JP2007314817A - 熱間プレス用鋼板および熱間プレス鋼板部材ならびにそれらの製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】引張強さが1080 MPa以上の高強度の熱間プレス鋼板部材における靱性低下を防止する。
【解決手段】質量％で、C：0.09〜0.60％、Si：2.0％以下、Mn：0.5〜3.5％、P：0.10％以下、S：0.05％以下、Al：0.005〜2.0％、N：0.01％以下、場合によりさらにTi：0.2％以下、Nb：0.2％以下、V：1.0％以下、Cr：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、B：0.01％以下、Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下、REM：0.1％以下を含有し、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有し、清浄度が0.08％以下、下記式(1)で規定されるPの偏析度αが1.6以下、下記式(2)で規定されるSの偏析度βが1.6以下の鋼板を、熱間プレスする。
α=[板厚中心部での最大P濃度(質量％)]/[表面から板厚の1/4深さ位置での平均P濃度(質量％)] ・・・ (1)
β=[板厚中心部での最大S濃度(質量％)]/[表面から板厚の1/4深さ位置での平均S濃度(質量％)] ・・・ (2)。
【選択図】なし

Description

本発明は、自動車のボデー構造部品、足回り部品等を始めとする機械構造部品の製造に使用するのに適した熱間プレス用鋼板と熱間プレス鋼板部材ならびにそれらの製造方法に関する。

近年、自動車の燃費向上のため、使用する鋼材の高強度化を図り、自動車の重量を減ずる努力が進んでいる。その結果、自動車に広く使用される鋼板においては、鋼板強度の増加に伴って、プレス成形性が低下し、複雑な形状を製造することが困難になってきている。具体的には、鋼板の延性が低下し、加工度が高い部位で破断が生じる、スプリングバックや壁反りが大きくなり寸法精度が劣化する、といった問題が発生する。このような理由から、高強度、特に引張強さが７８０ＭＰａ級以上の鋼板を用いて、プレス成形で部品を製造することは容易ではない。プレス成形ではなくロール成形によれば、高強度の鋼板の加工が可能であるが、ロール成形は長手方向に一様な断面を有する部品にしか適用できない。

そのため、英国特許第１４９０５３５号公報に開示されているように、加熱した鋼板をプレスし成形する熱間プレス法とよばれる成形方法が開発された。熱間プレス法では、加熱された高温の鋼板が軟質、高延性になっているため、複雑な形状を寸法精度よく成形することが可能である。さらに、鋼板をオーステナイト域に加熱してからプレス成形し、金型内で急冷（焼入れ）することにより、マルテンサイト変態による鋼板の高強度化を成形と同時に達成できるという利点がある。

特開平１０−９６０３１号公報には、室温で予め所定の形状に成形してから、金型に入れたままオーステナイト域に加熱し、金型内で急冷することで鋼板の高強度化を成形と同時に達成する予成形プレスクエンチ法が開示されている。

このような熱間プレス法や予成形プレスクエンチ法は、プレス成形部材の高強度化を成形と同時に確保できる優れた成形方法であり、現在、バンパーの補強材やセンターピラーの補強材等に代表される自動車用補強部材等の製造に多用されるようになっている。
英国特許第１４９０５３５号公報 特開平１０−９６０３１号公報

ところが、熱間プレス法で製造される鋼板部材の高強度化が進み、引張強さ（以下、ＴＳとも表記する）が１０８０ＭＰａ以上になってきたことから、靱性の問題が顕在化するようになってきた。周知のように、強度と靱性は両立が難しい。しかし、熱間プレス法により製造される引張強さが１０８０ＭＰａ以上の鋼板部材について、従来技術では靭性改善に関して詳細な検討が行われていないのが実状である。

さらに、熱間プレス法により製造された鋼板部材は局所的な強度（硬度）のばらつきを生じる場合がある。そのような場合には、部材の靭性も悪化し、十分な性能が発揮できなくなる。そのため、熱間プレス後の局所的な強度（硬度）ばらつきが少ない熱間プレス用の鋼板が求められる。

熱間プレス用鋼板は、熱間プレス後の強度（焼入れ強度）を確保するためＣを多量に含有するという特徴があり、鋼板内の局所的なＣ含有量のばらつきが局所的な製品強度のばらつきを生じさせる。また、熱間プレス用鋼板の平坦度が劣る場合には、金型との接触が不均一となり、局所的な冷却速度のばらつきを生じる場合があり、この局所的な冷却速度のばらつきも、局所的な製品強度のばらつきを生じさせる。

本発明の目的は、上記現状に鑑み、自動車や各種の産業機械に用いられる、引張強さが１０８０ＭＰａ以上となる高強度の熱間プレス鋼板部材であって、上述した靱性の低下や硬度のばらつきが抑制された熱間プレス鋼板部材、およびそのような熱間プレス鋼板部材を製造するための熱間プレス用鋼板、ならびにそれらの製造方法を提供することである。

本発明者らは、上記課題を解決すべく詳細な検討を行った結果、熱間プレス用鋼板中の介在物を低減し、さらに熱間プレス用鋼板内の中心偏析を抑制することにより、熱間プレス鋼板部材の靭性を大幅に改善できること、さらには、熱間プレス用鋼板における鋼組織を規定し、鋼板内に存在するＣの分布、いわゆる鋼組織内のセメンタイトの分布を均一化させることにより、一層靭性改善を図ることができるとの新知見を得た。

上記新知見に基づく本発明は次の通りである。
(１) 質量％で、Ｃ：０.０９〜０.６０％、Ｓｉ：２.０％以下、Ｍｎ：０.５〜３.５％、Ｐ：０.１０％以下、Ｓ：０.０５％以下、Ａｌ：０.００５〜２.０％、およびＮ：０.０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、清浄度が０.０８％以下、下記式(１)で規定されるＰの偏析度αが１.６以下、下記式(２)で規定されるＳの偏析度βが１.６以下であり、かつ熱間プレス後の引張強さが１０８０ＭＰａ以上であることを特徴とする熱間プレス用鋼板：
α＝［板厚中心部での最大Ｐ濃度（質量％）］／［表面から板厚の１／４深さ位置での平均Ｐ濃度（質量％）］ ・・・ (１)
β＝［板厚中心部での最大Ｓ濃度（質量％）］／［表面から板厚の１／４深さ位置での平均Ｓ濃度（質量％）］ ・・・ (２)。

(２) 上記熱間プレス用鋼板において、前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０.２％以下、Ｎｂ：０.２％以下、およびＶ：１.０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する。

(３) 上記熱間プレス用鋼板において、前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｃｕ：１.０％以下、Ｎｉ：１.０％以下、およびＢ：０.０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する。

(４) 上記熱間プレス用鋼板において、前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０.０１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下、およびＲＥＭ：０.１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する。

(５) 上記熱間プレス用鋼板において、面積％で、ポリゴナルフェライトが３０％以上、マルテンサイトが３０％以下である鋼組織を有し、前記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が２５μｍ以下、前記ポリゴナルフェライトに占める、粒径０.２μｍ以上のセメンタイトを粒内に５個以上含有するポリゴナルフェライトの個数割合が０.６以上である。

(６) 表面にめっき層を備える上記熱間プレス用鋼板。
(７) 上記化学組成を有する溶鋼を、溶鋼の加熱温度を液相線温度から５℃以上高い温度かつ単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を６ｔｏｎ／分以下とし、さらに鋳片が完全凝固する前に中心偏析低減処理を施す連続鋳造法によりスラブとなし、前記スラブを圧延することを特徴とする熱間プレス用鋼板の製造方法。

(８) 上記スラブに熱間圧延を施し、熱間圧延完了後に１００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却し、５００℃以上の温度で巻き取って熱間圧延鋼板となし、前記熱間圧延鋼板をスケール除去処理後、２０％以上の圧下率で冷間圧延を施して冷間圧延鋼板となし、前記冷間圧延鋼板に（Ａｃ_１点−１００℃）以上、Ａｃ_３点未満の温度範囲で５秒間以上、５００秒間以下保持する焼鈍を施し、次いで１℃／秒以上の平均冷却速度で３５０〜７００℃の温度域まで冷却することを特徴とする、熱間プレス用鋼板の製造方法。

(９) 上記製造方法にて得られた熱間プレス用鋼板の表面にめっき処理を施すことを特徴とする熱間プレス用鋼板の製造方法。
(１０) 上記化学組成を有し、清浄度が０.０８％以下、上記式(１)で規定されるＰの偏析度αが１.６以下、上記式(２)で規定されるＳの偏析度βが１.６以下であり、かつ引張強さが１０８０ＭＰａ以上であることを特徴とする熱間プレス鋼板部材。

(１１) 表面にめっき層を備える、上記熱間プレス鋼板部材。
(１２) 上記熱間プレス用鋼板を、Ａｃ_３点超、１１００℃以下に加熱したのちに、Ａｒ_３点以上の温度でプレスを開始し、１０℃／秒以上の冷却速度で３５０℃以下の温度域まで冷却する熱間プレスを施すことを特徴とする、熱間プレス鋼板部材の製造方法。

本発明の熱間プレス用鋼板は、熱間プレスを施すことにより、引張強さ１０８０ＭＰａ以上の高強度で靱性にも優れた熱間プレス鋼板部材とすることができるので、熱間プレス鋼板部材の素材として最適である。また、本発明の熱間プレス鋼板部材は自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、特に自動車のメンバーや足廻り部品に代表される構造部材の素材として特に最適である。また安価に製造できるので、産業上格段の効果を奏する。

＜鋼組成＞
本発明の熱間プレス用鋼板の鋼組成を上記のように特定した理由は次の通りである。なお、以下の説明において、鋼の化学組成（各元素の含有量）に関する％はすべて質量％である。

Ｃ：０.０９〜０.６０％
熱間プレスは、材料を加熱することで軟質化させ、成形を容易にすることが一つの特色であるが、あわせて、プレス金型等で急冷することで鋼を焼入れし、成形と同時に成形品を高強度化できるという別の特色があり、成形時に焼入れを行うのが普通である。

鋼の焼入れ後の強度は主に炭素（Ｃ）含有量によって決まるため、求める強度に応じてＣ含有量を設定する。本発明においては、熱間プレス後に１０８０ＭＰａ以上の引張強さを確保するために、Ｃ含有量を０.０９％以上とする。より高強度の成形品が必要な場合にはＣ含有量を０.２０％超にすることが望ましい。Ｃを過剰に含有する場合には、溶接性が低下する恐れがあるため、Ｃ含有量は０.６０％以下とし、更に好ましくは０.４０％以下である。

Ｓｉ：２.０％以下
Ｓｉは、鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度を安定して確保するのに有効な元素である。しかし、Ｓｉ含有量が２.０％超になると、熱間圧延時ならびに熱間プレス時の加熱中にＳｉスケールが多く発生し、スケール疵を生じ易くなる。そのため、Ｓｉ含有量の上限を２.０％とする。Ｓｉ含有量の下限は特に規定しないが、焼入れ性向上効果を確実に発揮させるには０.０２％以上含有させることが望ましい。コストと焼入れ性向上のバランスの観点から、Ｓｉ含有量を０.１〜１.０％とすることが更に望ましい。

Ｍｎ：０.５〜３.５％
Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度を安定して確保するのに有効な元素である。Ｍｎ含有量が０.５％未満では、その効果は十分ではない。一方、Ｍｎ含有量が３.５％を超えると、その効果は飽和し、無駄なコストが嵩む上、焼入れ部の靭性劣化を招く。したがって、Ｍｎ含有量を０.５〜３.５％とする。コストと焼入れ性向上のバランスの観点から、Ｍｎ含有量を０.８〜２.５％とすることが望ましい。

Ｐ：０.１０％以下
Ｐは、不純物の１種として含有されるが、Ｐの含有量が０.１０％超では、鋼板板厚中心部以外にも過度のＰの偏析が発生するため、靭性が著しく劣化する。したがって、Ｐ含有量を０.１０％以下とする。

Ｐ含有量は少なければ少ないほど好ましいので、その下限は特に規定しない。しかし、Ｐ含有量を０.００３％より少なくするのは製造コストの著しい上昇を招くので、この観点からは、Ｐ含有量の下限を０.００３％とすることが望ましい。コストと靭性改善のバランスの観点からは、Ｐ含有量を０.００５〜０.０５％とすることが更に望ましい。

Ｓ：０.０５％以下
Ｓは、鋼板の板厚中心部に偏析し、靭性を低下させる硫化物を生成させるため、可能な限り低減する必要のある不純物である。Ｓの含有量が０.０５％超では、鋼板板厚中心部以外にも過度のＳの偏析が発生するため、靭性が著しく劣化する。したがって、Ｓ含有量を０.０５％以下とする。

Ｓ含有量は少なければ少ないほど好ましいので、その下限は特に規定しない。しかし、Ｓ含有量を０.０００３％より少なくするのは製造コストの著しい上昇を招くので、この観点から、Ｓ含有量の下限を０.０００３％とすることが望ましい。コストと靭性改善のバランスの観点からＳ含有量を０.０００５〜０.０１％とすることが更に望ましい。

Ａｌ：０.００５〜２.０％
Ａｌは、鋼の脱酸剤として用いられる。その効果を得るには０.００５％以上のＡｌの含有が必要である。一方、Ａｌを２.０％を超えて含有させても、脱酸性が飽和し、製造コストが上昇する。したがって、Ａｌ含有量を０.００５〜２.０％とする。脱酸性とコストのバランスの観点よりＡｌ含有量を０.０１〜０.０８％とすることが好ましい。

Ｎ：０.０１％以下
Ｎは、不純物として含有され、ＡｌやＴｉやＮｂ等と結合して窒化物を形成する。窒化物は靭性を劣化させる傾向を有するので、Ｎ含有量はできるだけ低減するのが望ましい。本発明においては、Ｎ含有量が０.０１％以下の含有量であれば実害はない。したがって、Ｎ含有量を０.０１％以下とする。Ｎ含有量は少なければ少ないほど好ましいので下限は特に規定しない。しかし、Ｎ含有量を０.０００５％より少なくするのは製造コストの著しい上昇を招くので、この観点からＮ含有量の下限を０.０００５％とすることが望ましい。コストと靭性改善のバランスの観点より、Ｎ含有量を０.０００５〜０.００５０％とすることが更に望ましい。

Ｔｉ：０.２％以下、Ｎｂ：０.２％以下、Ｖ：１.０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上
これらの元素は、鋼板の焼入れ性を高めかつ、焼入れ後の強度を安定して確保するのに有効な元素であるので、必要に応じて１種または２種以上を含有させることができる。しかし、過剰に含有させても上記効果は飽和して、無駄なコストが嵩むので、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量は、それぞれ０.２％以下、０.２％以下、１.０％以下とする。上記効果を確実に得るための望ましいＴｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量は、それぞれ０.０１％以上、０.００５％以上、０.００５％以上である。

Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｃｕ：１.０％以下、Ｎｉ：１.０％以下およびＢ：０.０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上
これらの元素も、鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度を安定して確保するのに有効な元素であるので、必要に応じて１種または２種以上を含有させることができる。しかし、過剰に含有させても上記効果は飽和し、無駄コストが嵩むので、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂの含有量は、それぞれ１.０％以下、１.０％以下、１.０％以下、１.０％以下、０.０１％以下とする。上記効果を確実に得るための望ましいＣｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂの含有量は、それぞれ０.０２％以上、０.０２％以上、０.０２％以上、０.０２％以上、０.０００２％以上である。

Ｃａ：０.０１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下およびＲＥＭ：０.１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上
これらの元素は、鋼中の介在物の形態を微細化し、介在物による熱間プレス時の割れを防止する効果を有するので、必要に応じて１種または２種以上を含有させることができる。しかし、過剰に含有させても上記効果は飽和し、無駄なコストが嵩むので、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの含有量は、それぞれ０.０１％以下、０.０１％以下、０.１％以下とする。上記効果を確実に得るための望ましいＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの含有量は、それぞれ０.０００５％以上、０.０００５％以上、０.０００５％以上である。

＜鋼板中の介在物と偏析＞
熱間プレス後の強度（ＴＳ）が１０８０ＭＰａ以上となる高強度の熱間プレス鋼板部材の靭性を改善するには、熱間プレスに供する熱間プレス用鋼板の清浄度を０.０８％以下、下記式(１)で規定されるＰの偏析度αを１.６以下、下記式(２)で規定されるＳの偏析度βを１.６以下とすることが必要である。

α＝［板厚中心部での最大Ｐ濃度（質量％）］／［表面から板厚の１／４深さ位置での平均Ｐ濃度（質量％）］ ・・・ (１)
β＝［板厚中心部での最大Ｓ濃度（質量％）］／［表面から板厚の１／４深さ位置での平均Ｓ濃度（質量％）］ ・・・ (２)
清浄度は、鋼板中に含まれるＡ系、Ｂ系、Ｃ系介在物量（ＪＩＳ Ｇ０５５５）の算術計算での総和で定義される。Ａ系、Ｂ系、Ｃ系の介在物は破壊の起点となり、介在物が増加すると亀裂伝播が容易に起こるため靭性が劣化する。ＴＳが１０８０ＭＰａ以上となる熱間プレス鋼板部材の靭性を改善するには、清浄度を０.０８％以下とする必要がある。清浄度が０.０８％超の場合、介在物の量が多いため、実用上十分な靭性を確保することが困難となる。靱性をより一層改善するには清浄度を０.０４％以下とすることが好ましい。

また、鋼板の板厚断面中心部には、ＰおよびＳが中心偏析して濃化し、ＰおよびＳの粒界偏析または燐化物や硫化物の生成により靭性が悪化する。そのため、靭性を改善するためには、Ｐの偏析度αとＳの偏析度βをいずれも１.６以下とすることが必要である。Ｐの偏析度αまたはＳの偏析度βが１.６超となると、板厚中心部にＰまたはＳが多く存在するため、靭性が悪化する。靱性の一層の改善のためには、Ｐの偏析度αまたはＳの偏析度βの一方を１.２以下とすることが好ましく、Ｐの偏析度αとＳの偏析度βをいずれも１.２以下とすることがより好ましい。

この鋼板中の介在物と偏析は、主に鋼板組成、特に不純物含有量と、連続鋳造の条件により制御され、熱間圧延および熱間プレスの前後では実質的に変化しない。従って、熱間プレス用鋼板の介在物および偏析状況が本発明を満たしていれば、それから熱間プレスにより製造された熱間プレス鋼板部材の介在物および偏析状況も同様に本発明を満たす。

＜熱間プレス用鋼板の金属組織＞
靭性を更に向上させるには、熱間プレス用鋼板の金属組織を、面積％で、ポリゴナルフェライトが３０％以上、マルテンサイトが３０％以下である組織とし、かつ前記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径を２５μｍ以下とし、前記ポリゴナルフェライトに占める粒径０.２μｍ以上のセメンタイトを粒内に５個以上含有するポリゴナルフェライトの個数割合を０.６以上とすることが好ましい。

金属組織に占めるポリゴナルフェライトの割合が３０面積％未満の場合には、鋼板が硬質となり、鋼板の平坦矯正が困難となる場合がある。鋼板の平坦が悪いと、熱間プレスに時にＡｃ_３点以上に加熱しても、鋼板の平坦は修正されない。鋼板の平坦が悪い状態で熱間プレスされると、金型との接触状態が不均一になり、冷却速度（従って、焼入れ状況）が異なる部位が生じる。その結果、熱間プレス鋼板部材の硬度がばらついて、靭性の劣化を招く。したがって、ポリゴナルフェライトの面積率を３０％以上とすることが好ましい。マルテンサイトが３０面積％超である場合にも同様の問題が生じる場合があるので、マルテンサイトの面積率を３０％以下とすることが好ましい。

また、Ｃを多く含有するパーライト組織、ベイナイト組織、マルテンサイト組織、オーステナイト組織などは、ポリゴナルフェライトの粒界に生成するため、ポリゴナルフェライトが粗大になると鋼組織中のＣの分散が粗くなる。熱間プレスに際してはＡｃ_３点以上に加熱するが、その時間は通常短時間であるため、鋼組織中のＣの分散が粗いとオーステナイト中のＣ濃度が不均一となり、熱間プレス鋼板部材の硬度ばらつきが生じ易くなる。したがって、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径を２５μｍ以下とすることが好ましい。この観点からのポリゴナルフェライトの平均結晶粒径の下限は特に規定する必要はないが、ポリゴナルフェライトの粒径が小さいと、鋼板が硬質となり、上記ポリゴナルフェライト面積率の下限限定理由やマルテンサイト面積率の上限限定理由と同様の問題が生じる場合があるので、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径は２μｍ以上とすることが好ましい。

さらに、前記ポリゴナルフェライトに占める粒径０.２μｍ以上のセメンタイトを粒内に５個以上含有するポリゴナルフェライトの個数割合を０.６以上とすることにより、熱間プレスに際してＡｃ_３点以上に加熱した時に、より短時間でオーステナイト中のＣ濃度を均一化させることができる。その結果、熱間プレス鋼板部材における硬度のばらつきをさらに抑制することが可能となる。

前記個数割合が０.６未満の場合、セメンタイトを粒内にもつポリゴナルフェライトの割合が少ないため、熱間プレスに際しての加熱時におけるオーステナイト中のＣ濃度を均一化する効果が小さい。したがって、前記個数割合を０.６以上にすることが好ましい。

ポリゴナルフェライト粒内のセメンタイトは、ポリゴナルフェライト粒内におけるカーボンの拡散の観点から粒径０.２μｍ以上のものを５個以上含有することが望ましい。このような観点からは、ポリゴナルフェライト粒内のセメンタイトの個数の上限は特に規定する必要はないが、ポリゴナルフェライト粒内に多くセメンタイトが存在すると鋼板が硬質となり、上記ポリゴナルフェライト面積率の下限限定理由やマルテンサイト面積率の上限限定理由と同様の問題が生じる場合があるので、セメンタイト個数の上限は２００個程度が望ましい。特に望ましくは、ポリゴナルフェライト粒内に粒径０.２μｍ以上のセメンタイトが５〜８０個存在する場合である。

なお、ここでいうセメンタイトは、ＴｉＣ、ＮｂＣ、ＶＣなどの析出強化型微細炭化物を含まない。析出強化型微細炭化物はその大きさが数〜数十ｎｍと非常に小さく、Ａｃ_３点以上の加熱によりごく短時間で固溶してしまうので、これらの影響を考慮する必要は実質上ないからである。

ポリゴナルフェライトおよびマルテンサイト以外の残部組織としては、圧延未再結晶フェライト、ベイニティックフェライトやベイナイト、パーライト、残留オーステナイトなどが例示される。前記残部組織は特に規定しないが、パーライトであることが望ましい。残部組織をパーライトもしくはパーライト面積率が５０％以上のパーライト主体の組織とすることにより、熱間プレス用鋼板をより軟質化することが可能となり、鋼板の平坦矯正やブランク加工などを容易にすることができる。

＜熱間プレス用鋼板の製造方法＞
(１)連続鋳造
鋼板の清浄度を０.０８％以下にするには、溶鋼を連続鋳造する際に、溶鋼の加熱温度をその鋼の液相線温度から５℃以上高い温度とし、かつ、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を６ｔｏｎ／分以下に抑えることが有効である。このように、比較的高温の溶鋼をある上限以下の鋳込み量で連続鋳造することにより、鋼板の清浄度、言い換えればスラブ段階での介在物を効果的に減少させることができる。

連続鋳造時に溶鋼の単位時間当たりの鋳込み量が６ｔｏｎ／分を超えると、鋳型内での溶鋼流動が速いために、凝固シェルに介在物が捕捉されやすくなり、スラブ中の介在物が増加する。また、溶鋼加熱温度が液相線温度から５℃未満であると、溶鋼の粘度が高くなり、連続鋳造機内にて介在物が浮上しにくく、介在物が増加し、清浄度が悪化し易い。

溶鋼の液相線温度からの溶鋼加熱温度を５℃以上、かつ単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を６ｔｏｎ／分以下として鋳造することにより、介在物がスラブ内に持ち込まれにくくなり、０.０８％以下という鋼板清浄度を容易に達成できる。さらに好ましくは、溶鋼を連続鋳造する際、溶鋼の液相線温度からの溶鋼加熱温度を８℃以上、かつ単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を５ｔｏｎ／分以下にすることであり、これにより清浄度を０.０４％以下とすることが容易にできる。

また、鋼板板厚中心部、言い換えればスラブ厚中心部では、Ｍｎ、Ｐ、Ｓなどが濃化するが、その中でもＰおよびＳの中心偏析は熱間プレス鋼板部材の靭性を著しく悪化させる。そのため、鋼板板厚断面中心部におけるＰの偏析度αを１.６以下およびＳの偏析度βを１.６以下にする。

これを達成するため、鋳片が完全凝固する前の未凝固層において、電磁攪拌や未凝固層圧下などにより完全凝固前にＰやＳが濃化した溶鋼を排出させる、中心偏析低減処理を実施する。中心偏析低減処理を実施しない場合、スラブ厚中心部にＰおよびＳが濃化し、Ｐの偏析度αが１.６超ならびにＳの偏析度βが１.６超になって熱間プレス後部材の靭性が悪化するようになる。

(２)圧延および焼鈍
上記介在物ならびにＰおよびＳの中心偏析を低減したスラブを圧延することで本発明の熱間プレス用鋼板を容易に得ることができる。スラブの圧延は、熱間圧延により行うことが好ましい。熱間圧延の圧延完了温度は７００℃以上とすることが好ましい。圧延完了温度が７００℃未満の場合、温度が低すぎるため、圧延中に鋼板の破断や鋼板の表面割れを起こすことがある。

熱間圧延を施した鋼板は、必要な強度および靱性を確保するため、さらに次のような工程で冷間圧延を施して、熱間プレス用鋼板を製造することが好ましい。なお、最終的に得られる本発明の熱間プレス用鋼板の板厚は特に制限されないが、通常０.４〜８.０ｍｍの範囲内である。

すなわち、熱間圧延完了後、１００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却して５００℃以上の温度で巻き取って熱間圧延鋼板となし、この熱間圧延鋼板に、酸洗などのスケール除去処理を施した後、２０％以上の圧下率で冷間圧延を施して冷間圧延鋼板となし、得られた冷間圧延鋼板に、（Ａｃ_１点−１００℃）以上、Ａｃ_３点未満の温度範囲で５秒間以上、５００秒間以下保持する焼鈍を施し、次いで１℃／秒以上の平均冷却速度で３５０〜７００℃の温度域まで冷却して、熱間プレス用鋼板を製造する。

それにより、ポリゴナルフェライトの面積率が３０％以上、そのポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が２５μm以下、そのポリゴナルフェライトに占める粒径０.２μｍ以上のセメンタイトを粒内に５個以上含有するポリゴナルフェライトの個数割合が０.６以上の鋼組織を持ち、熱間プレス鋼板部材の硬度ばらつきを抑制することが可能な、熱間プレス用鋼板を容易に得ることができる。

熱間圧延完了温度は、上述したように７００℃以上とする。さらに好ましくは、Ａｒ_３点以上である。Ａｒ_３点未満のフェライト域圧延であると、圧延時の荷重変動が大きくなり、操業トラブルの危険性があるからである。

熱間圧延完了後は、得られた熱間圧延鋼板に平均冷却速度１００℃／秒以下の冷却を施し、５００℃以上の温度で巻き取ることで、まず、熱間圧延鋼板の鋼組織をフェライトとパーライト、フェライトと球状化セメンタイト、またはフェライトとパーライトと球状化セメンタイトを含む組織にする。

このようにして得られた熱間圧延鋼板に、圧下率２０％以上の冷間圧延を施すことにより、パーライト中のラメラ状のセメンタイトや球状化セメンタイトが、圧延未再結晶フェライト中に分散する。

このようにして得られた冷間圧延鋼板に、（Ａｃ_１点−１００℃）〜Ａｃ_３点未満の温度範囲で５秒間以上の焼鈍を施すことにより、圧延未再結晶フェライトが再結晶して最終的にポリゴナルフェライトとなり、そのポリゴナルフェライト粒内には冷間圧延によって分散されたセメンタイトが残存するようになる。その結果、ポリゴナルフェライトに占める粒径０.２μｍ以上のセメンタイトを粒内に５個以上含有するポリゴナルフェライトの個数割合が０.６以上とすることが容易にできる。

一方、熱間圧延後の平均冷却速度が１００℃／秒超または巻き取り温度が５００℃未満であると、熱間圧延鋼板中にベイナイト組織またはマルテンサイト組織が多く生成するため、その後の冷間圧延−焼鈍を経て得られる鋼組織において、ポリゴナルフェライトに占める粒径０.２μｍ以上のセメンタイトを粒内に５個以上含有するポリゴナルフェライトの個数割合が低下し、前記個数割合が０.６未満となってしまう場合がある。同様に冷間圧延時の圧下率が２０％未満であると、熱間圧延鋼板に生成しているパーライトや球状化セメンタイトが充分に分散せず、前記個数割合を０.６以上とすることが困難となる。

また、焼鈍温度がＡｃ_３点以上であると、オーステナイト単相となってフェライト中に存在していたセメンタイトがすべて再固溶してしまい、前記個数割合が０.６未満になる。また、焼鈍温度が、（Ａｃ_１点−１００℃）未満または焼鈍時間が５秒間未満では、圧延未再結晶フェライトのポリゴナルフェライトへの再結晶が不十分となり、最終的なポリゴナルフェライトの面積率が３０％未満となる。

焼鈍時間が５００秒間超、焼鈍後の平均冷却速度が１℃／秒未満または焼鈍後の冷却停止温度が７００℃超では、ポリゴナルフェライトの再結晶が過剰に促進され、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が２５μｍ超となる場合がある。焼鈍後の平均冷却速度の上限は、特に規定しないが、冷却速度が２００℃／秒超になるとポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が小さくなって鋼板が硬質となり、上記ポリゴナルフェライト面積率の下限限定理由やマルテンサイト面積率の上限限定理由と同様の問題が生じる場合があるので、上限を２００℃／秒とすることが好ましい。

焼鈍後の冷却の停止温度は３５０℃以上とすることで、マルテンサイトの生成を抑制して、マルテンサイトの面積率を３０％以下とすることができる。冷却停止温度が３５０℃未満であると、マルテンサイトの面積率が３０％超となる場合がある。

(３)めっき
本発明の熱間プレス用鋼板および熱間プレス鋼板部材は、熱間プレスの加熱工程における表面酸化抑制や熱間プレス後の熱間プレス鋼板部材の耐食性向上を目的として、鋼板表面にめっき層を備えてもよい。

めっきの種類は、前記目的に適うものであればよく特に限定する必要はない。アルミニウム系めっき鋼板 (例、溶融アルミニウムめっき鋼板、溶融５５％Ａｌ−Ｚｎ合金めっき鋼板)、亜鉛系めっき鋼板 (例、電気もしくは溶融亜鉛めっき鋼板、溶融５％Ａｌ-Ｚｎめっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、電気Ｎｉ−Ｚｎ合金めっき鋼板) 等が例示される。また、めっき方法についても特に限定する必要はなく、溶融めっき、電気めっき、化学めっき、蒸着めっき等の周知の方法を適用することができる。めっき付着量は一般的な範囲内であればよく、通常は片面当たり３〜５００ｇ／ｍ²の範囲内である。

生産性の観点から、溶融めっきを適用することが好ましく、熱間プレスにおける加工性の観点からは溶融亜鉛めっきとすることが好ましく、耐食性の観点からはさらに合金化処理を施した方が好ましい。溶融めっき浴温度は、特に規定しないが、生産性の観点からめっきする金属の融点以上、（融点＋２００℃）以下の温度とすることが望ましい。

溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施す場合には、鋼板表面温度が ４７０℃〜（Ａｃ_１点＋５０℃）となる合金化処理温度域で１〜３０秒間保持して行うことが望ましい。合金化処理温度が４７０℃未満では、温度が低すぎるため、合金化処理に時間がかかり生産性が劣化する。生産性の観点から合金化処理温度は５００℃以上が望ましい。一方、合金化処理温度が（Ａｃ_１点＋５０℃）超であると、鋼組織が変化して所望の鋼組織が得られない場合がある。合金化処理時間を１〜３０秒間することで、めっき皮膜中のＦｅ濃度を５％〜２５％とすることができる。

＜熱間プレス＞
鋼板の加熱温度はＡｃ_３点超とする必要がある。加熱温度がＡｃ_３点℃以下では、熱間プレス前にオーステナイト単相状態とはならず、鋼板中にフェライトまたは、パーライト、ベイナイトが残存してしまう。その結果、熱間プレス後にマルテンサイト単相組織とはならず、所望の硬度が得られない場合がある。また、熱間プレス鋼板部材の硬度ばらつきも大きくなってしまう。加熱温度の上限は１１００℃とする。加熱温度が１１００℃超であるとオーステナイトが、粗大化し、部材の靭性が劣化する場合がある。

加熱時間は、１〜１０分間が望ましい。加熱時間が１分未満であると、加熱してもオーステナイト単相化が不十分となる場合がある。１０分超では、オーステナイトが粗大化し、熱間プレス鋼板部材の靭性が劣化してしまう場合がある。

熱間プレスの開始温度は、Ａｒ_３点以上とする。Ａｒ_３点未満の温度であると、フェライト変態が始まるために、その後に強制冷却してもマルテンサイト単相組織にならない。熱間プレス後の冷却速度は１０℃／秒以上の急冷が望ましく、２０℃／秒以上で行うことがさらに望ましい。冷却速度の上限は特に規定しない。この冷却速度で冷却開始した後、一気に鋼板部材温度を３５０℃以下の温度域に下げる。冷却終了温度は、好ましくは１００℃以下、更に好ましくは室温である。熱間プレス後に一気に３５０℃以下に材料温度を下げることで、硬度ばらつきの少ない単一マルテンサイト組織となった熱間プレス鋼板部材を得ることができる。

表１に示す化学成分を有する鋼を試験用転炉で溶製し、試験用連続鋳造機にて連続鋳造を実施した。連続鋳造時には、単位時間あたりの鋳込み量ならびに溶鋼加熱温度（液相線温度から加熱温度）を変更させた。また、スラブ最終凝固部において、連続鋳造機内の上下対のロール間隔を狭める未凝固層圧下により、完全凝固前にＰ、Ｓの濃化溶鋼を吐き出させる中心偏析低減処理を実施した。比較として、中心偏析低減処理をしないスラブも鋳造した。その後、試験用圧延機にて、熱間圧延を実施し、板厚２.０〜５.８ｍｍの熱間圧延鋼板を得た。熱間圧延鋼板のうち、板厚２.０ｍｍ超のものについては、酸洗を実施後、冷間圧延を実施し、板厚２.０ｍｍの冷間圧延鋼板とした。

一部の鋼板については、冷間圧延後、焼鈍試験装置にて焼鈍を実施した。さらに、得られた熱間圧延鋼板、冷間圧延鋼板の焼鈍板について、溶融めっき試験ラインにて溶融めっきを施した。一部のものについて合金化処理も行った。めっきは、亜鉛めっきならびにアルミニウムめっきを実施した。スラブの鋳造条件と熱間圧延鋼板の製造条件を表２に示す。冷間圧延ならびに冷間圧延後の焼鈍、めっきおよび合金化処理の条件と製品鋼板の種類を表３に示す。

得られた熱間圧延鋼板、冷間圧延鋼板、溶融めっき鋼板、または合金化溶融めっき鋼板について、鋼板清浄度、板厚中心部のＰおよびＳの偏析度αおよびβ、鋼組織、めっき目付量および合金化度、ならびに引張特性を次のようにして調査した。めっき鋼板または合金化溶融めっき鋼板の場合、めっき目付量および合金化度以外の調査項目も、めっき後に調査した。これらの試験結果は表４にまとめて示す。

＜鋼板清浄度＞
鋼板の清浄度は、ＪＩＳ Ｇ０５５５に準拠して調査した。各鋼板について５個所から供試材を切り出した。各供試材の板厚１／８ｔ、１／４ｔ、１／２ｔ、３／４ｔ、７／８ｔの各位置について、点算法にて清浄度を調査した。各板厚における清浄度の値が最も大きい（清浄度が最も低い）数値を、その供試材の清浄度とした。清浄度は、Ａ系、Ｂ系、Ｃ系介在物の総和とした。

＜板厚中心部の偏析度＞
鋼板の偏析調査は、ＥＰＭＡによるＰとＳの成分面分析により行った。各鋼板について５個所から供試材を切り出した。板厚１／４ｔ、１／２ｔの各位置において調査し、各位置において５００倍の倍率にて１０視野ずつ調査した。

Ｐの偏析度αおよびＳの偏析度βを、下記式(１)および(２)に従って算出し、５個の供試材の算術計算により偏析度を求めた。
α＝［板厚中心部での最大Ｐ濃度（質量％）］／［表面から板厚の１／４深さ位置での平均Ｐ濃度（質量％）］ ・・・ (１)
β＝［板厚中心部での最大Ｓ濃度（質量％）］／［表面から板厚の１／４深さ位置での平均Ｓ濃度（質量％）］ ・・・ (２)
＜鋼組織＞
鋼板の圧延方向に平行な断面について、走査型電子顕微鏡を用いて、鋼組織を観察した。測定は、板厚１／８ｔ、１／４ｔ、１／２ｔ、３／４ｔ、７／８ｔの各位置について倍率２０００倍で実施し、各供試材について２０視野ずつ測定した。得られた画像をもとに各組織の面積率、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径、ポリゴナルフェライト粒内における粒径０.２μｍ以上のセメンタイトの個数を画像処理にて調査し、ポリゴナルフェライトの面積率、マルテンサイトの面積率、パーライトの面積率、ベイナイトの面積率、オーステナイトの面積率、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径、ポリゴナルフェライトの全個数（α）に占める粒内に粒径０.２μｍ以上のセメンタイトを５個以上含有しているポリゴナルフェライトの個数（α_C）の割合（α_C／α）を算術計算にて求めた。ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径は、ＪＩＳ Ｇ０５５２に準拠して測定した。

＜めっきの目付量および合金化度＞
鋼板から２５ｍｍφの試料片を採取し、０.５Ｖｏｌ％インヒビター（商品名：朝日化学製「イビット７１０Ｎ」）を含有した１０％ＨＣｌ水溶液でめっき層を溶解し、得られた溶液をＩＣＰ法で分析することによりめっき層の組成分析を行った。得られた各成分の濃度からめっきの目付量および合金化度を算出した。

＜引張り特性＞
得られた鋼板の引張り特性を引張り試験により評価した。各鋼板の圧延直角方向からＪＩＳ ５号引張試験を採取した。試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４１に準じた。降伏点ＹＰ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを測定した。

その後、熱間プレス試験装置を用いて、得られた熱間圧延鋼板、冷間圧延鋼板、溶融めっき鋼板、または合金化溶融めっき鋼板に対して、図１に示す条件にて熱間プレス（ハット成形）を実施した。熱間プレスは、鋼板を加熱炉内で鋼板表面温度９００℃に到達させ、その温度にて４分間保持し、加熱炉より取り出し、すぐさま冷却装置付きの金型にて熱間プレスを実施し、成形と同時に焼入れ処理を実施した。

熱間プレス用の試験片サイズは板厚２.０ｍｍ×幅１２０ｍｍ×長さ３２０ｍｍとし、熱間プレス成形条件は成形高さ７０ｍｍとした。熱間プレスの開始温度は約９００℃であった。金型に設けた冷却装置は水冷式であり、冷却速度は約５０℃／秒であり、冷却終了温度は室温であった。

得られた熱間プレス成形品（鋼板部材）に対して、硬度のばらつきと靱性と次のようにして調査した。試験結果は表５にまとめて示す。
＜熱間プレス鋼板部材の硬度のばらつき＞
硬度はビッカース硬度計で測定した。測定荷重は９８ｋＮであった。熱間プレスにより得られた部材から、図２に示すようにマイクロカッターで切断して試料を採取した。切断個所は図中の(1)、(2)、(3)の３箇所とし、各位置から硬度測定用試料を５個採取した。各試料の板厚断面１／４ｔ位置においてｎ＝３の断面硬度を測定した。測定方法はＪＩＳ Ｚ２２４４に準拠した。各部材についてこうして得られた４５のビッカース硬度値（Ｈｖ）の最大値ならびに最小値から、ビッカース硬度の差（ΔＨｖ）を求めた。

＜熱間プレス後部材の靭性＞
得られた熱間プレス鋼板部材の靭性を、部材から切り出したシャルピー試験片に対してシャルピー衝撃試験を実施することにより調査した。試験片の切り出し位置は図２に示す通りである。得られた試験片５枚を重ね合わせてビス止めをし、合計板厚１０ｍｍの試験片とした。試験片形状は、ＪＩＳ Ｚ２２０２に記載されているＶノッチシャルピー試験片とした。試験方法は、ＪＩＳ Ｚ２２４２に記載されている方法に準じ、−１２０℃温度における吸収エネルギーを調査した。

＜熱間プレス後部材の引張り特性＞
得られた熱間プレス鋼板部材からＪＩＳ １３Ｂ号引張試験を採取した。試験片の切り出し位置は図２に示す通りである。切断個所は図中の(4)である。試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４１に準じた。引張強さＴＳを測定した。

上の表１〜５からわかるように、本発明に従った鋼組成および製造条件で製造された供試材Ｎｏ.１〜２５は、熱間プレス鋼板部材のシャルピー衝撃試験において−１２０℃での吸収エネルギーが４２〜７９Ｊ／ｃｍ²と十分な高さであり、靭性に優れていた。発明例のうち、Ｎｏ.４〜５、７〜１４、２２は、鋼板断面における鋼組織において、ポリゴナルフェライトの面積率が３０％以上であり、そのポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が２５μｍ以下、ポリゴナルフェライトが０.６≦α_C／αを満たし、残部組織においてマルテンサイトが３０％以下であるため、熱間プレス鋼板部材硬度のばらつきが１０Ｈｖ以下と小さくなった。そのため熱間プレス鋼板部材のシャルピー衝撃試験において−１２０℃での吸収エネルギーが６０〜７９Ｊ／ｃｍ²と特に高く、靭性が一層優れていた。

供試材Ｎｏ.２６〜３０の比較例を見ると、Ｎｏ.２６は、連続鋳造の際の溶鋼加熱温度が液相線温度から２℃と低かったため、鋼板の清浄度が０.１％と悪化した。そのため、熱間プレス鋼板部材のシャルピー衝撃試験における−１２０℃での吸収エネルギーは２０Ｊ／ｃｍ²と低く、靱性が不十分であった。

Ｎｏ.２７は、連続鋳造の際の単位時間当たりの溶鋼鋳込み量が６.５ｔｏｎ／分と本発明における上限を超えたため、鋼板の清浄度が０.１２％と悪化した。そのため、熱間プレス後部材のシャルピー衝撃試験における−１２０℃での吸収エネルギーは２１Ｊ／ｃｍ²と低く、靱性が低かった。

Ｎｏ.２８は、連続鋳造の際に中心偏析低減処理を実施しなかったため、Ｐの偏析度αが１.７、Ｓの偏析度βが１.７と、いずれも本発明における上限を超えた。熱間プレス鋼板部材のシャルピー衝撃試験における−１２０℃での吸収エネルギーは１４Ｊ／ｃｍ²と非常に低く、靱性が悪化した。硬度のばらつきは３６Ｈｖと大きかった。

Ｎｏ.２９は、連続鋳造の際に中心偏析低減処理を実施しなかったため、Ｐの偏析度αが１.８と本発明における上限を超えた。熱間プレス鋼板部材のシャルピー衝撃試験における−１２０℃での吸収エネルギーは２２Ｊ／ｃｍ²と、靱性が不十分であった。

Ｎｏ.３０は、連続鋳造の際に中心偏析低減処理を実施しなかったため、Ｓの偏析度αが１.８と本発明における上限を超えた。熱間プレス鋼板部材のシャルピー衝撃試験における−１２０℃での吸収エネルギーは１５Ｊ／ｃｍ²と非常に低く、靱性が悪化した。硬度のばらつきは３６Ｈｖと大きかった。

実施例で熱間プレスとして実施したハット成形の条件を示す模式図である。 図２(a)および(b)は、それぞれ実施例において熱間プレスにより得られたハット成形品からビッカース硬度測定用試料(1)、(2)、(3)、シャルピー衝撃試験片、および引張り試験片(4)を採取する位置を示す説明図である。

Claims (12)

1. 質量％で、Ｃ：０.０９〜０.６０％、Ｓｉ：２.０％以下、Ｍｎ：０.５〜３.５％、Ｐ：０.１０％以下、Ｓ：０.０５％以下、Ａｌ：０.００５〜２.０％、およびＮ：０.０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、清浄度が０.０８％以下、下記式(１)で規定されるＰの偏析度αが１.６以下、下記式(２)で規定されるＳの偏析度βが１.６以下であり、かつ熱間プレス後の強度が１０８０ＭＰａ以上であることを特徴とする熱間プレス用鋼板。
   α＝［板厚中心部での最大Ｐ濃度（質量％）］／［表面から板厚の１／４深さ位置での平均Ｐ濃度（質量％）］ ・・・ (１)
   β＝［板厚中心部での最大Ｓ濃度（質量％）］／［表面から板厚の１／４深さ位置での平均Ｓ濃度（質量％）］ ・・・ (２)
2. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０.２％以下、Ｎｂ：０.２％以下、およびＶ：１.０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１に記載の熱間プレス用鋼板。
3. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｃｕ：１.０％以下、Ｎｉ：１.０％以下、およびＢ：０.０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載の熱間プレス用鋼板。
4. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０.０１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下、およびＲＥＭ：０.１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の熱間プレス用鋼板。
5. 面積％で、ポリゴナルフェライトが３０％以上、マルテンサイトが３０％以下である鋼組織を有し、前記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が２５μｍ以下、前記ポリゴナルフェライトに占める、粒径０.２μｍ以上のセメンタイトを粒内に５個以上含有するポリゴナルフェライトの個数割合が０.６以上である請求項１〜４のいずれかに記載の熱間プレス用鋼板。
6. 表面にめっき層を備える請求項１〜５のいずれかに記載の熱間プレス用鋼板。
7. 請求項１〜４のいずれかに記載の化学組成を有する溶鋼を、溶鋼の加熱温度を液相線温度から５℃以上高い温度かつ単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を６ｔｏｎ／分以下とし、さらに鋳片が完全凝固する前に中心偏析低減処理を施す連続鋳造法によりスラブとなし、前記スラブを圧延することを特徴とする熱間プレス用鋼板の製造方法。
8. 請求項７に記載のスラブに熱間圧延を施し、熱間圧延完了後に１００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却し、５００℃以上の温度で巻き取って熱間圧延鋼板となし、前記熱間圧延鋼板をスケール除去処理後、２０％以上の圧下率で冷間圧延を施して冷間圧延鋼板となし、前記冷間圧延鋼板に（Ａｃ_１点−１００℃）以上、Ａｃ_３点未満の温度範囲で５秒間以上、５００秒間以下保持する焼鈍を施し、次いで１℃／秒以上の平均冷却速度で３５０〜７００℃の温度域まで冷却することを特徴とする、熱間プレス用鋼板の製造方法。
9. 請求項７または８の製造方法にて得られた熱間プレス用鋼板の表面にめっき処理を施すことを特徴とする熱間プレス用鋼板の製造方法。
10. 請求項１〜４のいずれかに記載の化学組成を有し、清浄度が０.０８％以下、下記式(１)で規定されるＰの偏析度αが１.６以下、下記式(２)で規定されるＳの偏析度βが１.６以下であり、かつ引張強さが１０８０ＭＰａ以上であることを特徴とする熱間プレス鋼板部材。
    α＝［板厚中心部での最大Ｐ濃度（質量％）］／［表面から板厚の１／４深さ位置での平均Ｐ濃度（質量％）］ ・・・ (１)
    β＝［板厚中心部での最大Ｓ濃度（質量％）］／［表面から板厚の１／４深さ位置での平均Ｓ濃度（質量％）］ ・・・ (２)
11. 表面にめっき層を備えることを特徴とする請求項１０に記載の熱間プレス鋼板部材。
12. 請求項１〜６のいずれかに記載の熱間プレス用鋼板を、Ａｃ_３点超、１１００℃以下に加熱したのちに、Ａｒ_３点以上の温度でプレスを開始し、１０℃／秒以上の冷却速度で３５０℃以下の温度域まで冷却する熱間プレスを施すことを特徴とする、熱間プレス鋼板部材の製造方法。

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