工序的热轧卷材通过在“700℃～900℃”的温度区域（铁素体或珠光体区域）进行卷取、或者在低温相变温度区域即“25℃～550℃”的温度区域进行卷取，可以抑制卷取后的热轧卷材的显微组织的不均匀。通常在普通钢被卷取的600℃附近，是发生铁素体相变和珠光体相变的温度区域，但将该淬火性高的钢种在通常进行的热精轧条件后在同一温度区域进行卷取时，在从热轧工序的精轧至卷取为止的被称为Run-Out-Table（以下为ROT）的水冷却装置区间几乎不发生相变。因此，从卷材的宽度方向考虑时，暴露于大气中的边缘部分和与大气隔绝的中心部分的冷却速度不同。进而，从卷材的长度方向考虑时也同样，容易与大气接触的卷材的最顶端或最末端和与大气隔绝的中间部分的冷却过程也不同。为此，对于淬火性高的成分，当在与普通钢相同的温度区域下卷取时，由于上述冷却过程的差异，热轧板的显微组织或强度在一个卷材中偏差大。当使用该热轧板在冷轧后通过连续退火设备进行退火时，在Ac1以下的铁素体再结晶温度区域中，由于因热轧板显微组织的偏差引起的铁素体再结晶速度的偏差，会如图1所示那样产生较大的强度偏差。另一方面，当加热至Ac1以上的温度区域后直接冷却时，不仅会残留大量未再结晶铁素体，而且一部分进行了逆相变得到的奥氏体会相变成硬质相即贝氏体或马氏体，形成硬质且偏差大的原材料。为此，若为了完全消除未再结晶铁素体而加热至Ac3以上，则由于Mn或B等淬火性改善元素的效果，冷却后会变得非常硬质。因此，为了使热轧板的显微组织均匀化，在上述温度区域下进行卷取是有效的。即，通过在“700℃～900℃”的温度区域进行卷取，由于卷材卷取后从足够高的高温状态被冷却，因此可以将卷材整体制成铁素体/珠光体组织。另一方面，通过在“25℃～550℃”的温度区域进行卷取，可以将卷材整体制成硬质的贝氏体或马氏体。
图3A～图3C示出了热轧卷材的不同卷取温度下的连续退火后的热锻压用钢板的强度偏差。图3A示出了将卷取温度设定为680℃进行连续退火的情况，图3B示出了将卷取温度设定为750℃、即“700℃～900℃”的温度区域（铁素体相变及珠光体相变区域）进行连续退火的情况，图3C示出了将卷取温度设定为500℃、即“25℃～500℃”的温度区域（贝氏体相变及马氏体相变区域）进行连续退火的情况。在图3A～图3C中，△TS表示钢板的偏差（钢板的抗拉强度的最大值－最小值）。由图3A～图3C表明：通过在适宜的条件下进行连续退火，可以使烧成后的钢板的强度均匀且柔软。
通过使用这种强度均匀的钢板，即使在因在热锻压工序中采用局部加热方式等而使加热后的钢板温度不可避免地产生不均的情况下，也可以使热锻压后的成形品的部件强度稳定。例如对于作为因局部加热而温度没有上升的部分的、钢板的原材料强度自身影响制品强度的部分，也可以通过对钢板的原材料强度自身进行均匀管理来提高热锻压后的成形品的品质管理精度。
（第3实施方式）
以下，对本发明的第3实施方式的热锻压用钢板的制造方法进行说明。
本实施方式的热锻压用钢板的制造方法至少具有热轧工序、卷取工序、冷轧工序、以及连续退火工序。以下对各工序进行详细说明。
（热轧工序）
在热轧工序中，将具有上述第1实施方式中说明过的化学成分的钢坯加热（再加热）至1100℃以上的温度，进行热轧。钢坯可以是用连续铸造设备刚制得的板坯，也可以是用电炉制得的钢坯。通过将钢坯加热至1100℃以上，可以使碳化物形成元素和碳在钢材中充分分解溶解。另外，通过将钢坯加热至1200℃以上，可以使钢坯中的析出碳氮化物充分溶解。但是，在生产成本方面不优选将钢坯加热至超过1280℃。
在本实施方式的热轧工序中，在由连续的5台以上的轧制机架构成的热精轧中，（A）将最终轧机Fi中的热精轧温度FiT设定在“（Ac3－80）℃～（Ac3+40）℃”的温度范围内，（B）将从在位于最终轧机Fi之前的轧机Fi-3中开始轧制到在最终轧机Fi中结束轧制为止的时间设定在2.5秒以上，（C）将在轧机Fi-3中的热轧温度Fi-3T设定在（FiT+100）℃以下进行轧制，然后在“600℃～Ar3℃”的温度区域中保持3秒～40秒，在上述卷取工序中卷取。
通过如此进行热轧，可以在热轧中的冷却床即ROT（Run Out Table）中从奥氏体向低温相变相即铁素体或珠光体、贝氏体稳定地发生相变，可以减少由卷材卷取后产生的冷却温度偏差带来的钢板的强度偏差。为了在ROT内完成相变，奥氏体粒径微细、且在ROT内在Ar3℃以下的温度下长时间保持是重要的条件。
当FiT低于（Ac3－80）℃时，热轧中进行铁素体相变的可能性提高，热轧形变阻力变得不稳定。另一方面，当FiT超过（Ac3+40）℃时，精轧后即将冷却前的奥氏体粒径粗大化，铁素体相变延迟。FiT进一步优选设为“（Ac3－70）℃～（Ac3+20）℃”的温度区域。通过设成上述热轧条件，可以使精轧后的奥氏体粒径微细化，可以促进ROT冷却中的铁素体相变。由此，在ROT内进行相变，因此能大幅减少因卷取后的卷材冷却偏差而引起的卷材长度方向和宽度方向的显微组织偏差。
例如，在具有7台精轧机的热轧线的情况下，将从相当于由最终机架F7轧机往回数第3段的F4轧机到F7轧机为止的通过时间设定为2.5秒以上。当该通过时间低于2.5秒时，在机架间奥氏体不会再结晶，因此在奥氏体晶界偏析的状态的B会显著延迟铁素体相变，在ROT内难以进行相变。通过时间优选为4秒以上。上限没有特别限制，但当通过时间为20秒以上时，机架间的钢板的温度降低变大，无法通过热轧来进行轧制。
为了使奥氏体微细且在奥氏体晶界不存在B的方式再结晶，需要在Ar3以上的极低温度下完成轧制，并在同一温度区域使奥氏体再结晶。为此，将F4轧机的轧制出侧温度设为（FiT+100）℃以下。这是因为：为了获得精轧后段的奥氏体粒径微细化效果，需要使F4轧机中的轧制温度低温化。Fi-3T的下限没有特别设定，但由于最终F7轧机中的出侧温度为FiT，因此FiT成为下限。
通过使600℃～Ar3℃的温度区域中的保持时间为长时间，从而发生铁素体相变。Ar3由于是铁素体相变开始温度，因此将其设为上限，并将生成软质的铁素体的600℃设为下限。优选的温度区域为通常铁素体相变进展最快的600℃～700℃。
（卷取工序）
关于热轧工序后的卷取工序中的卷取温度，通过在上述冷却工序中在600℃～Ar3℃中保持3秒以上，将进行了铁素体相变的热轧钢板直接卷取。实质上虽然会因ROT的设备长度而变化，但在500～650℃左右的温度区域中进行卷取。通过如上进行热轧，卷材冷却后的热轧板显微组织呈现以铁素体及珠光体为主体的组织，可以抑制在热轧工序中生成的显微组织的不均匀。
（冷轧工序）
在冷轧工序中，将卷取后的热轧钢板在酸洗后进行冷轧，制造冷轧钢板。
（连续退火工序）
在连续退火工序中，将上述冷轧钢板进行连续退火。连续退火工序具备下述工序：将冷轧钢板加热至温度范围“（Ac1－40）℃以上且低于Ac3℃”为止的加热工序；然后从最高加热温度至660℃为止设定10℃/s以下的冷却速度将冷轧钢板进行冷却的冷却工序；然后将冷轧钢板在“450℃～660℃”的温度区域内保持20秒～10分钟的保持工序。
通过上述第3实施方式的热轧工序，在ROT内从奥氏体向铁素体或珠光体进行相变后，卷取成卷材，因此减少了由卷材卷取后产生的冷却温度偏差带来的钢板的强度偏差。因此，通过在冷轧工序的后段之后的连续退火工序中，将冷轧钢板加热至“（Ac1－40）℃以上且低于Ac3℃”的温度范围，然后以10℃/s以下的冷却速度从最高温度冷却至660℃，进而然后在“450℃～660℃”的温度区域中保持20秒～10分钟，即可与第2实施方式中所述的钢板制造方法同等以上地使显微组织均匀。
在连续退火线中，还可以实施热浸镀锌、合金化热浸镀锌、热浸镀铝、合金化热浸镀铝、或电镀。本发明的效果即使在退火工序后实施镀覆处理也不会消失。
如图2的示意图所示，经过冷轧工序的钢板的显微组织处于未再结晶铁素体的状态。在制造本发明第3实施方式的热锻压用钢板的方法中，除了通过在连续退火工序中加热至“（Ac1-40）℃以上且低于Ac3℃”的温度区域为止、从而加热至未再结晶铁素体微量残留的奥氏体相这样的2相共存状态的第2实施方式之外，即使在不发生向奥氏体的逆相变的Ac1℃～（Ac1－40）℃的加热温度下，卷材内也均匀地进行铁素体的回复和再结晶，从而可以实现加热温度的低温化。另外，通过使用该呈现均匀的组织的热轧板，在加热至Ac1℃以上且低于Ac3℃的温度后以10℃/s以下的冷却速度冷却后的保持与第2实施方式相比可以实现低温化和短时间化。这表示通过制成均匀的显微组织，在从奥氏体开始的冷却工序中铁素体相变更快地进行，即使在低温和短时间的保持条件下，也能充分实现组织的均匀化和软质化。即，在将钢板在“450℃～660℃”的温度区域中保持20秒～10分钟的保持工序中，与铁素体相变同时发生C在未相变奥氏体中的浓化，通过在同一温度区域中的保持而迅速发生渗碳体的析出或珠光体相变。
基于上述观点，当低于（Ac1－40）℃时，铁素体的回复和再结晶变得不充分，因此将（Ac1－40）℃作为下限，另一方面，当为Ac3℃以上时，由于B添加效果所引起的铁素体核生成延迟，铁素体相变没有充分进行，退火后的强度显著上升，因此将Ac3℃作为上限。另外，通过之后的冷却速度为10℃/s以下的冷却工序和在“450℃～660℃”的温度区域中保持20秒～10分钟的保持工序，以残留铁素体为核而使铁素体成长，从而可实现软质化。
这里，在于“450℃～660℃”的温度区域中保持20秒～10分钟的保持工序中，在铁素体相变后在C浓化的未相变奥氏体中，能促进渗碳体的析出或珠光体相变。这样，根据本实施方式的钢板的制造方法，即使在将淬火性高的原材料通过连续退火加热至低于Ac3点为止的情况下，也可以使钢板的显微组织大部分成为铁素体及渗碳体。根据相变的进展情况，也存在冷却后贝氏体、马氏体、残留奥氏体微量残留的情况。
另外，当保持工序中的温度超过660℃时，铁素体相变的进展延迟，退火时间变长。另一方面，当低于450℃时，有时因相变生成的铁素体自身变为硬质、或者渗碳体析出或珠光体相变难以进展、生成低温相变产物即贝氏体或马氏体。另外，当保持时间超过10分钟时，实质上连续退火设备变长，成本提高，而当低于20秒时，铁素体相变、渗碳体析出、或珠光体相变变得不充分，冷却后的显微组织的大部分变成硬质相即贝氏体或马氏体主体的组织，存在钢板硬质化的风险。
图3A～图3C示出了热轧卷材的不同卷取温度下的连续退火后的热锻压用钢板的强度偏差。图3A示出了将卷取温度设定为680℃进行连续退火的情况，图3B示出了将卷取温度设定为750℃、即“700℃～900℃”的温度区域（铁素体相变及珠光体相变区域）进行连续退火的情况，图3C示出了将卷取温度设定为500℃、即“25℃～500℃”的温度区域（贝氏体相变及马氏体相变区域）进行连续退火的情况。在图3A～图3C中，△TS表示钢板的偏差（钢板的抗拉强度的最大值－最小值）。由图3A～图3C表明：通过在适宜的条件下进行连续退火，能使烧成后的钢板的强度均匀且柔软。
通过使用这种强度均匀的钢板，即使在因在热锻压工序中采用局部加热方式等而使加热后的钢板温度不可避免地产生不均的情况下，也可以使热锻压后的成形品的部件强度稳定。例如，对于作为因局部加热而温度没有上升的电极保持部的、钢板的原材料强度自身影响制品强度的部分，也可以通过对钢板的原材料强度自身进行均匀管理来提高热锻压后的成形品的品质管理精度。
以上，根据第1实施方式、第2实施方式及第3实施方式对本发明进行了说明，但本发明不仅仅限于上述实施方式，可以在权利要求书的范围内进行各种改变。例如在第2实施方式的热轧工序、连续退火工序等中也可以采用第3实施方式中的上述条件。
实施例
下面示出本发明的实施例。
Figure BDA00003066060600221
Figure BDA00003066060600231
Figure BDA00003066060600241
Figure BDA00003066060600251
Figure BDA00003066060600271
Figure BDA00003066060600291
Figure BDA00003066060600301
Figure BDA00003066060600311
Figure BDA00003066060600321
将表1、表2所示的钢材成分的钢进行熔炼，加热至1200℃后进行轧制，在表3～表5所示的卷取温度CT下卷取，制造板厚为3.2mm的钢带。关于轧制，使用具有7台精轧机的热轧线来进行。表3～表5示出“钢种”、“条件No.”、“热轧～卷取条件”、以及“连续退火条件”。使用将该钢板以50%的冷轧率进行轧制而制成的1.6mm的钢板，通过实验来测定Ac1及Ac3。关于Ac1及Ac3的测定，由利用Formaster得到的膨胀和收缩曲线来进行测定，将在升温速度为5℃/s下测定得到的值记载于表1。将该钢带在表3～表5所示的条件下以升温速度为5℃/s进行连续退火，由钢带的10个部位测定制品的抗拉强度，由测得的结果求出强度的偏差（△TS）和强度的平均值（TS_Ave），归纳于表6～表8。关于表6～表8所示的显微组织的分率，通过光学显微镜观察将试验片切割、研磨得到的试验片，通过点计数法测定其比率从而得到。
表9～表11示出进行了连续退火后的镀覆的种类。另外，△TS和TS_Ave的阈值受钢材的C量的影响特别大，因此在本发明中将以下的基准作为阈值。
C：0.18%～0.25%时，△TS≤80MPa、TS_Ave.≤650MPa。
C：0.25%～0.3%时，△TS≤100MPa、TS_Ave.≤720MPa。
C：0.3%～0.35%时，△TS≤120MPa、TS Ave.≤780MPa。
另外，关于抗拉试验的测定位置，从距离钢带的最顶端部及最末端部20m以内的位置采集钢板，分别从宽度方向的5个部位沿轧制方向进行抗拉试验，使用由此得到的值来算出。
关于淬火性，当为本发明的范围外的成分时，淬火性低，因此不会发生开头所述的钢板制造中的强度偏差或强度上升，所以不使用本发明也是稳定的低强度和低偏差，因此视为本发明范围外。作为基准，相当于即使在本发明的制造条件外进行制造也满足上述△TS和TS_Ave.的阈值的情况。
使用将制得的钢板按图4所示的形状切割得到的钢板和模具，采用专利文献1所示的方法，如图5中示意地所示那样以仅端部不被加热的方式进行处理，只对中央部进行局部加热后，进行热锻压。此时，中央部的升温速度为50℃/s并加热至最高加热温度870℃为止。端部成为非加热部。压制中使用的模具是帽子形状的模具，冲头和模的型号R设为5R。另外，帽子的纵壁部的高度为50mm，防皱压力设为10ton。
另外，本发明由于以热锻压中使用的原材料为前提，因此从变为奥氏体单相的温度开始进行热锻压时的最高强度低于1180MPa的情况不是本发明的对象。
关于化学被膜生成处理性，使用常用的浸泡式磷化液，通过扫描型电子显微镜以10000倍、5个视野对磷酸盐结晶状态进行观察，若结晶状态无间隙（clearance），则合格（合格：优、不合格：差）。
实验例A-1、A-2、A-3、A-9、A-10、B-1、B-2、B-5、B-6、C-1、C-2、C-5、C-6、D-2、D-3、D-8、D-10、E-1、E-2、E-3、E-8、E-9、F-1、F-2、F-3、F-4、G-1、G-2、G-3、G-4、Q-1、R-1、S-1在要件的范围内，因此良好。
实验例A-4、C-4、D-1、D-9、F-5、G-5由于最高加热温度低于本发明的范围，因此未再结晶铁素体残留，不仅△TS大，而且TS_Ave.也变高。
实验例A-5、B-3、E-4由于最高加热温度高于本发明的范围，因此在最高加热温度下变为奥氏体单相组织，在之后的冷却及保持中不进行铁素体相变和渗碳体析出，退火后的硬质相分率变高，TS_Ave变高。
实验例A-6、E-5由于从最高加热温度开始的冷却速度比本发明的范围更快，因此铁素体相变不充分，TS_Ave变高。
实验例A-7、D-4、D-5、D-6、E-6由于保持温度低于本发明的范围，因此铁素体相变及渗碳体析出变得不充分，TS_Ave变高。
实验例D-7由于保持温度高于本发明的范围，因此铁素体相变没有充分进行，TS_Ave变高。
实验例A-8、E-7由于保持时间比本发明的范围短，因此铁素体相变及渗碳体析出变得不充分，TS_Ave变高。
钢材的C浓度大致相同、DIinch值分别不同地为DIinch=3.5、DIinch=4.2、DIinch=5.2的钢种中，将制造条件相似的实验例B-1、C-2、D-2和实验例B-4、C-3、D-4进行比较，可知：DIinch值越大，△TS及TS_Ave的改善程度越大。
钢种H由于C量少，为0.16%，因此热锻压后的淬火强度为1160MPa，不适合作为热锻压原材料。
钢种I由于C量多，为0.40%，因此退火后的强度高，热锻压时的非加热部的成形性变得不充分。
钢种J的Mn量少，为0.82%，淬火性低。
钢种K、N及T由于分别Mn量为3.82%、Ti量为0.31%、Cr量为2.35%，Mn量、Ti量、Cr量多，因此难以热轧。
钢种L及M由于分别Si量为1.32%、Al量为1.300%，Si量、Al量高，因此热锻压后的化学被膜生成处理性差。
在钢种O中，B添加量少，另外在钢种P中，因Ti添加带来的N的无害化不充分，因此淬火性降低。
另外，由表3～表11可知：即使进行了镀覆等表面处理，本发明的效果也不受影响。
产业上利用的可能性
根据本发明，可以提供热锻压工序中的加热前的强度特性软质且均匀的热锻压用钢板及其制造方法。

Claims (8)

1.一种钢板，其特征在于，具有下述化学成分：以质量%计含有
C：0.18%～0.35%、
Mn：1.0%～3.0%、
Si：0.01%～1.0%、
P：0.001%～0.02%、
S：0.0005%～0.01%、
N：0.001%～0.01%、
Al：0.01%～1.0%、
Ti：0.005%～0.2%、
B：0.0002%～0.005%、以及
Cr：0.002%～2.0%，余量由铁及不可避免的杂质构成，
以体积分率计，铁素体分率为50%以上，且未再结晶铁素体分率为30%以下，
固溶于铁系碳化物中的Cr的浓度Crθ与固溶于母材中的Cr的浓度CrM之比Crθ/CrM的值为2以下，或者固溶于铁系碳化物中的Mn的浓度Mnθ与固溶于母材中的Mn的浓度MnM之比Mnθ/MnM的值为10以下。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，所述化学成分进一步含有
Mo：0.002%～2.0%、
Nb：0.002%～2.0%、
V：0.002%～2.0%、
Ni：0.002%～2.0%、
Cu：0.002%～2.0%、
Sn：0.002%～2.0%、
Ca：0.0005%～0.0050%、
Mg：0.0005%～0.0050%、
REM：0.0005%～0.0050%中的1种以上。
3.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，淬火指数DIinch值为3以上。
4.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，未分割的珠光体分率为10%以上。
5.一种钢板的制造方法，其特征在于，具备下述工序：
将含有权利要求1或2所述的化学成分的板坯进行热轧而得到热轧钢板的热轧工序；
将热轧后的所述热轧钢板进行卷取的卷取工序；
将卷取后的所述热轧钢板进行冷轧而得到冷轧钢板的冷轧工序；和
将冷轧后的所述冷轧钢板进行连续退火的连续退火工序，
所述连续退火工序具备下述工序：
将所述冷轧钢板加热至Ac1℃以上且低于Ac3℃的温度区域为止的加热工序；
将加热后的所述冷轧钢板以10℃/s以下的冷却速度从最高加热温度冷却至660℃的冷却工序；和
将冷却后的所述冷轧钢板在550℃～660℃的温度区域中保持1分钟～10分钟的保持工序。
6.根据权利要求5所述的钢板的制造方法，其特征在于，在所述连续退火工序后，进行热浸镀锌处理、合金化热浸镀锌处理、热浸镀铝处理、合金化热浸镀铝处理、以及电镀处理中的任一种。
7.一种钢板的制造方法，其特征在于，具备下述工序：
将含有权利要求1或2所述的化学成分的板坯进行热轧而得到热轧钢板的热轧工序；
将热轧后的所述热轧钢板进行卷取的卷取工序；
将卷取后的所述热轧钢板进行冷轧而得到冷轧钢板的冷轧工序；和
将冷轧后的所述冷轧钢板进行连续退火的连续退火工序，
在所述热轧工序中，在由连续的5台以上的轧制机架构成的热精轧中，将最终轧机Fi中的热精轧温度FiT设定在（Ac3－80）℃～（Ac3＋40）℃的温度范围内，将从在位于所述最终轧机Fi之前的轧机Fi-3中开始轧制至在所述最终轧机Fi中结束轧制为止的时间设定在2.5秒以上，将在所述轧机Fi-3中的热轧温度Fi-3T设定在FiT＋100℃以下进行轧制，
在600℃～Ar3℃的温度区域中保持3秒～40秒后，通过所述卷取工序进行卷取，
所述连续退火工序具备下述工序：
将所述冷轧钢板加热至（Ac1－40）℃以上且低于Ac3℃的温度区域为止的加热工序；
将加热后的所述冷轧钢板以10℃/s以下的冷却速度从最高加热温度冷却至660℃的冷却工序；和
将冷却后的所述冷轧钢板在450℃～660℃的温度区域中保持20秒～10分钟的保持工序。
8.根据权利要求7所述的钢板的制造方法，其特征在于，在所述连续退火工序后，进行热浸镀锌处理、合金化热浸镀锌处理、热浸镀铝处理、合金化热浸镀铝处理、以及电镀处理中的任一种。
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