JP5131844B2 - 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鋼板部材の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車用の足廻り、シャ−シ、補強部品などとして使用される熱間プレス鋼板部材の素材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鋼板部材の製造方法に関する。

近年、自動車の軽量化のため、鋼材の高強度化を図り、使用する鋼材の厚みを減ずる努力が進められている。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、成形すべき材料を予め加熱して成形する熱間成形（熱間プレス）技術が採用されており、特許文献１〜４にはいくつかの技術が開示されている。
特開平２００２−１０２９８０号公報 特開平２００３−７３７７４号公報 特開平２００３−１４７４９９号公報 特開平２００３−１２６９２１号公報

従来、熱間プレス鋼板部材は、特許文献１〜４に開示されるように、薄肉化のために板厚１．６ｍｍ未満の冷延鋼板またはその冷延鋼板に溶融亜鉛めっきを施した溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板を素材として用いてきた。

しかし、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伴って、熱間プレス鋼板部材は大型部品にも採用されるようになってきており、特に自動車用の大型熱間プレス鋼板部材としては、バンパーの補強材やセンターピラーの補強材等に板厚１．６ｍｍ以上の鋼板が採用されるようになってきている。

ここで、一般に、板厚１．６ｍｍ以上の鋼板については、生産効率やコストの観点から熱延鋼板を使用することが多い。したがって、熱間プレス用鋼板についても板厚が厚いものについては熱延鋼板を適用することが求められるようになることが予想される。

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。そして、本発明者の検討によれば、熱間プレス用鋼板に熱延鋼板を適用するには、解決しなければならない重要な課題が存在することが明らかになった。すなわち、一般的な冷間プレスにおいて冷延鋼板に代えて熱延鋼板を用いると、熱延鋼板は冷延鋼板に比べて表面粗さが粗く、粗さも鋭いため、プレス金型の寿命が短くなるという問題が生じるが、熱間プレスの場合には、金型が高温にさらされるという過酷な条件のため、冷間プレスの場合よりも金型寿命が短縮される。さらに、冷間プレス後の冷間プレス鋼板部材の強度は、冷間プレスによって生じる加工硬化によってある程度上昇するだけであるが、熱間プレス後の熱間プレス鋼板部材の強度は、焼入によって著しく強度が上昇するため、金型から取り出す際のかじりが冷間プレスに比べて生じやすくなる。このことによって、金型寿命が一層短縮されるのである。

本発明は、上記現状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、引張強さ９８０ＭＰａ以上の熱間プレス鋼板部材の素材として好適であり、さらに金型寿命の延命に寄与し得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鋼板部材の製造方法を提供することを目的とする。

本発明者は、上記課題を解決するために鋭意検討を行った。その結果、以下の知見を得た。
本発明者は、目的とする高強度を確保しつつ熱間プレス鋼板部材を金型から取り出す際のかじりを抑制する方法として、新たに、熱間プレス鋼板部材の板厚中心部は従来のように硬質な組織としたままで表層部のみを軟質化することを着想した。

そして、熱間プレス鋼板部材の表層部のみを軟質化する方法として、熱間プレス鋼板部材の素材である熱間プレス用鋼板の表層部を脱炭することにより、熱間プレスにおいて焼きが入らないようにすることが有効であることを知見した。

さらに、熱間プレス用鋼板の表層部に形成する脱炭層は、熱間プレスに供する際の加熱工程においてＣの拡散の進行により消失しないように、ある程度の厚さが必要であることも知見した。そして、このような脱炭層の厚さは、熱間圧延後の巻取り条件を規定することにより調整可能であることを知見した。

また、本発明者は、熱間プレスにおける金型寿命を短縮化させる要因が、鋼板表面に存在する粗大かつ硬質な介在物および析出物であり、このような介在物および析出物の金型寿命に及ぼす影響が、金型が高温にさらされる熱間プレスにおいて特に顕著になることを突き止めた。そして、上記介在物は連続鋳造工程において混入するものであり、上記析出物は連続鋳造工程における凝固過程において生成するものであることを突き止め、連続鋳造工程における諸条件を規定することによりこれらの介在物および析出物を低減させることが可能であることを知見した。特に、連続鋳造機の鋳型内において、移動磁場による溶鋼の攪拌を実施することで、上記介在物を効果的に低減させることが可能であることも知見した。

さらに、本発明者は、冷延鋼板に代えて熱延鋼板を用いる場合における金型寿命の短縮の原因が、熱延鋼板が冷延鋼板に比べて表面粗さが粗く、粗さも鋭いことであるところ、このような熱延鋼板の表面粗さが熱間圧延過程において形成されるスケールや、その後の冷却過程および巻取り過程において生じる粒界酸化に起因することを突き止め、熱間圧延、その後の冷却条件および巻取り条件を規定することにより熱延鋼板の表面粗さを調整することが可能であることを知見した。

本発明は、上記検討により得られた知見に基づいてなされたものである。
本発明は、Ｃ：０．０９％以上０．５０％以下（以下、特に断りがない限り組成に関する「％」は「質量％」を意味する）、Ｓｉ：０．０２％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．３％以上３．５％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、Ｔｉ：０．００８％以上０．１０％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０５％以下およびＮ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼組成を有し、鋼板の表層部に平均厚さが２μｍ以上かつ板厚の５％以下である脱炭層を有し、鋼板表面に存在する粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度が３０個／ｍｍ^２以下であり、表面粗さＲａが１．５μｍ以下であることを特徴とする熱間プレス用熱延鋼板である。

この本発明に係る熱間プレス用熱延鋼板は、鋼組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｗ：０．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％以下からなる群から選択された１種または２種以上を含有することが好ましい。

これらの本発明に係る熱間プレス用熱延鋼板は、鋼組成が、Ｆｅの一部に代えて、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下からなる群から選択された１種または２種以上を含有することが好ましい。

これらの本発明に係る熱間プレス用熱延鋼板では、鋼板表面に存在する粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度が５個／ｍｍ^２以下であることが好ましい。
別の観点からは、本発明は、上記の鋼組成を有する溶鋼を、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を２．０トン／分以上６．０トン／分以下とし、さらに、スラブの表面から５ｍｍ深さ位置までの表層部の液相線温度と固相線温度との間の平均冷却速度を４℃／秒以上とする連続鋳造によりスラブとし、このスラブに１０００℃以下の温度域で圧延を完了する熱間圧延を施して熱延鋼板とし、５℃／秒以上１００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却して５８０℃以上７５０℃以下の温度域で巻き取ることを特徴とする熱間プレス用熱延鋼板の製造方法である。

この本発明に係る熱間プレス用熱延鋼板の製造方法では、連続鋳造の際に、連続鋳造機の鋳型内の溶鋼に移動磁場による攪拌を施すことが好ましい。
さらに別の観点からは、本発明は、上記の本発明に係る熱間プレス用熱延鋼板を８５０℃以上１０００℃以下の温度域に２分間以上１５分間以下保持したのちに熱間プレスを施し、１０℃／秒以上の冷却速度で３５０℃未満の温度域まで冷却することを特徴とする熱間プレス鋼板部材の製造方法である。

本発明により、自動車や各種の産業機械に用いられる、引張強さ９８０ＭＰａ以上の熱間プレス鋼板部材の素材として好適であり、さらに金型寿命の延命に寄与し得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鋼板部材の製造方法を提供することができる。

以下、本発明に係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鋼板部材の製造方法を実施するための最良の形態を、説明する。
（Ａ）鋼組成
Ｃ：０．０９％以上０．５０％以下
熱間プレスは、素材となる熱間プレス用鋼板を加熱することで軟質化させ、プレス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き入れし、より高強度の成形品である熱間プレス鋼板部材を得ることも特色である。鋼の焼き入れ後の強度は主にＣ含有量によって決定されるため、熱間プレス鋼板部材に要求される強度に応じてＣ含有量を設定する。Ｃ含有量が０．０９％未満では、本発明が目的とする熱間プレス鋼板部材の引張強度を９８０ＭＰａ以上とすることが困難となる。したがって、Ｃ含有量を０．０９％以上とする。好ましくは０．１８％以上である。一方、Ｃ含有量が０．５０％超では、熱間プレス鋼板部材の靭性の劣化が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．３５％以下である。

Ｓｉ：０．０２％以上２．０％以下
Ｓｉは、熱間プレス用鋼板の焼入れ性を高め、かつ熱間プレス鋼板部材の強度を安定して確保するのに有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．０２％未満では、上記作用による効果を十分に得ることが困難となる。したがって、Ｓｉ含有量は０．０２％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が２．０％を超えると、熱間プレスに供する際の加熱工程において熱間プレス用熱延鋼板の表面にＳｉスケールが多量に発生し、熱間プレス鋼板部材にＳｉスケール疵を誘発する。したがって、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。熱間プレス用熱延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、合金化処理性の観点からＳｉ含有量を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％以上３．５％以下
Ｍｎは、熱間プレス用鋼板の焼入れ性を高め、かつ熱間プレス鋼板部材の強度を安定して確保するのに非常に有効な元素である。Ｍｎ含有量が０．３％未満では、上記作用による効果を十分に得ることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は０．３％以上とする。好ましくは０．８％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．５％を超えると、熱間プレス鋼板部材の靭性劣化を招く。したがって、Ｍｎ含有量は３．５％以下とする。好ましくは３．０％以下である。

Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下
Ｃｒは、熱間プレス用鋼板の焼入れ性を高め、かつ熱間プレス鋼板部材の強度を安定して確保するのに非常に有効な元素でもある。Ｃｒ含有量が０．０１％未満では、上記作用による効果を十分に得ることが困難となる。したがって、Ｃｒ含有量は０．０１％以上とする。好ましくは０．１％以上である。一方、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると、熱間プレス鋼板部材の靭性劣化を招く。したがって、Ｃｒ含有量は１．０％以下とする。好ましくは０．６％以下である。

Ｔｉ：０．００８％以上０．１０％以下
後述するＢによる作用効果は固溶状態にあるＢによってもたらされるため、鋼中におけるＢＮの形成を抑制する必要がある。Ｔｉは、Ｂよりも窒化物形成能が高いので、Ｔｉを含有させることにより鋼中におけるＢＮの形成を抑制することが可能となる。この作用効果を得るために、Ｔｉ含有量は０．００８％以上とする。好ましくは０．０１％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．１０％超ではＴｉＮが粗大化してしまい、鋼板表層部にＴｉＮが析出するとＴｉＮが非常に硬質なために金型寿命に悪影響を及ぼし、鋼板内部に析出すると熱間圧延鋼板部材の靭性劣化を招く。したがってＴｉ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０３５％以下である。

Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下
Ｂは、熱間プレス用鋼板の焼入れ性を高め、かつ熱間プレス鋼板部材の強度を安定して確保するのに非常に有効な元素である。Ｂ含有量が０．０００２％未満では、上記作用による効果を十分に得ることが困難となる。したがって、Ｂ含有量は０．０００２％以上とする。好ましくは０．０００３％以上である。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、熱間プレス鋼板部材の靭性劣化を招く。したがって、Ｂ含有量を０．００５０％以下とする。好ましくは０．００３５％以下である。

Ａｌ：０．００５％以上０．１％以下
Ａｌは、製鋼工程において脱酸材として添加され、鋼材を健全化する作用を有する。Ａｌ含有量が０．００５％未満では、上記作用による効果を十分に得ることが困難となる。したがって、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。好ましくは０．０１％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．１％を超えると、鋼中に多量の酸化物を形成して熱間プレス鋼板部材の靭性を劣化させる。したがって、Ａｌ含有量は０．１％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。

Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１％以下
Ｐ、ＳおよびＮは、一般に不純物として鋼中に含有される元素であるが、熱間プレス用鋼板の焼入れ性を高め、かつ熱間プレス鋼板部材の強度を安定して確保するのに有効な元素でもあるので、積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐ含有量が０．１０％超、Ｓ含有量が０．０５％超またはＮ含有量が０．０１％超では、熱間プレス鋼板部材の靭性を劣化させる。したがって、Ｐ含有量は０．１０％以下、Ｓ含有量は０．０５％以下、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。なお、これらの不純物元素を過剰に低減するには著しいコストの増加を伴うので、Ｐ含有量は０．００５％以上、Ｓ含有量は０．０００５％以上、Ｎ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。

Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｗ：０．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％以下からなる群から選択された１種または２種以上
これらの元素は、いずれも熱間プレス用鋼板の焼入れ性を高め、かつ熱間プレス鋼板部材の強度を安定して確保するのに有効な任意元素である。したがって、これらの元素から選ばれる１種または２種以上を積極的に含有させてもよい。しかし、Ｎｂについては０．１％を超えて、ＶおよびＷについてはそれぞれ０．５％を超えて、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉについてはそれぞれ１．０％を超えて、含有させても上記作用による効果は飽和してしまい、徒にコストの増加を招くのみである。したがって、Ｎｂの含有量は０．１％以下、ＶおよびＷの含有量はそれぞれ０．５％以下、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの含有量はそれぞれ１．０％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｂについては０．００５％以上、ＶおよびＷについてはそれぞれ０．０１％以上、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉについてはそれぞれ０．０２％以上として、いずれかの元素を含有させることが好ましい。

ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下からなる群から選択された１種または２種以上
ＲＥＭ（希土類元素）、ＭｇおよびＣａは、いずれも鋼中の介在物の形態を微細化する作用を有し、介在物による熱間プレス時の割れを防止するのに有効な元素である。したがって、これらの元素から選ばれる１種または２種以上を積極的に含有させてもよい。しかし、ＲＥＭについては０．１％を超えて、ＭｇおよびＣａについては０．０１％を超えてそれぞれ含有させても上記作用による効果は飽和してしまい、徒にコストの増加を招くのみである。したがって、ＲＥＭの含有量は０．１％以下、ＭｇおよびＣａの含有量はそれぞれ０．０１％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、いずれかの元素の含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。

上記以外の残部は、Ｆｅおよび不純物である。
（Ｂ）熱間プレス用熱延鋼板の諸特性
＜脱炭層＞
熱間プレスにおける金型摩耗を抑制するには、熱間プレス用熱延鋼板の表層部に平均厚さが２μｍ以上かつ板厚の５％以下の脱炭層を有することが有効である。ここで、脱炭層とは、鋼板表層部に存在するフェライトの面積率が９５％以上の組織の層であり、炭化物が殆ど存在しないフェライト主体の層であるため、ミクロ観察によってその他の部位の組織と容易に区別されるものである。

この脱炭層の平均厚さが２μｍ未満では、金型摩耗の抑制効果が十分に得られない。これは、熱間プレスに供する熱間プレス用鋼板の加熱工程において脱炭層にＣが拡散されるところ、平均厚さが２μｍ未満の薄い脱炭層ではこの加熱工程において脱炭層が消失してしまい、熱間プレス後の熱間プレス鋼板部材の表層部に脱炭による軟質層が維持されない場合があるからである。したがって、熱間プレス用熱延鋼板の表層部における脱炭層の平均厚さは２μｍ以上とする。

一方、この脱炭層の平均厚さが板厚の５％超では、熱間プレスによる焼入れにより高強度化される部位の割合が過少となり、熱間プレス鋼板部材について目的とする引張強さが得られない場合がある。したがって、熱間プレス用熱延鋼板の表層部における脱炭層の平均厚さは板厚の５％以下とする。

熱間プレスは、供給する熱間プレス用熱延鋼板を一旦オーステナイト単相域まで加熱するプロセスであるから、熱間プレス用熱延鋼板における脱炭層以外の内部の鋼組織は特に規定する必要はない。すなわち、フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイト、球状化セメンタイトなど如何なる相および組織であっても構わない。ただし、熱間プレスに供する前のブランキングにおける加工性の確保という観点からは、フェライトとパーライトまたはフェライトと球状化セメンタイトの鋼組織とすることが好ましい。

＜介在物および析出物＞
鋼板表面に存在する粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度を３０個／ｍｍ^２以下とする。ここで、介在物および析出物の粒径は、介在物および析出物の面積から換算した円相当直径である。

介在物はＡｌ系やＴｉ系の酸化物であり、その代表的なものはＡｌ_２Ｏ_３である。また、析出物はＴｉ系やＡｌ系の析出物であり、その代表的なものは窒化物であり、ＴｉＮやＡｌＮであるが、高温で生成して粗大化するのはＴｉＮである。これらの介在物および析出物はいずれも硬質であるため、鋼板表面にこれらの介在物や析出物のうち粒径１μｍ以上の粗大なものが多数存在すると、金型の磨耗が促進され、金型寿命が短縮される。したがって、鋼板表面に存在する粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度を３０個／ｍｍ^２以下とする。なお、介在物および析出物のうち粒径１μｍ以上のものを規定するのは、粒径１μｍ未満の介在物および析出物は金型磨耗に及ぼす影響が小さいからである。

＜表面粗さ＞
鋼板の表面粗さＲａは１．５μｍ以下とする。鋼板の表面粗さがＲａが１．５μｍ超では、金型の磨耗が著しく促進され、金型寿命が顕著に短縮される。したがって鋼板の表面粗さＲａを１．５μｍ以下とする。

＜その他＞
熱間プレス用熱延鋼板の表面には、熱間プレス工程におけるスケール生成の抑制や熱間プレス鋼板部材の耐食性の向上を目的として、例えば、溶融亜鉛めっきや合金化溶融亜鉛めっきなどの表面処理を施してもよい。このようなめっき被膜は軟質であるため、金型寿命はめっきの基材である熱延鋼板の性状によって決定されるからである。

（Ｃ）熱間プレス用熱延鋼板の製造条件
上述した本発明に係る熱間プレス用熱延鋼板を得るには、以下のような製造条件を適用することが有効である。

（連続鋳造工程）
溶鋼を連続鋳造してスラブとする連続鋳造工程において、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を２．０トン／分以上６．０トン／分以下とし、さらに、スラブの表面から５ｍｍ深さ位置までの表層部の液相線温度と固相線温度と間における平均冷却速度を４℃／秒以上とする。

単位時間当たりの溶鋼鋳込み量が２．０トン／分未満では、鋳型に供給される熱量が減少し、凝固殻上部の爪長さが長くなるため、スラブ表層へのモールドパウダーの捕捉が生じやすくなり、鋼板表面に存在する粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度が３０個／ｍｍ^２超となる場合がある。したがって、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量は２．０トン／分以上とする。なお、モールドパウダーは、一般に、Ａｌ_２Ｏ_３、ＳｉＯ_２、ＣａＯの成分系で構成されている。

一方、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量が６．０トン／分超では、溶鋼の流動が大きくなり過ぎて、モールドパウダーの巻き込みによるアルミナ系介在物のスラブ表層への捕捉が生じやすくなり、鋼板表面に存在する粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度が３０個／ｍｍ^２超となる場合がある。したがって、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量が６．０トン／分以下とする。

また、液相線温度と固相線温度との間は凝固の途中過程であるため、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎなどが溶鋼偏析し、その凝固界面でＴｉＮやＡｌＮの析出を開始して成長する。したがって、スラブの表面から５ｍｍ深さ位置までの表層部の液相線温度と固相線温度との間における平均冷却速度が４℃／秒未満では、冷却速度が小さいため、溶鋼偏析が進行して析出核生成が促進されるとともに析出後の析出物の粒成長も促進されてしまい、鋼板表面に存在する粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度が３０個／ｍｍ^２超となる場合がある。したがって、スラブの表面から５ｍｍ深さ位置までの表層部の液相線温度と固相線温度との間の平均冷却速度が４℃／秒以上とする。

鋼板表面の析出物の生成を抑制する観点からは、上記平均冷却速度は大きい方が好ましいので、上記平均冷却速度の上限は特に規定する必要はないが、冷却速度が過大であるとスラブに割れが生じる可能性があるので、１００℃／秒以下とすることが好ましい。

鋼板表面に存在する粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度をより一層低減させるには、連続鋳造機の鋳型内において、移動磁場による溶鋼の攪拌を実施することが有効である。移動磁場による溶鋼の攪拌を実施することにより、凝固殻上部の爪長さが短くなり、スラブ表層へのモールドパウダーの捕捉が生じにくくなる。加えて、一度捕捉されても、鋳型上部表層の溶鋼流動により、再度介在物が浮上する頻度が高くなる。したがって、移動磁場による溶鋼の攪拌を実施することが鋼板表面に存在する粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度の低減に有効であり、それらの数密度を５個／ｍｍ^２以下とすることが可能となり、金型寿命を一層向上させることができる。

ここで、移動磁場による溶鋼の攪拌は、鋳型から２０ｍｍ位置における流速が１０ｃｍ／秒以上１００ｃｍ／秒以下となるように行うことが好ましい。上記流速が１０ｃｍ／未満では介在物捕捉抑制作用が十分でない場合があり、１００ｃｍ／秒超ではパウダーの巻き込みにより却って介在物が増加する場合があるからである。上記流速は、例えばカルマン渦式流量計を用いて測定することができる。

（熱間圧延工程）
このようにして得たスラブに１０００℃以下の温度域で圧延を完了する熱間圧延を施して熱延鋼板とし、５℃／秒以上１００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却して５８０℃以上７５０℃以下の温度域で巻き取る。

熱間圧延完了温度が１０００℃超では、鋼板表面にスケール疵が多発し、鋼板の表面粗さＲａが１．５μｍ超となる場合がある。したがって、熱間圧延完了温度は１０００℃以下とする。なお、熱間圧延完了温度の下限は特に規定する必要はないが、熱間圧延過程で変態が生じると体積変動に起因する操業トラブルを誘発するため、８２０℃以上とすることが好ましい。

また、熱間圧延完了から巻取りまでの平均冷却速度が５℃／秒未満では、高温状態に保持される時間が長過ぎるため、粒界酸化が著しく進行してしまい、鋼板の表面粗さＲａが１．５μｍ超となる場合がある。したがって、熱間圧延完了から巻取りまでの平均冷却速度は５℃／秒以上とする。

一方、熱間圧延完了から巻取りまでの平均冷却速度が１００℃／秒超では、高温状態に保持される時間が短過ぎるため、鋼板の表層部に形成される脱炭層の平均厚さが２μｍ未満となる場合がある。したがって、熱間圧延完了から巻取りまでの平均冷却速度は１００℃／秒以下とする。

また、巻取温度が５８０℃未満では、高温状態に保持される時間が短過ぎるため、鋼板の表層部に形成される脱炭層の平均厚さが２μｍ未満となる場合がある。したがって、巻取温度は５８０℃以上とする。

一方、巻取温度が７５０℃超では、高温状態に保持される時間が長過ぎるため、粒界酸化が著しく進行してしまい、鋼板の表面粗さＲａが１．５μｍ超となる場合がある。したがって、巻取温度は７５０℃以下とする。

なお、上記冷却条件を満足するのであるなら、熱間圧延後の冷却を、１次冷却−空冷−２次冷却という冷却を採用してもよい。
（Ｄ）熱間プレス鋼板部材の製造方法
（加熱条件：８５０℃以上１０００℃以下の温度域に２分間以上１５分間以下保持）
記熱間プレス用鋼板を熱間プレスに供する際にオーステナイト単相状態となるように加熱を施す。

このときの加熱温度が８５０℃未満または加熱時間が２分間未満では、オーステナイト単相とならずにフェライト、パーライト、ベイナイトやセメンタイトが残存したり、Ｃの固溶が不均一となる場合があり、このため、熱間プレス鋼板部材について目的とする強度を確保できなかったり、熱間プレス鋼板部材内における硬度変動が著しくなる場合がある。したがって、加熱温度は８５０℃以上、加熱時間は２分間以上とする。一方、加熱温度が１０００℃超または加熱時間が１５分間超では、鋼板表面に厚いスケールが形成されてしまい、熱間プレスにおいてスケール噛み込みが生じて熱間プレス鋼板部材に表面疵が生じる場合がある。また、Ｃの拡散が大きくなるため、鋼板表層部の脱炭層が消失してしまい、目的とする金型磨耗抑制効果が得られなくなる場合もある。したがって、加熱温度は１０００℃以下、加熱時間は１５分間以下とする。

（熱間プレス後に１０℃／秒以上の冷却速度で３５０℃未満の温度域まで冷却）
熱間プレス後の冷却速度が１０℃／秒未満では、熱間プレスの途中やその後の冷却過程においてフェライトが生成し始めるため、熱間プレス鋼板部材について目的とする強度を確保できない場合がある。また、冷却を３５０℃以上の温度で停止してしまったのでは、マルテンサイト以外の相や組織が生成してしまい、熱間プレス鋼板部材について目的とする強度を確保できない場合がある。したがって、熱間プレス後に１０℃／秒以上の冷却速度で３５０℃未満の温度域まで冷却する。冷却速度は２０℃／秒以上とすることが好ましく、冷却速度の上限は特に規定する必要はない。また、冷却完了温度は１００℃以下、さらには室温とすることが好ましい。

このようにして、本実施の形態により、自動車や各種の産業機械に用いられる、引張強さ９８０ＭＰａ以上の熱間プレス鋼板部材の素材として好適であり、さらに金型寿命の延命に寄与し得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鋼板部材の製造方法が提供される。

本発明の具体的な実施例を以下に説明する。
表１に示す化学成分を有する鋼を試験転炉で溶製し、試験連続鋳造機にて連続鋳造を実施し、スラブとした。供試材の一部は、連続鋳造時に鋳型内電磁攪拌を実施した。その後、試験熱間圧延機にて、得られたスラブを表２に示す条件にて加熱した後、熱間圧延を施した。板厚は、３．２ｍｍとした。その後、ラボにて酸洗を行い熱間プレス用熱延鋼板とした。

得られた熱間プレス用熱延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て速やかに、本実施例でのハット成形法を模式的に示す説明図である図１に示す、冷却装置付きの銅製のパンチ１およびダイス２を備える熱間プレス試験装置３を用いて、熱間プレスを施し、焼入れ処理を施して、熱間プレス鋼板部材４とした。

図１に示すように、熱間プレス鋼板部材４の形状は、ハット型の形状（巾１００ｍｍ×長さ１５０ｍｍ）とし、成形高さは７０ｍｍとした。各条件で製造した鋼板を５０枚用意し、熱間プレスを実施した。
１）スラブ表面から深さ５ｍｍ位置における液相線温度と固相線温度との間での平均凝固速度の算出
得られたスラブの一部を切り出し、ピクリン酸にてエッチングを行った。光学顕微鏡を用いて、スラブの凝固組織を観察した。スラブ表面から５ｍｍ位置のデンドライト２次アーム間隔を測定した。測定は各供試材でｎ＝１０で測定し、各々の箇所で冷却速度を求め、その平均値を平均冷却速度とした。
２）鋼組織の評価
鋼板の圧延方向に平行な断面について、ナイタール液でエッチングを行い、光学顕微鏡を用いて、鋼板表層の鋼組織を観察した。倍率は５００倍として、各製造条件に付きｎ＝１０の視野で観察を行った。各視野における最小脱炭層厚みと最大脱炭厚みを測定し、得られた測定値（ｎ＝２０）から脱炭層の平均厚さを算出した。
３）介在物および析出物の調査
鋼板の表面を、走査型電子顕微鏡で観察した。倍率は３０００倍で実施し、各製造条件についてｎ＝２０の視野を観察した。粒径は画像解析により求められる各々の介在物および析出物の面積から円相当粒径に換算し、その直径を各々の介在物および析出物の粒径とした。その粒径１μｍ以上の個数をカウントし、単位面積における個数を換算した。
４）鋼板の機械特性
各鋼板の圧延直角方向からＪＩＳ５号引張試験を採取した。試験方法はＪＩＳ Ｚ ２２４１に準じた。降伏点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を測定した。
５）鋼板の表面粗さ
表面粗さ計を用いて、各鋼板の圧延方向ならびに圧延直角方向について鋼板表面粗さ（Ｒａ）を測定した。各鋼板について圧延方向をｎ＝５ならびに圧延直角方向ｎ＝５のＲａを測定し、算術計算にて平均値とした。
６）金型摩耗の評価
金型摩耗の評価は、同一条件で製造した熱間プレス用鋼板を５０枚熱間プレスした後、図１に示すパンチ１を取り出し、パンチ１の縦壁部の表面粗さＲｙを測定した。金型使用前のＲｙと５０枚熱間プレスした金型使用後のＲｙとの差を摩耗量とした。
７）熱間プレス鋼板部材の硬度
図１に示す熱間プレス鋼板部材１のハット形状の硬度は、ビッカース硬度計を用いて測定した。荷重は９８ｋＮ（１０ｋｇｆ）とした。ハット形状部の縦壁部を切り出し、板厚１／４部での断面硬度をｎ＝５で測定し、算術計算にて平均値とした。

結果を表３にまとめて示す。

本発明である供試材Ｈ１〜Ｈ８は、金型摩耗量Ｒｙが６μｍ以下で金型の摩耗が少なく良好であった。特に、鋳型内電磁攪拌を行ったＨ１、Ｈ６およびＨ８は、鋼板表面に存在する粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度が一層少なくなっており、金型摩耗量Ｒｙが３μｍ以下と、金型の摩耗が極めて少なく良好であった。

供試材Ｎｏ．Ｈ９〜Ｈ１７は本発明で規定する条件のいずれかを外れる比較例である。
供試材Ｈ９は、単位時間当りの溶鋼鋳込み量が１.８トン／分と、本発明の範囲外であった。そのため、鋳型の熱量が少なくなり、凝固殻に介在物が捕捉されやすくなり、鋼板表面に存在する粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度が３５個／ｍｍ^２と増加し、金型摩耗量Ｒｙが１０μｍと悪化した。

供試材Ｈ１０は、単位時間当りの溶鋼鋳込み量が６.２トン／分と、本発明の範囲外であった。そのため、鋳型内の溶鋼流動が過大となり、モールドパウダーの巻き込みによるアルミナ系介在物のスラブ表層への捕捉が生じやすくなり、鋼板表面に存在する粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度が３８個／ｍｍ^２と増加し、金型摩耗量Ｒｙが１２μｍと悪化した。

供試材Ｈ１１は、スラブの表面から５ｍｍ深さ位置までの表層部の液相線温度〜固相線温度間の平均冷却速度が３℃／秒と、本発明の範囲外であった。そのため、溶鋼偏析が進行して析出核生成が促進されるとともに析出後の析出物の粒成長も促進されてしまい、鋼板表面に存在する粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度が５０個／ｍｍ^２と増加し、金型摩耗量Ｒｙが１４μｍと悪化した。

供試材Ｈ１２は、熱間圧延完了温度が１０２０℃と、本発明の範囲外であった。そのため、鋼板表面にスケール疵が多発し、鋼板の表面粗さＲａが１．８μｍとなり、金型摩耗量Ｒｙが１２μｍと悪化した。

供試材Ｈ１３は、熱間圧延完了から巻取りまでの平均冷却速度が４℃／秒と、本発明の範囲外であった。そのため、鋼板表層での粒界酸化が顕著になり、鋼板の表面粗さＲａが１．８μｍとなり、金型摩耗量Ｒｙが１３μｍと悪化した。

供試材Ｈ１４は、熱間圧延完了から巻取りまでの平均冷却速度が１２０℃／秒と、本発明の範囲外であった。そのため、鋼板の表層部に形成される脱炭層の平均厚さが０μｍとなり、金型摩耗量Ｒｙが１６μｍと悪化した。

供試材Ｈ１５は、巻取温度が５６０℃と、本発明の範囲外であった。そのため、鋼板の表層部に形成される脱炭層の平均厚さが１μｍとなり、金型摩耗量Ｒｙが１５μｍと悪化した。

供試材Ｈ１６は、巻取温度が７６０℃と、本発明の範囲外であった。そのため、鋼板表層での粒界酸化が顕著になり、鋼板の表面粗さＲａが１．７μｍとなり、金型摩耗量が１２μｍと悪化した。

さらに、供試材Ｈ１７は、Ｍｎ含有量が０．２％と、本発明の範囲外であった。そのため、焼入性が不十分となり、熱間プレス鋼板部材の硬度が２００Ｈｖと低い値となった。

本発明の熱間プレス用鋼板は、熱間プレス鋼板部材の素材として好適であり、上記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、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として好適である。また、熱間プレスに用いる金型の長寿命化をも可能にする。したがって、産業上格段の効果を奏する。

実施例でのハット成形法を模式的に示す説明図である。

符号の説明

１ パンチ
２ ダイス
３ 熱間プレス試験装置
４ 熱間プレス鋼板部材

Claims (7)

1. 質量％で、Ｃ：０．０９〜０．５０％、Ｓｉ：０．０２〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜３．５％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｔｉ：０．００８〜０．１０％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０５％以下およびＮ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼組成を有し、
   鋼板の表層部に平均厚さが２μｍ以上かつ板厚の５％以下である脱炭層を有し、
   鋼板表面に存在する粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度が３０個／ｍｍ^２以下であり、
   表面粗さＲａが１．５μｍ以下であること
   を特徴とする熱間プレス用熱延鋼板。
2. 前記鋼組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｗ：０．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％以下からなる群から選択された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に記載の熱間プレス用熱延鋼板。
3. 前記鋼組成が、Ｆｅの一部に代えて、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下からなる群から選択された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または請求項２に記載の熱間プレス用熱延鋼板。
4. 鋼板表面に存在する粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度が５個／ｍｍ^２以下であ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の熱間プレス用熱延鋼板。
5. 請求項１から請求項３までのいずれかに記載の鋼組成を有する溶鋼を、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を２．０〜６．０トン／分とし、さらに、スラブの表面から５ｍｍ深さ位置までの表層部の液相線温度〜固相線温度間の平均冷却速度を４℃／秒以上とする連続鋳造によりスラブとし、該スラブに１０００℃以下の温度域で圧延を完了する熱間圧延を施して熱延鋼板とし、５〜１００℃／秒の平均冷却速度で冷却して５８０〜７５０℃の温度域で巻き取ることを特徴とする熱間プレス用熱延鋼板の製造方法。
6. 前記連続鋳造の際に、連続鋳造機の鋳型内の溶鋼に移動磁場による攪拌を施すことを特徴とする請求項５に記載の熱間プレス用熱延鋼板の製造方法。
7. 請求項１から請求項４までのいずれかに記載の熱間プレス用熱延鋼板を８５０〜１０００℃の温度域に２分間〜１５分間保持したのちに熱間プレスを施し、１０℃／秒以上の冷却速度で３５０℃未満の温度域まで冷却する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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