JP2017155329A - 焼入れ用鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】焼入れ後の硬度が５１５ＨＶ以上の高強度であっても、曲げ稜線を圧延方向に対して平行とするＴ方向曲げの曲げ加工性に優れた焼入れ部材となり得る焼入れ用鋼板を提供する。【解決手段】本発明の焼入れ用鋼板は、規定の成分組成を満たし、かつ、Ｍｎ濃度が下記式（１）を満たすことを特徴とする。Ｓ１＋Ｓ２＜−１０×［Ｍｎ］＋４４ （１）［Ｍｎ］：誘導結合プラズマ発光分光法で分析した鋼板のＭｎ濃度（質量％）Ｓ１：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の２倍以上である領域の面積％Ｓ２：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の０．５倍以下である領域の面積％【選択図】なし
Description
本発明は、焼入れ後の硬度が５１５ＨＶ以上の領域で、曲げ稜線を圧延方向に対して平行とするＴ方向曲げの曲げ加工性に優れた焼入れ部材を提供するための素材として有用な焼入れ用鋼板及びその製造方法に関する。
自動車や輸送機等の低燃費化を実現するために、自動車や輸送機の自重を軽量化することが望まれている。軽量化のためには、例えば、高強度鋼板を使用して、板厚を薄くすることが有効である。しかしながら、引張強度が９８０ＭＰａを超える高強度鋼板に対して、冷間加工を施す場合、プレス成形荷重が増大したり、寸法精度が著しく悪化したりするなどの問題がある。
上記問題を解決する方法として、オーステナイト単相となる温度に加熱して強度を低下させて、成形を容易にした状態で、金型にてプレス成形する熱間プレス成形技術が採用されている。しかしながら、熱間プレス成形品の引張強度が上昇すると、衝突時に破断が発生しやすくなる。破断の発生を抑制するためには、熱間プレス成形品の曲げ性が優れている必要がある。そこで、特許文献１及び２には、曲げ稜線を圧延方向に対して直角方向とするＬ方向曲げの曲げ加工性に優れた熱間プレス用鋼板が開示されている。
一般に強度と曲げ性は相反する傾向にあり、高強度になればなるほど曲げ性は低下する。特に、高強度になればなるほど、曲げ稜線を圧延方向に対して平行とするＴ方向曲げの曲げ加工性は低下する。
上記特許文献１及び２の鋼板は、Ｌ方向曲げの曲げ加工性は優れているものの、曲げ稜線を圧延方向に対して平行とするＴ方向曲げの曲げ加工性（以下、Ｔ方向曲げ性という）は不十分であった。
なお、上記では熱間プレス成形技術を例に挙げて説明したが、高強度と曲げ性（特に高高度とＴ方向曲げ性）の両立が困難であるという上記問題点は、熱間プレス成形品に限らず焼入れ部材全般に見られるものである。
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、焼入れ後の硬度が５１５ＨＶ以上の高強度領域であってもＴ方向曲げ性に優れた焼入れ部材を製造可能な技術を提供することにある。
上記課題を解決し得た焼入れ用鋼板は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．２％超０．４％以下、Ｓｉ：０．８％以上１．４％以下、Ｍｎ：１％以上３％以下、Ｐ：０％超０．０２％以下、Ｓ：０％超０．００２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％以上０．０６％以下、Ｎ：０％超０．０１％以下、Ｏ：０％超０．０１％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００５％以下、及びＴｉ：０．００５％以上０．１％以下を満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、Ｍｎ濃度が下記式（１）を満たすところに特徴を有する。
Ｓ１＋Ｓ２＜−１０×［Ｍｎ］＋４４ （１）
［Ｍｎ］：誘導結合プラズマ発光分光法で分析した鋼板のＭｎ濃度（質量％）
Ｓ１：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の２倍以上である領域の面積％
Ｓ２：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の０．５倍以下である領域の面積％
Ｓ１＋Ｓ２＜−１０×［Ｍｎ］＋４４ （１）
［Ｍｎ］：誘導結合プラズマ発光分光法で分析した鋼板のＭｎ濃度（質量％）
Ｓ１：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の２倍以上である領域の面積％
Ｓ２：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の０．５倍以下である領域の面積％
前記焼入れ用鋼板は、鋼板の板厚１／４位置におけるフェライトの面積率が０％以上５０％以下であることが好ましい。
前記焼入れ用鋼板は、成分組成が、質量％で、Ｂ：０．００１％以上０．００５％以下を満たすことが好ましい。
前記焼入れ用鋼板は、更に他の元素として、質量％で、Ｃｒ：０％超３％以下、及びＭｏ：０％超３％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有することが好ましい。また、前記焼入れ用鋼板は、更に他の元素として、質量％で、Ｎｂ：０％超０．１％以下、及びＶ：０％超０．１％以下よりなる群から選択される一種以上の元素を含有することが好ましい。
また、本発明は、前記焼入れ用鋼板を使用して製造された焼入れ部材であって、硬度が５１５ＨＶ以上であることを特徴とするＴ方向曲げ性に優れた焼入れ部材も包含される。
本発明の焼入れ用鋼板の製造方法は、オーステナイト域で仕上げ圧延を行った後、下記式（２）を満たす工程を有することを特徴とする。
６．０＜２×１０4×（ｌｎ［Ｒ］＋１０）／（（ｌｎ［ｔ］＋７０）×［Ｔ］） （２）
［Ｒ］：「仕上げ圧延温度」から「巻取温度」までの平均冷却速度（℃／ｓ）
［ｔ］：「巻取温度」から「巻取温度−５０℃」までの温度で保持した時間（ｈ）
［Ｔ］：「巻取温度」（℃）
６．０＜２×１０4×（ｌｎ［Ｒ］＋１０）／（（ｌｎ［ｔ］＋７０）×［Ｔ］） （２）
［Ｒ］：「仕上げ圧延温度」から「巻取温度」までの平均冷却速度（℃／ｓ）
［ｔ］：「巻取温度」から「巻取温度−５０℃」までの温度で保持した時間（ｈ）
［Ｔ］：「巻取温度」（℃）
本発明の焼入れ用鋼板を用いることによって、焼入れ後の硬度が５１５ＨＶ以上の高強度領域であっても、Ｔ方向曲げ性に優れた焼入れ部材を提供することができる。
本発明者らは、焼入れ後の引張強度が約１６００ＭＰａ以上、すなわち、焼入れ後の硬度が５１５ＨＶ以上の高強度であっても、Ｔ方向曲げ性に優れた焼入れ部材となり得る焼入れ用鋼板を提供するために、鋭意検討を重ねてきた。
その結果、成分組成を適切に制御することを前提とした上で、Ｍｎの濃度分布を適切に制御した焼入れ用鋼板を用いれば、焼入れ後の硬度が５１５ＨＶ以上の高強度領域であっても、Ｔ方向曲げ性が改善された焼入れ部材が得られることを見出し、本発明に至った。
本明細書において「焼入れ」とは、熱間プレスのように９００℃程度に加熱して軟質化した状態でプレス加工を行い、同時に金型との接触に伴う冷却効果により焼入れする態様のみならず、熱間プレス以外の温間プレス、冷間プレスなどのプレス加工の後に焼入れを行う態様も含む趣旨である。
まず、本発明に係る焼入れ用鋼板の成分組成について説明する。
［Ｃ：０．２％超０．４％以下］
焼入れ部材の硬度はＣ含有量でおおよそ決定するため、Ｃは必要な元素である。焼入れ部材の硬度を高めるためには、Ｃ含有量は０．２％超、好ましくは０．２２％以上、より好ましくは０．２４％以上とする。しかし、Ｃ含有量が過剰になると、熱間圧延後の強度が上昇し、冷間圧延時に割れが生じたり、鋼板の溶接性が低下するため、Ｃ含有量は０．４％以下、好ましくは０．３８％以下、より好ましくは０．３６％以下とする。
焼入れ部材の硬度はＣ含有量でおおよそ決定するため、Ｃは必要な元素である。焼入れ部材の硬度を高めるためには、Ｃ含有量は０．２％超、好ましくは０．２２％以上、より好ましくは０．２４％以上とする。しかし、Ｃ含有量が過剰になると、熱間圧延後の強度が上昇し、冷間圧延時に割れが生じたり、鋼板の溶接性が低下するため、Ｃ含有量は０．４％以下、好ましくは０．３８％以下、より好ましくは０．３６％以下とする。
［Ｓｉ：０．８％以上１．４％以下］
Ｓｉは本発明において重要な元素の一つである。Ｓｉは焼入れ後におけるスケールの密着性を向上させ、スケール剥がれを防止することができる。また、Ｓｉを含むことによって焼入れ性が高まるため、焼入れ部材の硬度を向上させることができる。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｓｉ含有量は０．８％以上、好ましくは０．９％以上、より好ましくは１％以上とする。しかし、Ｓｉ含有量が過剰になると、残留オーステナイトが生成されやすいため、残留オーステナイトへのＭｎの拡散を助長し、その結果、鋼板中のＭｎ濃度が不均一となりやすくなる。よってＳｉ含有量は、１．４％以下、好ましくは１．３５％以下、より好ましくは１．３％以下とする。
Ｓｉは本発明において重要な元素の一つである。Ｓｉは焼入れ後におけるスケールの密着性を向上させ、スケール剥がれを防止することができる。また、Ｓｉを含むことによって焼入れ性が高まるため、焼入れ部材の硬度を向上させることができる。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｓｉ含有量は０．８％以上、好ましくは０．９％以上、より好ましくは１％以上とする。しかし、Ｓｉ含有量が過剰になると、残留オーステナイトが生成されやすいため、残留オーステナイトへのＭｎの拡散を助長し、その結果、鋼板中のＭｎ濃度が不均一となりやすくなる。よってＳｉ含有量は、１．４％以下、好ましくは１．３５％以下、より好ましくは１．３％以下とする。
［Ｍｎ：１％以上３％以下］
Ｍｎは、焼入れ部材の高硬度化に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるには、Ｍｎ含有量は１％以上、好ましくは１．１％以上、より好ましくは１．２％以上とする。しかし、Ｍｎ含有量が過剰になると、熱間圧延後の強度が上昇し、冷間圧延時に割れが生じたり、鋼板の溶接性が劣化する原因となる。また過剰なＭｎの添加は、Ｍｎが偏析して加工性が劣化する原因となる。よってＭｎ含有量は、３％以下、好ましくは２．８％以下、より好ましくは２．６％以下とする。
Ｍｎは、焼入れ部材の高硬度化に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるには、Ｍｎ含有量は１％以上、好ましくは１．１％以上、より好ましくは１．２％以上とする。しかし、Ｍｎ含有量が過剰になると、熱間圧延後の強度が上昇し、冷間圧延時に割れが生じたり、鋼板の溶接性が劣化する原因となる。また過剰なＭｎの添加は、Ｍｎが偏析して加工性が劣化する原因となる。よってＭｎ含有量は、３％以下、好ましくは２．８％以下、より好ましくは２．６％以下とする。
［Ｐ：０％超０．０２％以下］
Ｐは不可避的に含有する元素であり、鋼板の溶接性を劣化させる元素である。したがってＰ含有量は、０．０２％以下、好ましくは０．０１８％以下、より好ましくは０．０１７％以下とする。なお、Ｐ含有量はできるだけ少ない方がよいため、０％超であればよいが、工業的には０．０００５％以上である。
Ｐは不可避的に含有する元素であり、鋼板の溶接性を劣化させる元素である。したがってＰ含有量は、０．０２％以下、好ましくは０．０１８％以下、より好ましくは０．０１７％以下とする。なお、Ｐ含有量はできるだけ少ない方がよいため、０％超であればよいが、工業的には０．０００５％以上である。
［Ｓ：０％超０．００２％以下］
Ｓは、Ｐと同様、不可避的に含有する元素であり、鋼板の溶接性を劣化させる元素である。また、Ｓが含まれることによって、鋼板中にＭｎＳが生成され、その結果、Ｍｎの濃度分布の均質性が低下し、Ｍｎが偏析する原因となる。したがってＳ含有量は、０．００２％以下、好ましくは０．００１８％以下、より好ましくは０．００１５％以下とする。Ｓ含有量はできるだけ少ない方がよいため、０％超であればよいが、工業的には０．０００１％以上である。
Ｓは、Ｐと同様、不可避的に含有する元素であり、鋼板の溶接性を劣化させる元素である。また、Ｓが含まれることによって、鋼板中にＭｎＳが生成され、その結果、Ｍｎの濃度分布の均質性が低下し、Ｍｎが偏析する原因となる。したがってＳ含有量は、０．００２％以下、好ましくは０．００１８％以下、より好ましくは０．００１５％以下とする。Ｓ含有量はできるだけ少ない方がよいため、０％超であればよいが、工業的には０．０００１％以上である。
［ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％以上０．０６％以下］
ｓｏｌ．Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。このような作用を有効に発揮させるには、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０２％以上、より好ましくは０．０２５％以上とする。しかしｓｏｌ．Ａｌ含有量が過剰になると、焼入れ部材の硬度が低下するため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０６％以下、好ましくは０．０５５％以下、より好ましくは０．０５％以下とする。
ｓｏｌ．Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。このような作用を有効に発揮させるには、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０２％以上、より好ましくは０．０２５％以上とする。しかしｓｏｌ．Ａｌ含有量が過剰になると、焼入れ部材の硬度が低下するため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０６％以下、好ましくは０．０５５％以下、より好ましくは０．０５％以下とする。
［Ｎ：０％超０．０１％以下］
Ｎは、不可避的に含有する元素であり、Ｎ含有量が過剰になると、ホウ化物が生成され、Ｂ含有量が減少するため、鋼板の焼入れ性が低下するおそれがある。従って、Ｎ含有量は０．０１％以下、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下とする。なお、Ｎ含有量はできるだけ少ない方がよいため、０％超であればよいが、工業的には０．０００１％以上である。
Ｎは、不可避的に含有する元素であり、Ｎ含有量が過剰になると、ホウ化物が生成され、Ｂ含有量が減少するため、鋼板の焼入れ性が低下するおそれがある。従って、Ｎ含有量は０．０１％以下、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下とする。なお、Ｎ含有量はできるだけ少ない方がよいため、０％超であればよいが、工業的には０．０００１％以上である。
［Ｏ：０％超０．０１％以下］
Ｏは不可避的に含有する元素であり、過剰に含まれると焼入れ部材のＴ方向曲げ性の低下を招く元素である。従ってＯ含有量は、０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下とする。なお、Ｏ含有量はできるだけ少ない方がよいため、０％超であればよいが、工業的には０．０００１％以上である。
Ｏは不可避的に含有する元素であり、過剰に含まれると焼入れ部材のＴ方向曲げ性の低下を招く元素である。従ってＯ含有量は、０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下とする。なお、Ｏ含有量はできるだけ少ない方がよいため、０％超であればよいが、工業的には０．０００１％以上である。
［Ｂ：０．０００５％以上０．００５％以下］
Ｂは鋼板の焼入れ性を向上させる元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｂ含有量は０．０００５％以上、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００１２％以上、さらに好ましくは０．００１５％以上とする。しかし、Ｂが過剰に含有すると、粗大な鉄窒化物が生成して、靭性が劣化するため、Ｂ含有量は、０．００５％以下、好ましくは０．００４％以下、より好ましくは０．００３５％以下とする。
Ｂは鋼板の焼入れ性を向上させる元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｂ含有量は０．０００５％以上、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００１２％以上、さらに好ましくは０．００１５％以上とする。しかし、Ｂが過剰に含有すると、粗大な鉄窒化物が生成して、靭性が劣化するため、Ｂ含有量は、０．００５％以下、好ましくは０．００４％以下、より好ましくは０．００３５％以下とする。
［Ｔｉ：０．００５％以上０．１％以下］
ＴｉはＴｉＮを生成させることでＢ含有量の減少を抑制し、Ｂによる鋼板の焼入れ性を向上させることができる。そのため、Ｔｉ含有量は０．００５％以上、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０１５％以上とする。しかし、過剰に含有すると粒界に炭化物が析出し、鋼板の焼入れ性が劣化する。従って、Ｔｉ含有量は０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下とする。
ＴｉはＴｉＮを生成させることでＢ含有量の減少を抑制し、Ｂによる鋼板の焼入れ性を向上させることができる。そのため、Ｔｉ含有量は０．００５％以上、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０１５％以上とする。しかし、過剰に含有すると粒界に炭化物が析出し、鋼板の焼入れ性が劣化する。従って、Ｔｉ含有量は０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下とする。
［その他の成分］
本発明の鋼板は、上記成分組成を満足し、残部は鉄および不可避的不純物である。該不可避的不純物としては、例えば鋼中に原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれることがある上記Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏや、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｓｎなどのトランプ元素が含まれることがある。
本発明の鋼板は、上記成分組成を満足し、残部は鉄および不可避的不純物である。該不可避的不純物としては、例えば鋼中に原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれることがある上記Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏや、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｓｎなどのトランプ元素が含まれることがある。
また、上記本発明の作用に悪影響を与えない範囲で、更に他の元素として、（Ａ）Ｃｒ：０％超３％以下およびＭｏ：０％超３％以下よりなる群から選択される少なくとも一種、（Ｂ）Ｎｂ：０％超０．１％以下およびＶ：０％超０．１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有してもよい。これら（Ａ）、（Ｂ）の元素は、単独で、或いは（Ａ）に記載の元素と（Ｂ）に記載の元素とを組み合わせて含有させることができる。こうした範囲を定めた理由は次の通りである。
［（Ａ）Ｃｒ：０％超３％以下およびＭｏ：０％超３％以下よりなる群から選択される少なくとも一種］
ＣｒとＭｏは、いずれも焼入れ性を高めて焼入れ部材の強度を向上させるのに有効な元素であり、単独で、或いは併用して使用できる。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｒ、Ｍｏの含有量は、夫々０％超であり、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．３％以上とする。しかし、過剰に含有すると熱間圧延後の強度が増加するため、冷間圧延性が悪化し、高コストとなることから、Ｃｒ、Ｍｏの含有量は、夫々単独で含有させる場合には、好ましくは３％以下、より好ましくは２．５％以下、更に好ましくは２％以下である。
ＣｒとＭｏは、いずれも焼入れ性を高めて焼入れ部材の強度を向上させるのに有効な元素であり、単独で、或いは併用して使用できる。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｒ、Ｍｏの含有量は、夫々０％超であり、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．３％以上とする。しかし、過剰に含有すると熱間圧延後の強度が増加するため、冷間圧延性が悪化し、高コストとなることから、Ｃｒ、Ｍｏの含有量は、夫々単独で含有させる場合には、好ましくは３％以下、より好ましくは２．５％以下、更に好ましくは２％以下である。
［（Ｂ）Ｎｂ：０％超０．１％以下およびＶ：０％超０．１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種］
ＮｂおよびＶは、いずれも鋼板中に炭化物を形成し、焼入れ部材の強度を向上させるのに有効な元素であり、単独で、或いは併用して使用できる。こうした作用を有効に発揮させるには、ＮｂおよびＶの含有量は、夫々０％超であり、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００８％以上である。しかし、過剰に含有すると粒界に炭化物が析出し、鋼板の焼入れ性が劣化する。従って、ＮｂおよびＶの含有量は、夫々好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０６％以下である。
ＮｂおよびＶは、いずれも鋼板中に炭化物を形成し、焼入れ部材の強度を向上させるのに有効な元素であり、単独で、或いは併用して使用できる。こうした作用を有効に発揮させるには、ＮｂおよびＶの含有量は、夫々０％超であり、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００８％以上である。しかし、過剰に含有すると粒界に炭化物が析出し、鋼板の焼入れ性が劣化する。従って、ＮｂおよびＶの含有量は、夫々好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０６％以下である。
［Ｍｎの濃度分布］
本発明者らは、上記成分組成を満たす焼入れ用鋼板において、Ｍｎの濃度分布を以下の式（１）の範囲内となるように適切に制御する、すなわち、Ｍｎの偏析を抑えることによって、焼入れ後の硬度が５１５ＨＶ以上の高強度領域であってもＴ方向曲げ性に優れた焼入れ部材が得られることを導き出した。つまり、鋼板の板厚１／４位置（厚さｔの焼入れ用鋼板の１／４×ｔ部の位置、以下同様）が、以下の式（１）を満たす焼入れ用鋼板とすることによって、焼入れ部材の硬度が高いにもかかわらず、良好なＴ方向曲げ性を示すことを明らかにした。なお、Ｔ方向曲げ性の評価方法については後述する。
Ｓ１＋Ｓ２＜−１０×［Ｍｎ］＋４４ （１）
［Ｍｎ］：誘導結合プラズマ発光分光法で分析した鋼板のＭｎ濃度（質量％）
Ｓ１：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の２倍以上である領域の面積％
Ｓ２：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の０．５倍以下である領域の面積％
本発明者らは、上記成分組成を満たす焼入れ用鋼板において、Ｍｎの濃度分布を以下の式（１）の範囲内となるように適切に制御する、すなわち、Ｍｎの偏析を抑えることによって、焼入れ後の硬度が５１５ＨＶ以上の高強度領域であってもＴ方向曲げ性に優れた焼入れ部材が得られることを導き出した。つまり、鋼板の板厚１／４位置（厚さｔの焼入れ用鋼板の１／４×ｔ部の位置、以下同様）が、以下の式（１）を満たす焼入れ用鋼板とすることによって、焼入れ部材の硬度が高いにもかかわらず、良好なＴ方向曲げ性を示すことを明らかにした。なお、Ｔ方向曲げ性の評価方法については後述する。
Ｓ１＋Ｓ２＜−１０×［Ｍｎ］＋４４ （１）
［Ｍｎ］：誘導結合プラズマ発光分光法で分析した鋼板のＭｎ濃度（質量％）
Ｓ１：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の２倍以上である領域の面積％
Ｓ２：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の０．５倍以下である領域の面積％
本明細書において、「Ｍｎの偏析」とは、母材（焼入れ用鋼板）のＭｎ濃度の２倍以上である領域の面積％と母材のＭｎ濃度の０．５倍以下である領域の面積％との合計（Ｓ１＋Ｓ２（％））が大きいことを意味する。Ｓ１＋Ｓ２（％）の求め方については後述する。
母材のＭｎ濃度［Ｍｎ］は、焼入れ用鋼板を誘導結合プラズマ発光分光法で化学分析することによって算出される。すなわち、［Ｍｎ］は、鋼板全体におけるＭｎ濃度の平均値である。
また、本発明者らは、上記式（１）に示すとおり、母材のＭｎ濃度が低い場合に比べて、母材のＭｎ濃度が高い場合は、Ｍｎの偏析をさらに抑制しなければならないことも導き出した。例えば、［Ｍｎ］が１．３質量％のときは、Ｓ１＋Ｓ２は３１面積％未満であればよいが、［Ｍｎ］が２．３質量％のときは、Ｓ１＋Ｓ２は２１面積％未満でなければならない。
Ｓ１＋Ｓ２の値は、−１０×［Ｍｎ］＋４４の値より小さければよいが、Ｍｎ含有量の下限が１％であることから、３４面積％未満であることが好ましく、３１面積％以下であることがより好ましく、２５面積％以下であることがさらに好ましく、２１面積％以下であることが特に好ましい。下限についても、特に限定されず、０面積％でもよいが、工業的には５面積％以上であり、現実的には１０面積％以上である。
〔焼入れ用鋼板の組織〕
次に、本発明の焼入れ用鋼板の組織を説明する。Ｍｎはフェライト中に固溶しにくいため、フェライトが多く生成するとＭｎが偏析しやすくなる。そのため、全組織に対するフェライトの面積率は５０％以下であることが好ましい。全組織に対するフェライトの面積率は５０％未満であることがより好ましく、４５％以下であることがさらに好ましく、３０％以下であることがさらにより好ましい。また、フェライトは少ない方が好ましく、０％であってもよい。フェライトの面積率は、鋼板の板厚１／４位置を光学顕微鏡又は走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）で観察して測定する。なお、フェライト粒内に炭化物の析出が認められる場合があるが、その場合、炭化物は無いものとして、炭化物を含めてフェライト面積率を測定すればよい。すなわち、炭化物の析出によってフェライト面積率が変化することはない。
次に、本発明の焼入れ用鋼板の組織を説明する。Ｍｎはフェライト中に固溶しにくいため、フェライトが多く生成するとＭｎが偏析しやすくなる。そのため、全組織に対するフェライトの面積率は５０％以下であることが好ましい。全組織に対するフェライトの面積率は５０％未満であることがより好ましく、４５％以下であることがさらに好ましく、３０％以下であることがさらにより好ましい。また、フェライトは少ない方が好ましく、０％であってもよい。フェライトの面積率は、鋼板の板厚１／４位置を光学顕微鏡又は走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）で観察して測定する。なお、フェライト粒内に炭化物の析出が認められる場合があるが、その場合、炭化物は無いものとして、炭化物を含めてフェライト面積率を測定すればよい。すなわち、炭化物の析出によってフェライト面積率が変化することはない。
本発明の焼入れ用鋼板において、主要組織は、フェライト以外の組織であることが好ましく、例えば、パーライト、ベイナイト、及びマルテンサイト(オートテンパーマルテン
サイトを含む)を主要組織とするものであることが好ましい。なお、後述するように、本
発明の焼入れ用鋼板は、焼戻しを行わずに製造されるため、焼戻しマルテンサイトは０％であることが好ましい。
サイトを含む)を主要組織とするものであることが好ましい。なお、後述するように、本
発明の焼入れ用鋼板は、焼戻しを行わずに製造されるため、焼戻しマルテンサイトは０％であることが好ましい。
〔焼入れ用鋼板の製造方法〕
次に、本発明の焼入れ用鋼板の製造方法を説明する。まず、上述した成分組成を有する鋼を用いて、熱間圧延を行う。熱間圧延では、オーステナイト域で仕上げ圧延を行った後、仕上げ圧延温度から巻取温度までの平均冷却速度［Ｒ］（℃／ｓ）で冷却し、巻取温度［Ｔ］（℃）で巻取る。巻取った後、巻取温度から「巻取温度−５０℃」までの温度で［ｔ］時間保持する。ここで、上記［Ｒ］、［ｔ］、［Ｔ］は、下記式（２）を満たすことが必要である。
６．０＜２×１０4×（ｌｎ［Ｒ］＋１０）／（（ｌｎ［ｔ］＋７０）×［Ｔ］） （２）
次に、本発明の焼入れ用鋼板の製造方法を説明する。まず、上述した成分組成を有する鋼を用いて、熱間圧延を行う。熱間圧延では、オーステナイト域で仕上げ圧延を行った後、仕上げ圧延温度から巻取温度までの平均冷却速度［Ｒ］（℃／ｓ）で冷却し、巻取温度［Ｔ］（℃）で巻取る。巻取った後、巻取温度から「巻取温度−５０℃」までの温度で［ｔ］時間保持する。ここで、上記［Ｒ］、［ｔ］、［Ｔ］は、下記式（２）を満たすことが必要である。
６．０＜２×１０4×（ｌｎ［Ｒ］＋１０）／（（ｌｎ［ｔ］＋７０）×［Ｔ］） （２）
巻取温度［Ｔ］が高くなるほど、Ｍｎが偏析しやすくなる。また、巻取温度から巻取温度−５０℃までの温度での保持時間［ｔ］が長くなるほど、Ｍｎが偏析しやすくなる。そして、仕上げ圧延温度から巻取温度までの平均冷却速度［Ｒ］が遅いほど、Ｍｎが偏析しやすくなる。上述の［Ｒ］、［ｔ］、［Ｔ］の各パラメータとＭｎの偏析との関係及び「土山聡宏、焼戻しパラメータの物理的意味の解釈と連続加熱・冷却熱処理過程への応用、熱処理、４２巻、３号、Ｐ１６３」の論文に記載の方法によって求められる連続加熱時の焼戻しパラメータを参考にして、上記式（２）を導き出した。以下、上記式（２）の各パラメータについて詳述する。
＜仕上げ圧延温度から巻取温度までの平均冷却速度［Ｒ］（℃／ｓ）＞
冷却速度が遅いと冷却中にフェライトが生成し、フェライトに固溶しにくいＭｎは未変態オーステナイト中へ拡散するため、Ｍｎが偏析しやすくなる。そのため、平均冷却速度［Ｒ］は好ましくは１０℃／ｓ以上である。平均冷却速度［Ｒ］の上限は、特に限定されないが、工業的には２００℃／ｓ以下であることが好ましく、１００℃／ｓ以下であることがより好ましく、５０℃／ｓ以下であることがさらに好ましい。
冷却速度が遅いと冷却中にフェライトが生成し、フェライトに固溶しにくいＭｎは未変態オーステナイト中へ拡散するため、Ｍｎが偏析しやすくなる。そのため、平均冷却速度［Ｒ］は好ましくは１０℃／ｓ以上である。平均冷却速度［Ｒ］の上限は、特に限定されないが、工業的には２００℃／ｓ以下であることが好ましく、１００℃／ｓ以下であることがより好ましく、５０℃／ｓ以下であることがさらに好ましい。
仕上げ圧延温度はオーステナイト域であれば特に限定されないが、熱間変形抵抗の増加を抑える観点から、Ａｒ3変態点以上であることが好ましい。また、常法に従い、スケール発生を抑える観点から、９５０℃以下であることが好ましい。
＜巻取温度［Ｔ］（℃）＞
巻取温度が高いと未変態オーステナイトが生成されやすいため、未変態オーステナイトへのＭｎの拡散を助長し、その結果、鋼板中のＭｎ濃度が不均一となるおそれがある。一方、巻取温度が低いと鋼板の強度が高くなってしまい、冷間圧延性が損なわれてしまう。そのため、巻取温度［Ｔ］は、好ましくは３２０℃以上６５０℃以下であり、より好ましくは３５０℃以上６００℃以下である。
巻取温度が高いと未変態オーステナイトが生成されやすいため、未変態オーステナイトへのＭｎの拡散を助長し、その結果、鋼板中のＭｎ濃度が不均一となるおそれがある。一方、巻取温度が低いと鋼板の強度が高くなってしまい、冷間圧延性が損なわれてしまう。そのため、巻取温度［Ｔ］は、好ましくは３２０℃以上６５０℃以下であり、より好ましくは３５０℃以上６００℃以下である。
＜巻取温度から「巻取温度−５０℃」までの温度での保持時間［ｔ］（時間）＞
巻取温度にもよるが、上記温度域での保持時間［ｔ］は好ましくは１５時間以下であり、より好ましくは１０時間以下である。巻取温度から巻取温度−５０℃までの温度での保持時間が長すぎるとＭｎが偏析しやすくなる。また、上記保持時間［ｔ］の下限は特に限定されないが、工業的には０．２５時間以上であることが好ましい。
巻取温度にもよるが、上記温度域での保持時間［ｔ］は好ましくは１５時間以下であり、より好ましくは１０時間以下である。巻取温度から巻取温度−５０℃までの温度での保持時間が長すぎるとＭｎが偏析しやすくなる。また、上記保持時間［ｔ］の下限は特に限定されないが、工業的には０．２５時間以上であることが好ましい。
上記「保持」とは、必ずしも同一温度で保持し続けなくてもよく、上記温度域の範囲内であれば、変動してもよい。例えば、上記温度域の範囲内で恒温保持してもよいし、この範囲内で変化、即ち、温度低下や加熱による温度上昇、変態に伴う復熱による温度上昇等を含んでもよい。
本発明では上記温度域で所定の時間保持した後、室温まで冷却するが、その際の冷却速度は特に限定されず、例えば空冷などでよい。
［酸洗、冷延］
上記熱間圧延後は、必要に応じて酸洗し、冷延率３０〜８０％程度の冷間圧延を行ってもよい。
上記熱間圧延後は、必要に応じて酸洗し、冷延率３０〜８０％程度の冷間圧延を行ってもよい。
[めっき]
上記熱間圧延後は、製造工程における鋼板温度の上昇が３００℃以下であれば、めっきを行ってもよい。
上記熱間圧延後は、製造工程における鋼板温度の上昇が３００℃以下であれば、めっきを行ってもよい。
［焼入れ部材］
Ｍｎの偏析が抑えられた本発明の焼入れ用鋼板を使用して製造することによって、硬度が５１５ＨＶ以上の高強度であり、かつ、Ｔ方向曲げ性に優れた焼入れ部材を得ることができる。具体的には、Ｍｎの偏析が抑えられた本発明の焼入れ用鋼板を焼入れすることによって、焼入れ後の硬度が５１５ＨＶ以上の高強度であり、かつ、Ｔ方向曲げ性に優れた焼入れ部材を得ることができる。焼入れ部材の硬度は、５２５ＨＶ以上であることが好ましく、５３５ＨＶ以上であることがより好ましい。焼入れ部材の硬度の上限は、特に限定されないが、例えば６８０ＨＶ以下であり、６５０ＨＶ以下であることが好ましく、６００ＨＶ以下であることがより好ましく、５７０ＨＶ以下であることが更に好ましい。
Ｍｎの偏析が抑えられた本発明の焼入れ用鋼板を使用して製造することによって、硬度が５１５ＨＶ以上の高強度であり、かつ、Ｔ方向曲げ性に優れた焼入れ部材を得ることができる。具体的には、Ｍｎの偏析が抑えられた本発明の焼入れ用鋼板を焼入れすることによって、焼入れ後の硬度が５１５ＨＶ以上の高強度であり、かつ、Ｔ方向曲げ性に優れた焼入れ部材を得ることができる。焼入れ部材の硬度は、５２５ＨＶ以上であることが好ましく、５３５ＨＶ以上であることがより好ましい。焼入れ部材の硬度の上限は、特に限定されないが、例えば６８０ＨＶ以下であり、６５０ＨＶ以下であることが好ましく、６００ＨＶ以下であることがより好ましく、５７０ＨＶ以下であることが更に好ましい。
次に、焼入れ部材の製造方法について説明する。
例えば本発明の焼入れ用鋼板を熱間プレス成形に適用する場合における焼入れ部材の製造方法は、特に限定されず、ダイクエンチ法などの公知の方法を用いることができる。詳しくは、焼入れ用鋼板をオーステナイト単相となる温度に加熱して強度を低下させて、成形を容易にした状態で、金型にてプレス成形を行う方法などが挙げられる。より具体的には、本発明の焼入れ用鋼板を、下記式（３）で規定されるＡｃ3点以上の温度に加熱した後、金型により前記鋼板のプレス成形を開始し、プレス成形の開始後、下記式（４）で規定されるＭｓ点の範囲までを、前記金型内で２０〜３００℃／ｓの平均冷却速度を確保しつつ冷却する方法が挙げられる。
Ａｃ3（℃）＝９１０−２０３×［Ｃ］1/2＋４４．７×［Ｓｉ］−３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］−１１×［Ｃｒ］＋３１．５×［Ｍｏ］−２０×［Ｃｕ］−１５．２×［Ｎｉ］ （３）
Ｍｓ（℃）＝５５０−３６１×［Ｃ］−３９×［Ｍｎ］−１０×［Ｃｕ］−１７×［Ｎｉ］−２０×［Ｃｒ］−５×［Ｍｏ］＋３０×［Ａｌ］ （４）
なお、熱間プレス成形に適用する場合の焼入れ部材の製造方法は、５１５ＨＶ以上の硬度を満たす限り、上記手法に特に限定されず、例えば、オーステナイト単相となる温度に加熱し、熱間プレス成形を行った後、空冷等の冷却を行ってもよい。
Ａｃ3（℃）＝９１０−２０３×［Ｃ］1/2＋４４．７×［Ｓｉ］−３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］−１１×［Ｃｒ］＋３１．５×［Ｍｏ］−２０×［Ｃｕ］−１５．２×［Ｎｉ］ （３）
Ｍｓ（℃）＝５５０−３６１×［Ｃ］−３９×［Ｍｎ］−１０×［Ｃｕ］−１７×［Ｎｉ］−２０×［Ｃｒ］−５×［Ｍｏ］＋３０×［Ａｌ］ （４）
なお、熱間プレス成形に適用する場合の焼入れ部材の製造方法は、５１５ＨＶ以上の硬度を満たす限り、上記手法に特に限定されず、例えば、オーステナイト単相となる温度に加熱し、熱間プレス成形を行った後、空冷等の冷却を行ってもよい。
あるいは、本発明の焼入れ用鋼板を、熱間プレス以外のプレス成形に適用した後、焼入れを行なって焼入れ部材とすることもできる。例えば本発明の焼入れ用鋼板を温間プレス成形に適用する場合、おおむね２００〜７００℃の温度に加熱して温間プレスを行なった後、硬度が必要な部分のみ高周波等で焼入れを行い、焼入れ部材を製造することができる。また、本発明の焼入れ用鋼板を冷間プレス成形に適用する場合、冷間プレスを行なった後、硬度が必要な部分のみ高周波等で焼入れを行い、焼入れ部材を製造することができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記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勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
［実験Ｎｏ．１］
下記表１に示す成分組成の鋼（残部は鉄および不可避的不純物、表１において空欄は元素を添加していないことを意味する）を溶製し、下記に記載の熱間圧延を行い、熱延鋼板を得た。その後、表面を研削し、厚さ１．４ｍｍの焼入れ用鋼板を得た。
下記表１に示す成分組成の鋼（残部は鉄および不可避的不純物、表１において空欄は元素を添加していないことを意味する）を溶製し、下記に記載の熱間圧延を行い、熱延鋼板を得た。その後、表面を研削し、厚さ１．４ｍｍの焼入れ用鋼板を得た。
［熱間圧延］
スラブを１２５０℃まで加熱し、圧下率９０％にて、表２に示す「仕上げ圧延温度（℃）」となるように板厚２．３ｍｍまで熱間圧延した。その後、この温度から表２に示す「平均冷却速度（℃／ｓ）」で表２に示す「巻取温度（℃）」まで冷却して巻取った後、表２に示す「保持時間（ｈ）」の間、「巻取温度−５０（℃）」以上「巻取温度（℃）」以下の温度で保持した。続いて、室温まで空冷して熱延鋼板を製造した。
スラブを１２５０℃まで加熱し、圧下率９０％にて、表２に示す「仕上げ圧延温度（℃）」となるように板厚２．３ｍｍまで熱間圧延した。その後、この温度から表２に示す「平均冷却速度（℃／ｓ）」で表２に示す「巻取温度（℃）」まで冷却して巻取った後、表２に示す「保持時間（ｈ）」の間、「巻取温度−５０（℃）」以上「巻取温度（℃）」以下の温度で保持した。続いて、室温まで空冷して熱延鋼板を製造した。
［実験Ｎｏ．６、１１、１７、２２］
成分組成、仕上げ圧延温度、平均冷却速度、巻取温度、及び保持時間を表１及び表２に記載の条件に変更した以外は、実験Ｎｏ．１と同様の製造方法で焼入れ用鋼板を得た。
成分組成、仕上げ圧延温度、平均冷却速度、巻取温度、及び保持時間を表１及び表２に記載の条件に変更した以外は、実験Ｎｏ．１と同様の製造方法で焼入れ用鋼板を得た。
［実験Ｎｏ．２〜５、７〜１０、１２〜１６、１８〜２１、２３〜２６］
成分組成、仕上げ圧延温度、平均冷却速度、巻取温度、及び保持時間を表１及び表２に記載の条件に変更して熱延鋼板を製造した以外は、実験Ｎｏ．１と同様の製造方法で熱延鋼板を製造した。その後、得られた上記熱延鋼板を酸洗して表面のスケールを除去した後、冷間圧延を行い、板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を製造して、焼入れ用鋼板を得た。
成分組成、仕上げ圧延温度、平均冷却速度、巻取温度、及び保持時間を表１及び表２に記載の条件に変更して熱延鋼板を製造した以外は、実験Ｎｏ．１と同様の製造方法で熱延鋼板を製造した。その後、得られた上記熱延鋼板を酸洗して表面のスケールを除去した後、冷間圧延を行い、板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を製造して、焼入れ用鋼板を得た。
実験Ｎｏ．１〜２６の焼入れ用鋼板について、下記に詳述する通り、金属組織及びＭｎ濃度の測定を行った。さらに、実験Ｎｏ．１〜２６の焼入れ用鋼板を後述の焼入れ試験によって得られた焼入れ部材について、下記に詳述する通り、各種機械的特性の評価を行い、表２に示した。
［フェライトの面積率］
焼入れ用鋼板のＬ方向（圧延方向と平行）断面を研磨した後に、ナイタールで腐食させた。その後、光学顕微鏡を用いて板厚の１／４位置を倍率１０００倍で３視野（１００μｍ×１００μｍサイズ／視野）観察し、格子間隔５μｍ、格子点数２０×２０の点算法にてフェライトの面積率を測定し、３視野の平均値を算出した。
焼入れ用鋼板のＬ方向（圧延方向と平行）断面を研磨した後に、ナイタールで腐食させた。その後、光学顕微鏡を用いて板厚の１／４位置を倍率１０００倍で３視野（１００μｍ×１００μｍサイズ／視野）観察し、格子間隔５μｍ、格子点数２０×２０の点算法にてフェライトの面積率を測定し、３視野の平均値を算出した。
［Ｍｎの濃度分布］
以下の式（１）を用いて、Ｍｎの濃度分布を下記基準で評価して、Ａ評価を合格、Ｂ評価を不合格とした。なお、［Ｍｎ］の測定方法、Ｓ１＋Ｓ２の算出方法は以下のとおりである。
Ｓ１＋Ｓ２＜−１０×［Ｍｎ］＋４４ （１）
［Ｍｎ］：誘導結合プラズマ発光分光法で分析した鋼板のＭｎ濃度（質量％）
Ｓ１：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の２倍以上である領域の面積％
Ｓ２：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の０．５倍以下である領域の面積％
以下の式（１）を用いて、Ｍｎの濃度分布を下記基準で評価して、Ａ評価を合格、Ｂ評価を不合格とした。なお、［Ｍｎ］の測定方法、Ｓ１＋Ｓ２の算出方法は以下のとおりである。
Ｓ１＋Ｓ２＜−１０×［Ｍｎ］＋４４ （１）
［Ｍｎ］：誘導結合プラズマ発光分光法で分析した鋼板のＭｎ濃度（質量％）
Ｓ１：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の２倍以上である領域の面積％
Ｓ２：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の０．５倍以下である領域の面積％
（評価基準）
Ａ：式（１）を満たす（Ｓ１＋Ｓ２の値が−１０×［Ｍｎ］＋４４の値より小さい）
Ｂ：式（１）を満たさない（Ｓ１＋Ｓ２の値が−１０×［Ｍｎ］＋４４以上の値である）
Ａ：式（１）を満たす（Ｓ１＋Ｓ２の値が−１０×［Ｍｎ］＋４４の値より小さい）
Ｂ：式（１）を満たさない（Ｓ１＋Ｓ２の値が−１０×［Ｍｎ］＋４４以上の値である）
（［Ｍｎ］の測定方法）
焼入れ用鋼板の幅方向中部から３０ｍｍ×１００ｍｍサイズの試料を切り出し粉末にして塩酸と硝酸の混酸溶液にて溶解させた後、誘導結合プラズマ発光分光分析装置（島津製作所社製 ＩＣＰＶ−１０１７）を用いて結合プラズマ発光分光法で化学分析することによって、［Ｍｎ］を得た。
焼入れ用鋼板の幅方向中部から３０ｍｍ×１００ｍｍサイズの試料を切り出し粉末にして塩酸と硝酸の混酸溶液にて溶解させた後、誘導結合プラズマ発光分光分析装置（島津製作所社製 ＩＣＰＶ−１０１７）を用いて結合プラズマ発光分光法で化学分析することによって、［Ｍｎ］を得た。
（Ｓ１＋Ｓ２の算出方法）
焼入れ用鋼板をＬ方向の横断面で切断し、樹脂に埋め込み、上記横断面を研磨した。その後、鋼板の板厚１／４位置において、約１２０μｍ×９５μｍの範囲を、電子線マイクロプローブ分析計（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ：ＥＰＭＡ、日本電子社製ＪＸＡ−８１００シリーズ）を用いビーム径約５μｍの条件でＭｎ濃度を測定した。なお当該ＥＰＭＡ装置での具体的設定は以下の通りとした。
測定エリア Ｘ：３００ポイント Ｙ：２４０ポイント
送り：０．４μｍ
ビーム径設定：ゼロ
取り込み時間：２０ｍｓｅｃ／ポイント
電子ビーム加速電圧：１５ｋＶ
照射電流：１×１０-6Ａ（１μＡ）
次に、上記条件で測定した各ポイントにおけるＭｎ濃度を［Ｍｎ］で除して、Ｍｎ濃度が［Ｍｎ］の２倍以上であるポイント数及びＭｎ濃度が［Ｍｎ］の０．５倍以下であるポイント数を求めた。さらにＭｎ濃度が［Ｍｎ］の２倍以上であるポイント数とＭｎ濃度が［Ｍｎ］の０．５倍以下であるポイント数の合計値をトータルの測定ポイント数（３００×２４０ポイント）で除することにより、Ｓ１＋Ｓ２（％）を算出した。
焼入れ用鋼板をＬ方向の横断面で切断し、樹脂に埋め込み、上記横断面を研磨した。その後、鋼板の板厚１／４位置において、約１２０μｍ×９５μｍの範囲を、電子線マイクロプローブ分析計（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ：ＥＰＭＡ、日本電子社製ＪＸＡ−８１００シリーズ）を用いビーム径約５μｍの条件でＭｎ濃度を測定した。なお当該ＥＰＭＡ装置での具体的設定は以下の通りとした。
測定エリア Ｘ：３００ポイント Ｙ：２４０ポイント
送り：０．４μｍ
ビーム径設定：ゼロ
取り込み時間：２０ｍｓｅｃ／ポイント
電子ビーム加速電圧：１５ｋＶ
照射電流：１×１０-6Ａ（１μＡ）
次に、上記条件で測定した各ポイントにおけるＭｎ濃度を［Ｍｎ］で除して、Ｍｎ濃度が［Ｍｎ］の２倍以上であるポイント数及びＭｎ濃度が［Ｍｎ］の０．５倍以下であるポイント数を求めた。さらにＭｎ濃度が［Ｍｎ］の２倍以上であるポイント数とＭｎ濃度が［Ｍｎ］の０．５倍以下であるポイント数の合計値をトータルの測定ポイント数（３００×２４０ポイント）で除することにより、Ｓ１＋Ｓ２（％）を算出した。
［焼入れ試験］
焼入れ試験は、金型を模擬したダイクエンチ方法を用い、以下の条件で行った。
焼入れ用鋼板の板温：９００℃
加熱時間：１００秒
放冷時間：約１５秒
ダイクエンチ開始温度：７００℃
ダイクエンチ荷重：２０００ｋｇｆ
成形下死点保持時間：３０秒
焼入れ試験は、金型を模擬したダイクエンチ方法を用い、以下の条件で行った。
焼入れ用鋼板の板温：９００℃
加熱時間：１００秒
放冷時間：約１５秒
ダイクエンチ開始温度：７００℃
ダイクエンチ荷重：２０００ｋｇｆ
成形下死点保持時間：３０秒
[スケール密着性の評価］
上記焼入れ試験後の成形品（焼入れ部材）を金型退避させた状態で自然放冷し常温まで冷却して、焼入れ部材の表面を目視で観察し、スケール剥離の有無を調べた。本発明では、焼入れ部材の表面積に対するスケールの剥離部分の割合を算出し、下記基準で評価した。
上記焼入れ試験後の成形品（焼入れ部材）を金型退避させた状態で自然放冷し常温まで冷却して、焼入れ部材の表面を目視で観察し、スケール剥離の有無を調べた。本発明では、焼入れ部材の表面積に対するスケールの剥離部分の割合を算出し、下記基準で評価した。
（評価基準）
合格（〇）：スケールの剥離部分が焼入れ部材の表面積の１５％未満
不合格（×）：スケールの剥離部分が焼入れ部材の表面積の１５％以上
合格（〇）：スケールの剥離部分が焼入れ部材の表面積の１５％未満
不合格（×）：スケールの剥離部分が焼入れ部材の表面積の１５％以上
［硬度］
焼入れ部材のビッカーズ硬度（ＨＶ）については、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に記載の方法により測定した。
焼入れ部材のビッカーズ硬度（ＨＶ）については、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に記載の方法により測定した。
[硬度を考慮したＴ方向曲げ性の評価]
焼入れ部材のＴ方向曲げ性はドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８−１００）に基づいて以下の測定条件で評価を行った。本実施例では曲げ試験で得られる最大荷重時の変位をＶＤＡ基準で角度に変換し、曲げ角度を求めた。また、一般的に焼入れ部材の硬度が高いほど、曲げ角度は低くなるという相関性を有することから、焼入れ部材の硬度に対する曲げ角度の大きさに基づき、Ｔ方向曲げ性を評価した。具体的には、曲げ角度−（−０．６×硬度＋３７６）（以下、式（５）という）の値によりＴ方向曲げ性を下記基準で評価して、Ａ評価を合格（○）、Ｂ評価を不合格（×）とした。また、各焼入れ部材の硬度と曲げ角度との関係を図１に示した。
焼入れ部材のＴ方向曲げ性はドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８−１００）に基づいて以下の測定条件で評価を行った。本実施例では曲げ試験で得られる最大荷重時の変位をＶＤＡ基準で角度に変換し、曲げ角度を求めた。また、一般的に焼入れ部材の硬度が高いほど、曲げ角度は低くなるという相関性を有することから、焼入れ部材の硬度に対する曲げ角度の大きさに基づき、Ｔ方向曲げ性を評価した。具体的には、曲げ角度−（−０．６×硬度＋３７６）（以下、式（５）という）の値によりＴ方向曲げ性を下記基準で評価して、Ａ評価を合格（○）、Ｂ評価を不合格（×）とした。また、各焼入れ部材の硬度と曲げ角度との関係を図１に示した。
（評価基準）
Ａ：式（５）の値が０より大きい（曲げ角度の値が−０．６×硬度＋３７６の値よりも大きい）
Ｂ：式（５）の値が０以下である（曲げ角度の値が−０．６×硬度＋３７６の値以下である）
Ａ：式（５）の値が０より大きい（曲げ角度の値が−０．６×硬度＋３７６の値よりも大きい）
Ｂ：式（５）の値が０以下である（曲げ角度の値が−０．６×硬度＋３７６の値以下である）
（測定条件）
試験方法：ロール支持、ポンチ押し込み
ロール径：φ３０ｍｍ
ポンチ形状：先端Ｒ＝０．４ｍｍ
ロール間距離：３．５ｍｍ
押し込み速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
試験片寸法：６０ｍｍ×６０ｍｍ
曲げ方向：圧延直角方向
試験機：島津製作所社製ＡＵＴＯＧＲＡＰＨ ２０ｋＮ
試験方法：ロール支持、ポンチ押し込み
ロール径：φ３０ｍｍ
ポンチ形状：先端Ｒ＝０．４ｍｍ
ロール間距離：３．５ｍｍ
押し込み速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
試験片寸法：６０ｍｍ×６０ｍｍ
曲げ方向：圧延直角方向
試験機：島津製作所社製ＡＵＴＯＧＲＡＰＨ ２０ｋＮ
表１及び表２より、以下のように考察することができる。
本発明の成分組成を満たす表１の鋼種Ａ１〜Ａ７、Ｂ１〜Ｂ４を用いて、上記式（２）を満たす製造条件にて製造された表２の各実験は、上記式（１）を満たしており、焼入れ部材は、５１５ＨＶ以上の高強度でありながら、Ｔ方向曲げ性に優れており、さらにスケール密着性に優れていた。
これに対し、上記以外の鋼板は、下記に詳述する通り、本発明で規定する成分組成や製造条件を満たさず、所望の特性が得られなかった。
上記式（２）を満たさない製造条件にて製造した実験Ｎｏ．２、３、５、７、１０、１２、１３、１６は、上記式（１）を満たしておらず、焼入れ部材のＴ方向曲げ性が悪かった。
表１の鋼種Ａ８及びＡ９はＳｉ含有量が本発明で規定した下限値（０．８％）を下回っているため、実験Ｎｏ．１９〜２２は、焼入れ部材の硬度が不足しており、焼入れ部材のＴ方向曲げ性及びスケール密着性も悪かった。
Claims (7)
- 成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．２％超０．４％以下、
Ｓｉ：０．８％以上１．４％以下、
Ｍｎ：１％以上３％以下、
Ｐ：０％超０．０２％以下、
Ｓ：０％超０．００２％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％以上０．０６％以下、
Ｎ：０％超０．０１％以下、
Ｏ：０％超０．０１％以下、
Ｂ：０．０００５％以上０．００５％以下、及び
Ｔｉ：０．００５％以上０．１％以下
を満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、Ｍｎ濃度が下記式（１）を満たすことを特徴とする焼入れ用鋼板。
Ｓ１＋Ｓ２＜−１０×［Ｍｎ］＋４４ （１）
［Ｍｎ］：誘導結合プラズマ発光分光法で分析した鋼板のＭｎ濃度（質量％）
Ｓ１：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の２倍以上である領域の面積％
Ｓ２：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の０．５倍以下である領域の面積％ - 鋼板の板厚１／４位置におけるフェライトの面積率が０％以上５０％以下である請求項１に記載の焼入れ用鋼板。
- 前記成分組成が、質量％で、
Ｂ：０．００１％以上０．００５％以下を満たす請求項１又は２に記載の焼入れ用鋼板。 - 前記成分組成は、更に他の元素として、質量％で、
Ｃｒ：０％超３％以下、及び
Ｍｏ：０％超３％以下
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の焼入れ用鋼板。 - 前記成分組成は、更に他の元素として、質量％で、
Ｎｂ：０％超０．１％以下、及び
Ｖ：０％超０．１％以下
よりなる群から選択される一種以上の元素を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の焼入れ用鋼板。 - 請求項１〜５のいずれか１項に記載の焼入れ用鋼板を使用して製造された焼入れ部材であって、硬度が５１５ＨＶ以上であることを特徴とするＴ方向曲げ性に優れた焼入れ部材。
- 請求項１〜５のいずれか１項に記載の焼入れ用鋼板を製造するための方法であって、
オーステナイト域で仕上げ圧延を行った後、下記式（２）を満たす工程を有することを特徴とする焼入れ用鋼板の製造方法。
６．０＜２×１０4×（ｌｎ［Ｒ］＋１０）／（（ｌｎ［ｔ］＋７０）×［Ｔ］） （２
）
［Ｒ］：「仕上げ圧延温度」から「巻取温度」までの平均冷却速度（℃／ｓ）
［ｔ］：「巻取温度」から「巻取温度−５０℃」までの温度で保持した時間（ｈ）
［Ｔ］：「巻取温度」（℃）
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