JP4449795B2 - 熱間プレス用熱延鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス成形部材の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、熱間プレス用熱延鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス成形部材の製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、自動車の足廻り部品、シャ−シさらには各種補強部品等の用途に好適な表面性状に優れた熱間プレス用熱延鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス成形部材の製造方法に関する。

近年、自動車の車体軽量化を目的として、鋼材の高強度化を図り、使用する鋼材の厚みを低減する努力がなされている。そして、高強度鋼板等の難プレス成形材料をプレス成形する技術として、成形材料を予め加熱しておき成形する熱間成形技術が採用されている。

熱間成形技術の一つである熱間プレス法は、熱間成形と同時に焼入れを施すことにより、加工性の向上と同時に加工後の成形部材の強度向上を図ることが可能な優れた技術である。

例えば、特許文献１には金属板を８５０℃以上融点未満の温度に加熱し、８５０℃以上を保ったままで常温のプレス型を用いてプレス加工を行うことにより自動車用衝突補強材を製造する方法に係る発明が開示されている。

また、本出願人は先に、特許文献２により、表層に加熱時の亜鉛の蒸発を防止するバリア層を備えた亜鉛または亜鉛系合金のめっき層を鋼板表面に有する熱間プレス用めっき鋼板に係る発明を、特許文献３により、Ｃ：０．０８〜０．４５％（本明細書においては特にことわりがない限り「％」は「質量％」を意味するものとする）、Ｍｎおよび／またはＣｒ合計で０．５〜３．０％を含有する鋼板にＦｅ含有量が５〜８０％であるＦｅ−Ｚｎ合金からなりＺｎ付着量が１０〜９０ｇ／ｍ^２であるＺｎめっき層を有する熱間プレス用鋼板に係る発明を、さらに特許文献４により、表面に設けためっき層中に鉄亜鉛固溶相が存在する熱間プレス成形品に係る発明を、それぞれ開示した。
特開２００２−１０２９８０号公報 特開２００３−７３７７４号公報 特開２００３−１４７４９９号公報 特開２００３−１２６９２１号公報

現在、熱間プレス成形部材は、熱間プレス技術の進歩ならびに適用部品のニーズの拡大により、大型部品にも採用されるようになってきている。特に、自動車用の大型の熱間プレス成形部材として、バンパーレインフォースやセンターピラーレインフォースが実用化されており、その素材として板厚が１．６ｍｍ以上の熱間プレス用鋼板が用いられている。

一般に、板厚が１．６ｍｍ以上の鋼板には、生産効率やコスト削減の観点から熱延鋼板が使用されることが多い。しかしながら、熱間プレス用鋼板に熱延鋼板を適用することについては十分な検討がなされていないのが現状である。

上述した特許文献１〜４に具体的に開示された熱間プレス用鋼板も、冷延鋼板またはその冷延鋼板にめっきを施しためっき鋼板であって、熱延鋼板を適用することは具体的に開示されていない。

そこで、本発明者らは、熱間プレス用鋼板に熱延鋼板を適用する際の技術課題について詳細に検討を行った結果、以下に列記する技術課題（ａ）〜（ｃ）が存在することが判明した。

（ａ）一般に、熱延鋼板は冷延鋼板に比較して表面性状が劣る。このため、熱間プレス成形部材には表面疵が発生し易い。
（ｂ）熱延鋼板は、冷延鋼板に比較してセメンタイトの分散が不均一になり易い。熱間プレスは、熱間プレス前に鋼板を加熱して鋼板内のセメンタイトを固溶させて固溶Ｃを生成させることにより、焼入れ性および焼入れ後の硬度を高めるものであるが、セメンタイトの分散が不均一であると、熱間プレス前の加熱後においても固溶Ｃの濃度分布が不均一な状態となり、その結果、焼入れ性および焼入れ後の硬度を高める効果も不均一となり、熱間プレス成形部材内の硬度のバラツキを生じ易い。熱間プレス成形部材内における硬度のバラツキは、バンパーレインフォースやセンターピラーレインフォースに求められる性能を阻害する要因となるため好ましくない。

（ｃ）熱延鋼板は、冷延鋼板に比較して平坦度が劣り易い。熱間プレスに供される鋼板が良好な平坦度を有さない場合には、熱間プレス成形部材と金型との接触面積が不均一となり、熱間プレスにおける冷却速度も不均一となる。その結果、焼きの入り方が不均一となり、熱間プレス成形部材内の硬度のバラツキを生じ易い。

本発明は、熱間プレス用鋼板に熱延鋼板を適用する際のこれらの技術課題（ａ）〜（ｃ）に鑑みてなされたものであり、自動車や各種の産業機械に用いられる強度１０００ＭＰａ以上の熱間プレス成形部材の成形材料として好適な熱間プレス用熱延鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス成形部材の製造方法を提供することである。

具体的には、本発明は、熱間プレス成形部材における硬度バラツキを抑制することができる熱間プレス用熱延鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス成形部材の製造方法を提供することである。さらに具体的には、本発明は、スケール噛み込み疵の発生が抑制されて表面性状に優れた熱間プレス用熱延鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス成形部材の製造方法を提供することである。

本発明者らは、上述した技術課題を解決するために鋭意検討を重ねた結果、略述すると、鋼組織を最適化すること、さらには熱延鋼板の表面における成分濃化を抑制することによって熱間プレス用途に好適な熱間プレス用熱延鋼板を得ることができることを知見した。

本発明は上記知見に基づくものであり、本発明の要旨は、下記（１）〜（７）項に示す熱間プレス用熱延鋼板、（８）〜（１４）項に示す熱間プレス用熱延鋼板の製造方法および（１５）項に示す熱間プレス成形部材の製造方法である。

（１）Ｃ：０．１０〜０．５０％、Ｓｉ：０．０２〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜３．５％、Ｃｒ：０．０３〜１．０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼組成を有し、面積率で３０％以上のフェライトと、その残部としてパーライトおよびセメンタイトの１種または２種とを有し、前記フェライトの平均結晶粒径が２〜２５μｍであり、表面から深さ１０μｍまでの表層部におけるＳｉ濃度が、この表層部を除いた内部におけるＳｉ濃度の２．０倍以下であり、かつ、表層部におけるＣｒおよびＭｎの合計濃度が、内部におけるＣｒおよびＭｎの合計濃度の３．０倍以下であり、さらに、板厚が１．６〜６．０ｍｍであることを特徴とする熱間プレス用熱延鋼板。

この本発明にかかる熱間プレス用熱延鋼板において、フェライトおよびセメンタイトには、パーライトを構成するフェライトおよびセメンタイトは含まない。
（２）Ｃ：０．１０〜０．５０％、Ｓｉ：０．０２〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜３．５％、Ｃｒ：０．０３〜１．０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼組成を有し、面積率で３０％以上のフェライトと、その残部としてパーライトおよびセメンタイトの１種または２種とを有し、フェライトの平均結晶粒径が２〜２５μｍであり、フェライトの粒内に粒径０．２μｍ以上のセメンタイトが平均粒子間隔０．５〜５μｍで分散して存在し、さらに、板厚が１．６〜６．０ｍｍであることを特徴とする熱間プレス用熱延鋼板。

（３）表面から深さ１０μｍまでの表層部におけるＳｉ濃度が、この表層部を除いた内部におけるＳｉ濃度の２．０倍以下であり、かつ、この表層部におけるＣｒおよびＭｎの合計濃度が、前記の内部におけるＣｒおよびＭｎの合計濃度の３．０倍以下であることを特徴とする（２）項に記載された熱間プレス用熱延鋼板。

（４）鋼組成が、さらに、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＣｕ：１．０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）項から（３）項までのいずれかに記載された熱間プレス用熱延鋼板。

（５）鋼組成が、さらに、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下および希土類元素：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）項から（４）項までのいずれか１項に記載された熱間プレス用熱延鋼板。

（６）表面にめっき層を備えることを特徴とする（１）項から（５）項までのいずれか１項に記載された熱間プレス用熱延鋼板。
（７）前記めっき層は、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層である（６）項に記載された熱間プレス用熱延鋼板。

（８）（１）項から（５）項までのいずれか１項に記載された鋼組成を有する鋼塊または鋼片を１１００℃以上とした後に熱間圧延を開始し、Ａｒ_３点〜１０００℃で熱間圧延を完了し、その後１０〜１５０℃／秒の平均冷却速度で５００〜６５０℃まで冷却してから巻取りを行う熱間圧延工程を備え、この熱間圧延を完了した後であって巻取りを開始するまでの間に、冷却開始温度：６５０℃超７５０℃以下、および冷却時間：３〜２０秒間の条件で空冷を行うことを特徴とする、面積率で３０％以上のフェライトと、その残部としてパーライトおよびセメンタイトの１種または２種とを有し、前記フェライトの平均結晶粒径が２〜２５μｍである組織を有する熱間プレス用熱延鋼板の製造方法。

（９）前記巻取りを行った後１０秒間以上保持する保持工程を備えることを特徴とする（８）項に記載された熱間プレス用熱延鋼板の製造方法。
（１０）前記保持工程において０．１℃／秒以上の平均冷却速度で、前記巻取りを行われたコイルを冷却することを特徴とする（９）項に記載された熱間プレス用熱延鋼板の製造方法。

（１１）（１）項に記載された鋼組成を有する鋼塊または鋼片を１１００℃以上とした後に熱間圧延を開始し、Ａｒ _３ 点〜１０００℃で熱間圧延を完了し、その後１０〜１５０℃／秒の平均冷却速度で５００〜６５０℃まで冷却してから巻取りを行う熱間圧延工程を備えとともに、この熱間圧延工程は粗熱間圧延と仕上熱間圧延とを含み、粗熱間圧延を完了した後のシートバーの長手方向の平均温度を９５０℃以上とし、その後２０秒間以内にデスケーリングを行った後に、仕上熱間圧延を行うことを特徴とする、面積率で３０％以上のフェライトと、その残部としてパーライトおよびセメンタイトの１種または２種とを有し、フェライトの平均結晶粒径が２〜２５μｍである組織を有する熱間プレス用熱延鋼板の製造方法。

（１２）前記熱間圧延工程は粗熱間圧延と仕上熱間圧延とを含み、該粗熱間圧延を完了した後のシートバーの長手方向の平均温度を９５０℃以上とし、その後２０秒間以内にデスケーリングを行った後に、前記仕上熱間圧延を行うことを特徴とする（８）項から（１０）項までのいずれか１項に記載された熱間プレス用熱延鋼板の製造方法。

（１３）連続溶融金属めっき装置において、前記熱間圧延工程を経て製造された熱延鋼板を（Ａｃ_３点＋５０℃）以下の温度としてから、２〜７０℃／秒の平均冷却速度で４４０℃以上の温度まで冷却し、その後溶融金属めっき浴に浸漬して溶融金属めっきを行う溶融金属めっき工程を備えることを特徴とする（８）項から（１２）項までのいずれか１項に記載された熱間プレス用熱延鋼板の製造方法。

（１４）前記溶融金属めっき浴は溶融亜鉛めっき浴であり、溶融亜鉛めっきを行った後に合金化処理を行う工程を備えることを特徴とする（１３）項に記載された熱間プレス用熱延鋼板の製造方法。

（１５）（１）項から（７）項までのいずれか１項に記載された熱間プレス用熱延鋼板を、Ａｃ_３点超に加熱し、金型を用いて熱間成形を行うことにより、熱間成形と同時に焼入れを行って成形品とすることを特徴とする熱間プレス成形部材の製造方法。

本発明によれば、熱間プレス後の熱間プレス成形部材における硬度バラツキを小さくすることができる熱間プレス用熱延鋼板を提供することができる。さらに本発明の好適態様によれば、スケール噛み込み疵の発生が抑制されて表面性状に優れた熱間プレス用熱延鋼板を提供することができる。

このため、本発明により、冷延鋼板よりも板厚が厚い強度１０００ＭＰａ以上の熱間プレス成形部材の成形材料として好適な熱間プレス用熱延鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス成形部材の製造方法を提供することができ、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好適な熱間プレス用熱延鋼板その製造方法ならびに熱間プレス成形部材の製造方法を提供することができる。

さらに、本発明にかかる熱間プレス用熱延鋼板は低コストで安価に製造することができるため、産業上格段の効果を奏する。

本発明にかかる熱間プレス用熱延鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス成形部材の製造方法を実施するための最良の形態を、以下に説明する。
本実施の形態の熱間プレス用熱延鋼板の（ａ）組成、（ｂ）組織、（ｃ）板厚、（ｄ）表層部における成分濃化、および（ｅ）めっき層について順次説明する。

（ａ）組成
Ｃ：０．１０〜０．５０％
熱間成形は、材料を加熱することにより軟質化させ、成形し易く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により焼入れし、より高強度の成形品を得るものである。焼入れ後の鋼の強度は主にＣ含有量によって決定されるため、目的とする強度に応じてＣ含有量を設定すればよい。本実施の形態では０．１０％以上含有させる。より高強度の成形品が必要な場合にはＣ含有量を０．１５％以上とすることが望ましい。一方、Ｃを過剰に含有すると、成形品の靭性が低下する恐れがあるため、Ｃ含有量は０．５０％以下とする。さらに好ましい含有量は０．１８％以上０．３５％以下であり、これにより、靭性劣化が少ない高強度成形品が得ることが可能である。

Ｓｉ：０．０２〜２．０％
Ｓｉは、鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度の安定効果をさらに高める重要な元素である。焼入れ性の効果を確実に得るためにＳｉは０．０２％以上含有させる。一方、Ｓｉ含有量が２．０％超であると、熱間圧延時ならびに熱間成形時の加熱中にＳｉスケールを多く発生してスケール疵が発生し易くなる。そのため、Ｓｉ含有量を０．０２％以上２．０％以下とする。なお、合金化溶融亜鉛めっき処理を施す場合には、合金化処理性の観点からＳｉ含有量は１．０％以下とすることが好ましく、０．５％以下とすることがさらに好ましい。

Ｍｎ：０．３〜３．５％
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ために非常に有効な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が０．３％未満ではこ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、さらに焼入れ部の靭性劣化を招く。したがって、Ｍｎ含有量を０．３％以上３．５％以下とする。同様の観点からＭｎ含有量は０．８％以上３．０％以下であることが望ましい。

Ｃｒ：０．０３〜１．０％
Ｃｒ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ために非常に有効な元素である。しかし、Ｃｒ含有量が０．０３％未満ではこの効果は十分ではない。一方、Ｃｒ含有量が１．０％を超えるとその効果は飽和し、さらに焼入れ部の靭性劣化を招く。したがって、Ｃｒ含有量を０．０３％以上１．０％以下とする。同様の観点からＣｒ含有量は０．１％以上０．６％以下であることが望ましい。

Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
Ｂ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ために非常に有効な元素である。しかし、Ｂ含有量が０．０００３％未満ではこの効果は十分ではない。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えるとその効果は飽和し、さらに焼入れ部の靭性劣化を招く。したがって、Ｂ含有量を０．０００３％以上０．００５０％以下とする。同様の観点からＢ含有量は０．０００５％以上０．００３５％以下であることが望ましい。

Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１％以下
Ｐ、Ｓ、Ｎも、鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度の安定効果を高める効果を有するので、それぞれ、０．１０％以下、０．０５％以下、Ｎ：０．０１％以下の範囲で含有させることができる。一方、これらの元素は、不純物としても含有され、過度に低減するには相応のコスト増加につながる。したがって、製造コストの観点から、Ｐ：０．００５％以上、Ｓ：０．０００５％以上、Ｎ：０．００１％以上とすることが好ましい。

Ａｌ：２．０％以下
Ａｌは、鋼の脱酸剤として用いられるが、２．０％を超えて含有させると、鋼中に多くの酸化物を生成して特性の悪化を招く。したがって、Ａｌ含有量を２．０％以下とする。一方、鋼の脱酸効果をより確実に得るには０．００５％以上含有させることが好ましい。脱酸性と酸化物量とのバランスが取れたより好ましいＡｌ含有量は０．０１％以上０．０８％以下である。

さらに、本実施の形態の熱間プレス用熱延鋼板は、以下に列記する元素を任意添加元素として含有してもよいので、これらの任意添加元素についても説明する。
Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＣｕ：１．０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、ＮｉまたはＣｕは、１種単独でまたは２種以上複合して添加することにより、鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度の安定効果をさらに高める効果を有するので、添加してもよい。しかし、過剰に添加すると、鋼板の焼入れ性や焼入れ後の強度の安定効果は飽和し、コスト増を招くだけとなるので、それぞれの含有量を、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下とする。一方、上述した効果を確実に得るには、それぞれの含有量をＴｉ：０．０１％以上、Ｎｂ：０．００５％以上、Ｖ：０．００５％以上、Ｍｏ：０．０２％以上、Ｎｉ：０．０２％以上、Ｃｕ：０．０２％以上とすることが好ましい。

Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下および希土類元素：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上
Ｃａ、Ｍｇまたは希土類元素は、１種単独でまたは２種以上複合して添加することにより、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、添加してもよい。しかし、過剰に添加すると、鋼中の介在物の形態を微細化する効果は飽和し、コスト増を招くだけとなるので、それぞれの含有量を、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、希土類元素０．０１％以下とする。一方、上述した効果を確実に得るには、それぞれの含有量をＣａ：０．０００５％以上、Ｍｇ：０．０００５％以上、希土類元素：０．０００５％以上とすることが好ましい。

上記以外は、Ｆｅおよび不純物である。
（ｂ）組織
組織は、面積率で３０％以上のフェライトを含有し、残部がパーライトおよびセメンタイトの１種または２種からなる。

フェライトの面積率が３０％未満であると、鋼板が硬質となり過ぎて平坦矯正が困難となり、鋼板の平坦度が劣化するおそれがある。熱間プレスに供される鋼板が良好な平坦度を有さないと、熱間プレス成形部材と金型との接触面積が不均一となり、熱間プレスにおける冷却速度も不均一となる。その結果、焼きの入り方が不均一となり、熱間プレス成形部材内において硬度のバラツキを生じ易くなってしまう。

なお、このフェライト、パーライトの面積率には、パーライトを構成するフェライトおよびセメンタイトは含まない。
また、フェライト以外の残部が、パーライトおよびセメンタイトの１種または２種ではなく、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトである場合には、これらの組織がフェライト粒の３重点に多く生成する。熱間プレスは、熱間プレス前に鋼板を加熱して鋼板内のセメンタイトを固溶させて固溶Ｃを生成させることにより、焼入れ性および焼入れ後の硬度を高める効果を得るが、フェライト粒の３重点にベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトが多く生成すると、熱間プレス前の加熱において鋼板全体をオーステナイト変態させるのに比較的長い時間を要することになる。このため、短時間の加熱では固溶Ｃの濃度分布が不均一となり、その結果、焼入れ性および焼入れ後の硬度を高める効果が不均一となり、熱間プレス成形部材内において硬度のバラツキを生じ易くなる。

熱間プレス前の加熱を長時間化することにより、オーステナイト中の固溶Ｃの濃度分布を均一化すること自体は可能ではあるものの、長時間の加熱によりスケールが厚く生成するので、熱間プレス時にスケールの噛み込み疵が発生し易くなる。熱間プレス用熱延鋼板が、合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板である場合には、亜鉛酸化被膜が厚く生成し、同様に熱間プレス時に亜鉛酸化被膜の噛み込み疵が発生し易くなる。このため、熱間プレス前の加熱を長時間化することは好ましくない。

これに対し、パーライトおよびセメンタイトは、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトとは異なり、フェライト粒の周辺に微細に生成する。このため、熱間プレス前の加熱において比較的短時間で鋼板全体がオーステナイト変態し、オーステナイト中の固溶Ｃの濃度が非常に短時間で均一化し、これにより、熱間プレス成形部材内における硬度のバラツキが生じ難くなる。

フェライトの平均結晶粒径は２μｍ以上２５μｍ以下とする。フェライトの平均結晶粒径が２μｍ未満であると、鋼板が硬質となり過ぎて平坦矯正が困難となって鋼板の平坦度が劣化し、焼きの入り方が不均一となり、熱間プレス成形部材内において硬度のバラツキを生じ易くなる。一方、フェライトの平均結晶粒径が２５μｍ超であると、残部であるパーライトならびにセメンタイトが微細に分散することが困難になり、残部がベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトである場合と同様に熱間プレス前の加熱において鋼板全体をオーステナイト変態させるのに比較的長い時間を要することになる。鋼板の強度維持と熱間プレス成形部材内における硬度のバラツキ抑制との観点から、フェライトの平均結晶粒径は４μｍ以上１５μｍ以下であることがさらに好ましい。

また、このフェライトの粒内には、粒径が０．２μｍ以上のセメンタイトが平均粒子間隔０．５μｍ以上５μｍ以下で分散していることが一層望ましい。このセメンタイトがフェライト中に分散していると、熱間プレス前の加熱においてオーステナイト変態が促進されるため、オーステナイト中の固溶Ｃの濃度が非常に短時間で均一化して、熱間プレス成形部材内における硬度のバラツキがより一層生じ難くなる。

粒径が０．２μｍ以上のセメンタイトの平均粒子間隔が０．５μｍ未満であると、フェライトが硬質となり過ぎて鋼板の平坦矯正が困難となって鋼板の平坦度が劣化して、焼きの入り方が不均一となり、熱間プレス成形部材内において硬度のバラツキを生じ易くなる。一方、粒径が０．２μｍ以上のセメンタイトの平均粒子間隔が５μｍ超であると、熱間プレス前の加熱におけるオーステナイト変態の促進作用が小さくなる。

（ｃ）板厚
板厚は１．６ｍｍ以上６．０ｍｍ以下である。板厚が１．６ｍｍ未満であると、熱間圧延工程の巻取り後にコイルが自重により変形したり、この変形によりコイル表面にすり疵が発生することがある。

すなわち、本実施の形態に係る熱間プレス用熱延鋼板は、熱間プレスにおいて十分な焼入れ性を確保するためにＭｎ、Ｃｒ、Ｂを含有する。このため、巻取り後においても未変態オーステナイトが残存し、巻取り後にフェライト変態を生じる場合があり、これにより、フェライト変態による体積膨張が生じた後に熱収縮を生じることとなり、巻き取ったコイルは巻取り張力を失い自重で変形し易くなる。板厚が１．６ｍｍ未満であると、この変形がさらに顕著になる。

一方、板厚が６．０ｍｍ超であると、熱間プレス時に板厚方向の中心部まで焼入れを施すことが困難となり、成形部材について所望の硬度が得られなくなる場合がある。
（ｄ）表層部における成分濃化
本実施の形態にかかる熱間プレス用熱延鋼板では、表面から深さ１０μｍまでの表層部におけるＳｉ濃度が、この表層部を除いた内部におけるＳｉ濃度の２．０倍以下であり、かつ、表層部におけるＣｒおよびＭｎの合計濃度が、内部におけるＣｒおよびＭｎの合計濃度の３．０倍以下である。

熱延鋼板の表層部には、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎの元素が濃化する。この表層部におけるＳｉ、Ｃｒ、Ｍｎの成分濃化は、熱間圧延ならびに熱間プレス前の加熱において表面に厚いスケールを形成する原因となり、このように厚いスケールが形成されると、熱間プレス用熱延鋼板ならびに熱間プレス成形部材にスケールの噛み込み疵が発生し易くなる。

特に、熱延鋼板の表面から深さ１０μｍまでの表層部における成分濃化が大きく影響する。具体的には、表面から深さ１０μｍまでの表層部におけるＳｉ濃度が、この表層部を除いた内部におけるＳｉ濃度の２．０倍超であったり、あるいは、表層部におけるＣｒおよびＭｎの合計濃度が、内部におけるＣｒおよびＭｎの合計濃度の３．０倍超であると、鋼板表面に厚いスケールが形成され易くなる。このため、本実施の形態にかかる熱間プレス用熱延鋼板では、表面から深さ１０μｍまでの表層部におけるＳｉ濃度を、この表層部を除いた内部におけるＳｉ濃度の２．０倍以下とするとともに、表層部におけるＣｒおよびＭｎの合計濃度を、内部におけるＣｒおよびＭｎの合計濃度の３．０倍以下とする。

なお、表層部におけるＳｉ、Ｃｒ、Ｍｎの各元素の濃度は、高周波グロー放電発光表面分析装置（ＧＤＳ）を用いて、表面から深さ１０μｍの範囲を１μｍピッチで両端を除く９箇所について測定し、測定した値を算術平均して求めることができる。

本実施の形態の熱間プレス用熱延鋼板は、熱間プレス後の熱間プレス成形部材の耐食性向上を目的として、表面にめっきを施すことができるので、次にこのめっき層について説明する。

（ｅ）めっき層
本実施の形態にかかる熱間プレス用熱延鋼板の表面に施すめっきは、耐食性の向上の目的に適うものであればよく、公知の溶融金属めっきや電気めっき等を施すことができる。溶融金属めっきとしては、例えば、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、さらには溶融アルミニウム−亜鉛めっき等を例示することができる。

溶融金属めっき層が硬質であると、熱間プレス時にめっき層にクラックが生じて熱間プレス成形部材の耐食性が劣化するおそれがある。このため、溶融金属めっきとしては、めっき層が軟質である溶融亜鉛めっきや合金化溶融亜鉛めっきが好適である。

溶融金属めっきが溶融亜鉛めっきや合金化溶融亜鉛めっきである場合、鋼板表面に施すめっきの付着量は、片面当たり３ｇ／ｍ^２以上８００ｇ／ｍ^２以下とすることが好ましい。めっき付着量が片面あたり３ｇ／ｍ^２未満であると、耐食性の向上効果を確実に得ることが難しい。一方、めっき付着量が片面当たり８００ｇ／ｍ^２を超えると、溶接時にブローホール等の欠陥を生じ易くなる。したがって、めっき付着量は片面当たり３ｇ／ｍ^２以上８００ｇ／ｍ^２以下が好ましい。さらに、耐食性の向上とコスト上昇の抑制との観点から、めっき付着量は１０ｇ／ｍ^２以上２００ｇ／ｍ^２以下がさらに好ましい。

また、熱間プレス前のめっき被膜の蒸発を抑制して熱間プレス成形部材の耐食性を向上させる観点からは、めっきが合金化溶融亜鉛めっきであることが好ましい。合金化溶融亜鉛めっきの合金化度としては、めっき被膜中のＦｅ含有量を３％以上２５％以下とすることが好ましい。めっき被膜中のＦｅ含有量が３％未満であると、熱間プレス時のめっき被膜の蒸発の抑制作用が十分でなく、一方、めっき被膜中のＦｅ含有量が２５％超では、熱間プレス後の熱間プレス成形部材のパウダリング性が劣化する。めっき被膜の蒸発抑制ならびにパウダリング性の確保の観点から、めっき被膜中のＦｅ含有量は７％以上１８％以下とすることがさらに好ましい。なお、亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層の表面にさらに有機系あるいは無機系の被膜を施した場合にも本発明の効果は損なわれない。

本実施の形態の熱間プレス用熱延鋼板は、以上のように構成される。次に、この熱間プレス用熱延鋼板の好適な製造方法を、（１）熱間圧延工程、（２）めっき工程の順に説明する。

（１）熱間圧延工程
本実施の形態にかかる熱間プレス用熱延鋼板の好適な製造方法は、上記（ａ）項に示す鋼組成を有する鋼塊または鋼片を１１００℃以上とした後に熱間圧延を開始し、Ａｒ_３点以上１０００℃以下で熱間圧延を完了し、その後１０℃／秒以上１５０℃／秒以下の平均冷却速度で５００℃以上６５０℃以下まで冷却してから巻取りを行う熱間圧延工程を備えるものである。そこで、この熱間圧延工程の特徴（ｉ）〜（ｖｉ）を詳細に説明する。

（ｉ）熱間圧延を開始する前の鋼塊または鋼片の温度：１１００℃以上
熱間圧延を開始する前の鋼塊または鋼片の温度を１１００℃以上とする。この温度が１１００℃未満であると、加熱中におけるオーステナイト粒径が小さくなり、その後の圧延加工によりさらにオーステナイト粒径が小さくなる。その結果、フェライトの生成サイトであるオーステナイト粒界が多くなり、熱間プレス用熱延鋼板のフェライトの平均結晶粒径が２μｍ未満となる場合がある。

この温度の上限は特に規定しないが、１３５０℃超であるとスラブが自重で変形してしまい熱間圧延を行うことができなくなる場合があるので、１３５０℃以下とすることが好ましい。

熱間圧延を開始する前の鋼塊または鋼片の温度は１１００℃以上であればよく、鋼塊が連続鋳造鋳片である場合には、連続鋳造後の鋳片を１１００℃以上に保ったままで直接熱間圧延に供してもよいし、鋼片については分塊圧延後の鋼片を１１００℃以上に保ったままで直接熱間圧延に供してもよい。

（ｉｉ）熱間圧延完了温度：Ａｒ_３点以上１０００℃以下
熱間圧延を完了する温度（以下、「仕上温度」ともいう）を、Ａｒ_３点以上１０００℃以下とする。

仕上温度がＡｒ_３点未満であると、フェライト域圧延を行うことによりフェライトの粒成長が著しくなり、フェライトの平均結晶粒径が２５μｍ超となる場合がある。一方、仕上温度が１０００℃を超えると、熱間圧延中にオーステナイトの再結晶が生じてしまうので、フェライトの生成が抑制され、フェライト面積率を３０％以上とすることが難しくなる。

（ｉｉｉ）熱間圧延後巻取りまでの平均冷却速度：１０℃／秒以上１５０℃／秒以下
熱間圧延後巻取りまでの平均冷却速度は１０℃／秒以上１５０℃／秒以下とする。
この平均冷却速度が１０℃／秒未満であると、フェライトの粒成長が促進されてフェライトの平均結晶粒径が２５μｍ超となる場合がある。一方、この平均冷却速度が１５０℃／秒を超えると、フェライトの生成が著しく抑制され、フェライト面積率が３０％未満となるおそれがあるとともに、冷却速度が高いためにベイナイトの生成が促進されて鋼板が硬質化し、後続する工程において鋼板の平坦矯正を行うことが困難となり、熱間プレス成形部材内の硬度のバラツキを生じ易くなる。

（ｉｖ）巻取温度：５００℃以上６５０℃以下
巻取温度が６５０℃超であると、フェライトの粒成長が促進されてフェライトの平均結晶粒径が２５μｍを超える場合がある。また、巻取り後にもスケールが成長してスケール疵が発生し易くなる。さらに、巻取り後も高温状態にあるコイルが自重で変形し易くなり、この変形によりコイル表面にすり疵が発生する場合がある。変形する理由は、上述したように、本実施の形態に係る熱間プレス用熱延鋼板は熱間圧延の巻取り後においても未変態オーステナイトが残存し、巻取り後にフェライト変態が生じる場合があり、巻取り後にフェライト変態が生じると、フェライト変態による体積膨張を生じ、その後に熱収縮が生じることになり、コイルが巻取り張力を失うためである。

一方、巻取温度が５００℃未満であると、フェライト以外の残部が、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトになってしまい、上述したように熱間プレス成形部材内の硬度のバラツキを生じ易くなる。

さらに、熱間圧延後巻取り開始までの冷却過程において、６５０℃超７５０℃以下の温度域から３秒間以上２０秒間以下の空冷、すなわち大気空冷を行うことにより、フェライト粒内に粒径０．２μｍ以上のセメンタイトを平均粒子間隔０．５μｍ以上５μｍ以下で微細に分散させることができるため、熱間プレス時における短時間加熱でのオーステナイト変態を促進することに有効である。これにより、熱間プレス前の加熱においてオーステナイト変態をより一層促進できるため、熱間プレス成形部材内の硬度のバラツキをさらに生じ難くすることができる。

（ｖ）保持工程：巻取りした状態で１０秒間以上保持
巻取り後のコイルの変形、および変形によるコイル表面疵を防止するために、巻取りした状態で１０秒間以上保持することが好ましい。ここで、「保持」とは、ダウンコイラーのマンドレルをコイル内径側に挿入したまま保持することである。巻取りした状態で１０秒間以上保持することにより、巻取り後の未変態オーステナイトのフェライト変態を促進させることができるので、コイルの変形をより確実に抑止することができる。

鋼板の板厚が２．０ｍｍ以下と薄い場合には、コイルの変形が生じ易いので、１０秒間以上保持することが特に好ましい。保持時間は、好ましくは３０秒間以上、さらに好ましくは１分間以上である。保持時間の上限は特に規定しないが、生産効率の観点からは２０分間以内とすることが好ましい。

また、この保持工程におけるコイルの冷却は、空冷でもよいが、冷却水などを用いて０．１℃／秒以上、好ましくは０．３℃／秒以上の平均冷却速度で強制冷却すると一層コイル変形を抑制することができるので、好ましい。

（ｖｉ）粗圧延されたシートバーのデスケーリング
熱間圧延工程が粗熱間圧延と仕上熱間圧延とを含むものである場合には、粗熱間圧延後の被圧延材であるシートバーの長手方向の平均温度を９５０℃以上とし、その後２０秒間以内にデスケーリングを施した後に、仕上熱間圧延を施すことが好ましい。ここで、シートバーの長手方向の平均温度とは、シートバーの幅方向中心位置における表面温度の長手方向の平均温度を意味する。

粗熱間圧延後のシートバーの長手方向の平均温度を９５０℃以上とすることにより、鋼板の表層部におけるＳｉ、Ｃｒ、Ｍｎをスケールに濃化させることでき、後続するデスケーリングによりこのスケールを除去することで鋼板の表層部のＳｉ、Ｃｒ、Ｍｎの濃化を低減することができるため、鋼板の表面から深さ１０μｍまでの表層部におけるＳｉ濃度がこの表層部以外の内部におけるＳｉ濃度の２．０倍以下とすること、または、表層部におけるＣｒおよびＭｎの合計濃度がこの表層部以外の内部におけるＣｒおよびＭｎの合計濃度の３．０倍以下とすることが、いずれも可能となる。

なお、シートバーの長手方向の平均温度を９５０℃以上とする方法は、粗熱間圧延機と仕上熱間圧延機との間に誘導加熱装置等の加熱手段を設置し、この加熱手段によりシートバーを加熱することが操業安定性およびシートバーの温度均一性の観点から好ましいが、粗熱間圧延後のシートバーが９５０℃以上であるとともに粗熱間圧延後２０秒間以内にデスケーリングを行うことが設備的に可能であれば、粗熱間圧延と仕上熱間圧延との間においてシートバーを加熱しなくともよい。

（２）めっき工程
めっきは、熱間プレス後の熱間プレス成形部材の耐食性の向上を目的として熱間プレス用熱延鋼板の表面に施すものであるから、耐食性の向上の目的に適うものであればよく、公知の溶融金属めっきや電気めっきなどを公知の方法により施すことができる。ただし、本実施の形態にかかる熱間プレス用熱延鋼板は、目的とする鋼組織を具備することも必要であるから、電気めっき等のように鋼板を鋼組織に影響を及ぼす程度の高温域まで昇温することがない場合には特段注意を払う必要はないが、焼鈍設備とめっき設備とが連結された連続溶融金属めっき装置を用いた溶融金属めっきのように、通常の操業において鋼板を鋼組織に影響を及ぼす程度の高温域まで昇温するような場合には注意が必要である。

加工後の耐食性およびコストの観点から連続溶融亜鉛めっき装置を用いた溶融亜鉛めっきを行うことが好ましいので、連続溶融金属めっき装置を用いた溶融金属めっきとして連続溶融亜鉛めっき装置を用いた溶融亜鉛めっきを例にとって、説明する。

本実施の形態では、連続溶融亜鉛めっき装置を用いて行う溶融亜鉛めっき工程において、上述した熱間圧延工程を経て製造された熱延鋼板を（Ａｃ_３点＋５０℃）以下の温度としてから、２℃／秒以上７０℃／秒以下の平均冷却速度で４４０℃以上の温度まで冷却し、その後溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを行う。

ここで、「（Ａｃ_３点＋５０℃）以下の温度としてから」とは、「（Ａｃ_３点＋５０℃）超の温度にはしない」という趣旨であり、熱間圧延工程を経て製造された熱延鋼板を（Ａｃ_３点＋５０℃）以下の温度域に加熱する場合のみならず、この熱延鋼板が既にこの温度域にあり加熱をしない場合も含む。通常の連続溶融亜鉛めっき装置の操業では通板される全ての鋼板に焼鈍処理が行われることから、本実施の形態の熱延鋼板のみ加熱しないことは困難であるとの現状に鑑みて、操業性の観点から止む無く加熱する場合においても熱延鋼板の温度を（Ａｃ_３点＋５０℃）以下とするのである。

熱延鋼板の温度が（Ａｃ_３点＋５０℃）超になると、フェライトの面積率を３０％以上とすることが困難になる。上述したように、熱延鋼板の温度の下限は特に規定しないが、熱延鋼板の温度がＡｃ_１点以上であれば、熱延鋼板の表面に薄い酸化膜が炉内の水素により還元されてめっきの濡れ性が向上するので好ましい。熱延鋼板を加熱する場合の加熱時間は、５秒間以上１０００秒間以下が好ましい。この加熱時間が５秒間未満であるとめっきの濡れ性の向上作用が小さく、一方１０００秒間超であると生産性の観点から好ましくない。

さらに、本実施の形態では、熱延鋼板を（Ａｃ_３点＋５０℃）以下の温度とした後に、２℃／秒以上７０℃／秒以下の平均冷却速度で４４０℃以上の温度まで冷却することにより、フェライトの平均結晶粒径を２μｍ以上２５μｍ以下とし、フェライト以外の残部をパーライトもしくはセメンタイトの１種または２種に容易にすることができる。

平均冷却速度が７０℃／秒超であると、フェライトの粒成長が抑制されフェライトの平均結晶粒径が２μｍ未満となる場合があり、一方、平均冷却速度が２℃／秒未満であると、フェライトの粒成長が促進されフェライトの平均結晶粒径が２５μｍ超となる場合がある。

また、冷却停止温度が４４０℃未満では、ベイナイトやマルテンサイトが生成して鋼板が硬質となって平坦矯正が困難となり、熱間プレス成形部材内における硬度のバラツキを生じ易くなる。

特に、平均冷却速度を４℃／秒以上３０℃／秒以下とするとともに冷却停止温度を４７０℃以上とすれば、フェライト粒内に粒径０．２μｍ以上のセメンタイトを平均粒子間隔０．５μｍ以上５μｍ以下で分散させることが容易になるので、焼入れ性の均質化に一層効果的である。

この冷却を行った後、溶融亜鉛めっき浴中にて溶融亜鉛めっきを行い、必要に応じて合金化処理を行う。溶融亜鉛めっき浴の温度は、特に規定しないが、鋼板の表面品質の向上ならびに所望の金属組織を得るために４４０℃以上５２０℃以下とすることが好ましい。

本実施の形態では、このようにして熱間プレス用熱延鋼板を製造する。次に、こうして得られた熱間プレス用熱延鋼板を素材として、熱間プレス成形部材を製造する方法を説明する。

本実施の形態では、この熱間プレス用熱延鋼板をＡｃ_３点超に加熱し、金型を用いて熱間成形を施すことによって、熱間成形と同時に焼入れを施して、成形品である熱間プレス成形部材とする。

熱間成形前の加熱温度がＡｃ_３点以下であると、熱間プレス用熱延鋼板中にフェライト、パーライト、セメンタイトが残存してしまい、熱間プレス成形部材がマルテンサイト単相組織にならないため、所望の硬度が得られない。また、熱間プレス成形部材内における硬度のバラツキが大きくなる。熱間プレス前の加熱温度の上限は特に規定しないが、加熱温度を１１００℃超とすると、加熱中に熱間プレス用熱延鋼板の表面にスケールが多量に生成し、熱間成形中にスケールが鋼板に噛み込んで熱間プレス成形部材に表面疵が生じてしまう場合がある。したがって、加熱温度の上限は１１００℃とすることが好ましい。

また、加熱時間は、１分間以上１０分間以下程度とすることが好ましい。加熱時間が１分間未満では、加熱してもオーステナイト単相にすることが困難であり、一方、加熱時間が１０分間超であると、鋼板表面にスケールが多量に生成してしまい上記問題が発生する。生産性の向上ならびにスケール噛み込み疵の抑制の観点からは、加熱時間を７分間以下とすることがさらに好ましい。

熱間成形の開始温度は７５０℃以上が望ましい。７５０℃未満であると、フェライト変態が始まるために、その後に強制冷却を行ってもマルテンサイト単一組織にならないからである。

熱間成形後の冷却速度は、１０℃／秒以上、さらに好ましくは２０℃／秒以上とすることが好ましい。冷却速度の上限は特に規定しない。冷却開始後、熱間プレス成形部材の温度を一気に３５０℃以下の温度まで下げる。１００℃以下まで下げることが好ましく、室温まで下げることがさらに好ましい。熱間プレス成形部材の温度を一気に３５０℃以下の温度まで下げることにより、熱間プレス成形部材内の硬度バラツキの小さいマルテンサイト単相組織の熱間プレス成形部材を得ることができる。

以上説明したように、本実施の形態により、熱間プレス後の熱間プレス成形部材の硬度バラツキを小さくすることができ、スケール噛み込み疵の発生が抑制されて表面性状に優れ、さらに、冷延鋼板よりも板厚が厚い強度１０００ＭＰａ以上の熱間プレス成形部材の成形材料として好適な熱間プレス用熱延鋼板を、低コストで安価に提供できる。

このため、例えば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好適な熱間プレス用熱延鋼板を提供できる。

本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
表１に示す鋼組成を備える鋼を転炉で溶製し、連続鋳造機で連続鋳造を行ってスラブとした。その後、熱間圧延機で、このスラブを表２に示す条件で加熱した後、熱間圧延を行った。熱間圧延後の板厚は１．４ｍｍ以上６．２ｍｍ以下の範囲とし、その後、酸洗を行い、熱間プレス用熱延鋼板とした。一部の熱間プレス用熱延鋼板には、巻取り後、数秒間〜数分間巻取り保持を行った。また、保持中に０．１℃／秒以上０．４℃／秒以下で強制冷却を行った。さらに一部の熱間プレス用熱延鋼板には、仕上げ圧延前にシートバーを誘導加熱装置で加熱した。

このようにして得られた熱間プレス用熱延鋼板の一部に実験室で焼鈍を行い、その後、連続溶融亜鉛めっき試験ラインにて溶融亜鉛めっきを施した後、合金化処理を行った。めっき付着量は、片面あたり３０ｇ／ｍ^２以上８０ｇ／ｍ^２以下の範囲で行い、めっき後、炉温８００℃以上１３００℃以下程度で合金化処理も行った。めっきの条件は表５に示す。

そして、熱間プレス試験装置を用いて、得られ熱間プレス用熱延鋼板を図１に示す断面形状を有する熱間プレス成形部材に熱間成形した。熱間成形は、熱間プレス用熱延鋼板を加熱炉内で表面温度９００℃に到達させ、その温度で４分間保持し、加熱炉より取り出し、直ちに冷却装置付きの金型にて熱間成形を行って焼入れ処理を行った。

この熱間プレス成形部材の形状は、ハット型の形状（ブランクサイズ：厚み１．４ｍｍ〜６．２ｍｍ×巾１２０ｍｍ×長さ３２０ｍｍ）とした。このときの熱間プレス成形条件は、成形高さ７０ｍｍとした。

そして、以下に列記する内容で、熱間プレス用熱延鋼板の金属組織、機械特性、表面性状および表層成分分析と、熱間プレス成形部材の表面性状および硬度バラツキとを評価した。

（Ｉ）熱間プレス用熱延鋼板の金属組織
熱間プレス用熱延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、金属組織を観察した。フェライトの面積率は画像処理により求めた。フェライト粒内におけるセメンタイトの平均粒径ならびに平均粒子間隔も画像処理により求めた。

（ＩＩ）熱間プレス用熱延鋼板の機械特性評価
各熱間プレス用熱延鋼板の圧延直角方向からＪＩＳ ５号引張試験を採取して引張試験を行い、降伏点ＹＰ、引張強さＴＳおよび伸びＥｌを測定した。試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４１に準じた。

（ＩＩＩ）熱間プレス用熱延鋼板の表面性状
各熱間プレス用熱延鋼板における表面疵の発生部の（圧延方向長さ）×（熱間プレス用熱延鋼板の全巾）を不良部として、各熱間プレス用熱延鋼板の表面疵の不良率を、下記式により算出した。

不良率（％）
＝［（不良部の総質量）／（熱間プレス用熱延鋼板の総質量）］×１００
（ＩＶ）熱間プレス用熱延鋼板の表層成分分析
熱間プレス用熱延鋼板における表層成分の分析は、高周波グロー放電発光表面分析装置（ＧＤＳ）により行った。鋼板表面濃化の比率は、ＧＤＳにより求められた表層部の成分強度を、鋼板断面１／４ｔ部の各成分強度を１としてその比率とした。

（Ｖ）熱間プレス成形部材の表面性状および硬度バラツキ
得られた熱間プレス成形部材の表面疵の不良率を、下記式により求めた。なお、下記式における表面疵不良部材とは、表面に疵が発生した熱間プレス成形部材を意味する。

不良率（％）
＝［（表面疵不良部材の総質量）／（製造した部材の総質量）］×１００
得られた熱間プレス成形部材を、熱間プレス成形部材のＬ方向面を示す図２（ａ）、および熱間プレス成形部材のＷ方向面を示す図２（ｂ）により示す５箇所の切断位置１〜５でマイクロカッターにより切断し、その断面硬度を、ビッカース硬度計で荷重９８Ｎの条件で測定した。図２（ｂ）に示すように、各切断面の断面板厚中央部を１０ｍｍピッチで１１点測定し、その硬度バラツキの偏差を算術計算により求めた。

合金化溶融亜鉛めっきを施さなかった熱間プレス用熱延鋼板、およびこの熱間プレス用熱延鋼板を素材とする熱間プレス成形部材の試験結果を表３、４に示すとともに、合金化溶融亜鉛めっきを施した熱間プレス用熱延鋼板、およびこの熱間プレス用熱延鋼板を素材とする熱間プレス成形部材の試験結果を表６、７に示す。

以下、表１〜７を参照しながら試験結果を簡単に説明する。
表３、４に示すように、本発明例である供試材Ｈ１〜Ｈ１８は、熱間プレス用熱延鋼板の不良率０〜３％、熱間プレス成形部材の不良率０〜２％であり、ならびに熱間プレス成形部材の硬度差１５Ｈｖ以下とバラツキも少なく、表面性状および焼入れ性が優れていた。

これに対し、供試材Ｈ１９は、板厚が６．２ｍｍと本発明で規定する範囲の上限を上回っていたため、熱間プレス成形部材の硬度が２２０〜２６０Ｈｖと低かった。また、熱間プレス成形部材の硬度差も４０Ｈｖと大きく、不芳な結果となった。

供試材Ｈ２０は、板厚が１．４ｍｍと本発明で規定する範囲の下限を下まわっていたため、巻取り後にコイルが変形した。また、表面疵が発生し、平坦度も悪化し、不良率も３０％と不芳な結果となった。また、熱間プレス成形部材の硬度差は７０Ｈｖと大きく、かつ不良率も３０％と不芳な結果となった。

供試材Ｈ２１は、熱間圧延前の加熱温度が１０８０℃と本発明で規定する範囲の下限を下まわっていたため、フェライトの平均粒径が１μｍと本発明で規定する範囲の下限を下まわった。したがって、熱間プレス用熱延鋼板の強度が高くなって平坦矯正を行うことができなくなり、また熱間プレス成形部材の硬度差も８０Ｈｖと不芳な結果になった。

供試材Ｈ２２は、熱間圧延の仕上げ温度が１０１０℃と本発明で規定する範囲の上限を上回っていたため、フェライトの面積率が２８％と低く本発明外であった。熱間プレス用熱延鋼板の平坦矯正を行うことができず、平坦度が悪化した。また、熱間プレス成形部材内の硬度差は１００Ｈｖと不芳な結果になった。

供試材Ｈ２３は、熱間圧延の仕上げ温度が７２０℃と本発明で規定する範囲の下限を下まわっていたため、フェライトの平均粒径が２６μｍと大きくなり、本発明外となった。また、熱間プレス成形部材の硬度差は５０Ｈｖと不芳な結果になった。

供試材Ｈ２４は、仕上げ圧延後の冷却速度が８℃／秒と本発明で規定する範囲の下限を下まわっていたため、フェライトの平均粒径が２６μｍと大きくなり、本発明外となった。また、熱間プレス成形部材内の硬度差は６０Ｈｖと不芳な結果になった。

供試材Ｈ２５は、仕上げ圧延後の冷却速度が１６０℃／秒と本発明で規定する範囲の上限を上回っていたため、フェライトの面積率が１０％と低くなった。そのため、熱間プレス用熱延鋼板の平坦矯正を行うことができず平坦度が悪化した。また、熱間プレス成形部材の硬度差は６０Ｈｖと不芳な結果になった。

供試材Ｈ２６は、熱延後の巻取り温度が６６０℃と本発明で規定する範囲の上限を上回っていたため、フェライトの平均粒径が２７μｍと大きくなり、本発明外となった。また、コイルが変形し、鋼板不良率が５０％となった。したがって、熱間プレス成形部材の硬度差も１００Ｈｖ、不良率も３０％と不芳な結果になった。

さらに、供試材Ｈ２７は、熱間圧延後の巻取り温度が４８０℃と本発明で規定する範囲の下限を下まわっていたため、フェライト以外の残部組織がベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトになり熱間プレス用熱延鋼板の強度が高くなった。このため、平坦矯正を行うことができず平坦度が悪化した。また、熱間プレス成形部材の硬度差も６０Ｈｖと不芳な結果になった。

一方、供試材Ｇ１〜Ｇ１８は、本発明例である供試材Ｈ１〜Ｈ１８に本発明で規定する範囲で合金化溶融亜鉛めっきを行ったので、熱間プレス用熱延鋼板の不良率０〜３％、熱間プレス成形部材の不良率０〜２％、ならびに熱間プレス成形部材の硬度差も１５Ｈｖ以下とバラツキも少なく、表面性状と焼入れ性に優れていた。

これに対し、供試材Ｇ１９は、加熱温度が９００℃と本発明で規定する範囲の上限を上回っていたため、フェライト面積率が２５％と低くなり、熱間プレス用熱延鋼板の強度が高くなった。このため、平坦矯正を行うことができず平坦度が悪化した。したがって、熱間プレス成形部材の硬度差も６２Ｈｖと不芳な結果になった。

供試材Ｇ２０は、加熱後の冷却速度が７２℃／秒と本発明で規定する範囲の上限を上回っていたため、フェライトの平均粒径が１μｍとなり、熱間プレス用熱延鋼板の強度が高くなった。このため、平坦矯正を行うことができず平坦度が悪化した。したがって、熱間プレス成形部材の硬度差も６８Ｈｖと不芳な結果になった。

供試材Ｇ２１は、加熱後の冷却速度が１℃／秒と本発明で規定する範囲の上限を上回っていたため、フェライトの平均粒径が２７μｍとなり、また熱間プレス成形部材の硬度差も１０５Ｈｖと不芳な結果になった。

供試材Ｇ２２は、加熱後の冷却停止温度が４３０℃と本発明で規定する範囲の下限を下まわっていたため、フェライト以外の残部組織がベイナイトならびにマルテンサイトになった。そのため、熱間プレス用熱延鋼板の強度が高くなり平坦矯正を行うことができず、平坦度が悪化した。また、焼入れ性も悪化し、熱間プレス成形部材の硬度差は１２０Ｈｖと不芳な結果になった。

実施例の熱間プレス成形部材の断面形状を示す説明図である。 実施例の熱間プレス成形部材の切断位置を模式的に示す説明図である。

Claims (15)

1. 質量％で、Ｃ：０．１０〜０．５０％、Ｓｉ：０．０２〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜３．５％、Ｃｒ：０．０３〜１．０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼組成を有し、面積率で３０％以上のフェライトと、その残部としてパーライトおよびセメンタイトの１種または２種とを有し、前記フェライトの平均結晶粒径が２〜２５μｍであり、表面から深さ１０μｍまでの表層部におけるＳｉ濃度が、該表層部を除いた内部におけるＳｉ濃度の２．０倍以下であり、かつ、前記表層部におけるＣｒおよびＭｎの合計濃度が、前記内部におけるＣｒおよびＭｎの合計濃度の３．０倍以下であり、さらに、板厚が１．６〜６．０ｍｍであることを特徴とする熱間プレス用熱延鋼板。
2. 質量％で、Ｃ：０．１０〜０．５０％、Ｓｉ：０．０２〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜３．５％、Ｃｒ：０．０３〜１．０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼組成を有し、面積率で３０％以上のフェライトと、その残部としてパーライトおよびセメンタイトの１種または２種とを有し、前記フェライトの平均結晶粒径が２〜２５μｍであり、前記フェライトの粒内に粒径０．２μｍ以上のセメンタイトが平均粒子間隔０．５〜５μｍで分散して存在し、さらに、板厚が１．６〜６．０ｍｍであることを特徴とする熱間プレス用熱延鋼板。
3. 表面から深さ１０μｍまでの表層部におけるＳｉ濃度が、該表層部を除いた内部におけるＳｉ濃度の２．０倍以下であり、かつ、前記表層部におけるＣｒおよびＭｎの合計濃度が、前記内部におけるＣｒおよびＭｎの合計濃度の３．０倍以下であることを特徴とする請求項２に記載された熱間プレス用熱延鋼板。
4. 前記鋼組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＣｕ：１．０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項1から請求項３までのいずれかに記載された熱間プレス用熱延鋼板。
5. 前記鋼組成が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下および希土類元素：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載された熱間プレス用熱延鋼板。
6. 表面にめっき層を備えることを特徴とする請求項１から請求項５までのいずれか１項に記載された熱間プレス用熱延鋼板。
7. 前記めっき層は、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層である請求項６に記載された熱間プレス用熱延鋼板。
8. 請求項１から請求項５までのいずれか１項に記載された鋼組成を有する鋼塊または鋼片を１１００℃以上とした後に熱間圧延を開始し、Ａｒ_３点〜１０００℃で熱間圧延を完了し、その後１０〜１５０℃／秒の平均冷却速度で５００〜６５０℃まで冷却してから巻取りを行う熱間圧延工程を備え、前記熱間圧延を完了した後であって前記巻取りを開始するまでの間に、冷却開始温度：６５０℃超７５０℃以下、および冷却時間：３〜２０秒間の条件で空冷を行うことを特徴とする、面積率で３０％以上のフェライトと、その残部としてパーライトおよびセメンタイトの１種または２種とを有し、前記フェライトの平均結晶粒径が２〜２５μｍである組織を有する熱間プレス用熱延鋼板の製造方法。
9. 前記巻取りを行った後１０秒間以上保持する保持工程を備えることを特徴とする請求項８に記載された熱間プレス用熱延鋼板の製造方法。
10. 前記保持工程において０．１℃／秒以上の平均冷却速度で、前記巻取りを行われたコイルを冷却することを特徴とする請求項９に記載された熱間プレス用熱延鋼板の製造方法。
11. 請求項１に記載された鋼組成を有する鋼塊または鋼片を１１００℃以上とした後に熱間圧延を開始し、Ａｒ _３ 点〜１０００℃で熱間圧延を完了し、その後１０〜１５０℃／秒の平均冷却速度で５００〜６５０℃まで冷却してから巻取りを行う熱間圧延工程を備えとともに、前記熱間圧延工程は粗熱間圧延と仕上熱間圧延とを含み、該粗熱間圧延を完了した後のシートバーの長手方向の平均温度を９５０℃以上とし、その後２０秒間以内にデスケーリングを行った後に、前記仕上熱間圧延を行うことを特徴とする、面積率で３０％以上のフェライトと、その残部としてパーライトおよびセメンタイトの１種または２種とを有し、前記フェライトの平均結晶粒径が２〜２５μｍである組織を有する熱間プレス用熱延鋼板の製造方法。
12. 前記熱間圧延工程は粗熱間圧延と仕上熱間圧延とを含み、該粗熱間圧延を完了した後のシートバーの長手方向の平均温度を９５０℃以上とし、その後２０秒間以内にデスケーリングを行った後に、前記仕上熱間圧延を行うことを特徴とする請求項８から請求項１０までのいずれか１項に記載された熱間プレス用熱延鋼板の製造方法。
13. 連続溶融金属めっき装置において、前記熱間圧延工程を経て製造された熱延鋼板を（Ａｃ_３点＋５０℃）以下の温度としてから、２〜７０℃／秒の平均冷却速度で４４０℃以上の温度まで冷却し、その後溶融金属めっき浴に浸漬して溶融金属めっきを行う溶融金属めっき工程を備えることを特徴とする請求項８から請求項１２までのいずれか１項に記載された熱間プレス用熱延鋼板の製造方法。
14. 前記溶融金属めっき浴は溶融亜鉛めっき浴であり、溶融亜鉛めっきを行った後に合金化処理を行う工程を備えることを特徴とする請求項１３に記載された熱間プレス用熱延鋼板の製造方法。
15. 請求項１から請求項７までのいずれか１項に記載された熱間プレス用熱延鋼板を、Ａｃ_３点超に加熱し、金型を用いて熱間成形を行うことにより、熱間成形と同時に焼入れを行って成形品とすることを特徴とする熱間プレス成形部材の製造方法。

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