JP5353642B2 - 熱処理用鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、熱処理用鋼板およびその製造方法に関する。特に、本発明は、熱処理時におけるスケールの生成が抑制されるとともに熱処理後の靭性に優れた熱処理用鋼板およびそ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、使用重量を減ずることが推進されている。
自動車に広く使用される薄鋼板は、鋼板の高強度化にともなってプレス成形性が低下することから、上記鋼材の高強度化にともなって、複雑な形状の製品を製造することが困難になってきている。

具体的には、鋼板の高強度化にともなって延性が低下することから、加工度が高い部位で破断が生じたり、鋼板の高強度化にともなってスプリングバックや壁反りが大きくなることから、寸法精度が劣化したりする問題が生じている。

したがって、高強度、特に７８０ＭＰａ級以上の引張強さを有する鋼板を用いて、プレス成形により鋼板部材を製造することは容易でない。
ここで、プレス成形ではなくロール成形によれば高強度の鋼板についてもある程度加工が可能になる。しかし、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という制約があり、部材形状の自由度が著しく制限される。

そこで、高強度鋼板のような難プレス成形材料をプレス成形する技術として、例えば特許文献１に開示されるように、成形に供する材料を加熱してから成形する熱間成形（熱間プレス）技術が採用されている。

そして、特許文献２には、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、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、フェライトの平均結晶粒径が２〜２５μｍであり、さらに、板厚が１．６〜６．０ｍｍである熱間プレス用熱延鋼板が開示されている。
また、特許文献３には、ＳｉやＡｌを鋼板中に多量に含有させることにより、オーステナイト域への加熱時にスケール生成を抑制できる、あるいはスケールが生成しても熱間プレス加工時に容易にスケールを剥離できるとされる熱間プレス加工用鋼板が開示されている。

特開２００２−１０２９８０号公報 特開２００６―２６５５８３号公報 特開２００８−２６１０３２号公報

上記従来技術に開示される熱間プレス技術は、熱間プレス用鋼板をオーステナイト域まで加熱し、加熱された熱間プレス用鋼板に熱間プレスを施すものである。
したがって、熱間プレスに供される熱間プレス用鋼板の表面には、熱間プレス用鋼板をオーステナイト域まで加熱することによりスケールが生成する。このスケールが厚いと、スケールの鋼板への密着性が低下し、熱間プレス時に容易に剥離してしまい、鋼板表面に押し込まれてスケール押し込み疵を生じさせたり、鋼板表面におけるかじりを誘発してかじり疵を生じさせたりする。また、剥離したスケールがプレス金型に堆積して、金型汚染を引き起こす場合がある。さらにまた、スケール剥離を起こさない場合であっても、熱間プレス後に施すショットブラスト等のスケール除去作業に要するコストの増加を招いたりする。

特許文献１や特許文献２に開示される従来技術においては、上述した熱間プレス時のスケール生成に関する検討が十分に行われていない。このため、上記問題に関して改善の余地がある。

一方、特許文献３によれば、熱間プレス用鋼板にＳｉやＡｌを多量に含有させることにより、オーステナイト域への加熱時におけるスケール生成を抑制できるとされている。
しかしながら、特許文献３に開示された熱間プレス用鋼板は単にＳｉやＡｌを多量に含有させたものであるため、熱間プレスに供する際のオーステナイト域への加熱温度が著しく高温となる。このため、熱間プレスの生産性の低下を招いたり、加熱が不十分となって熱間プレス後において目的とする強度が得られなかったりする。さらに、ＳｉやＡｌを多量に含有させたものであるため、ＳｉやＡｌの酸化物が鋼中に多量に形成されてしまい、熱間プレスにより得られる鋼材（以下、「熱間プレス鋼材」ともいう。）は靭性に劣る。

ところで、熱間プレス用鋼板は、熱間プレスにおける焼入れ性の確保およびオーステナイト域とするために必要な加熱温度を低下させるために、多量のＭｎを含有させることがよく行われる。そこで、多量のＭｎを含有させることにより、特許文献３に開示された熱間プレス用鋼板の加熱温度を低温化することが一応考えられる。

しかしながら、Ｍｎを多量に含有させると、溶鋼の凝固過程において著しいＭｎの偏析が生じてしまい、熱間プレス用鋼板の板厚方向においてＭｎ濃度のばらつきを生じさせる。このＭｎ濃度のばらつきは熱間プレス後の鋼材の強度に影響するため、Ｍｎ濃度のばらつきにより熱間プレス鋼材の強度も微視的にばらつくようになる。この微視的な強度ばらつきは熱間プレス鋼材の靭性を劣化させる原因になる。

このように、従来技術においては、熱間プレスにおけるスケール生成について十分な検討がなされていないため改善の余地があった。また、スケール生成を抑制するとされる技術も提案されているが、熱間プレスの生産性の低下を招いたり、熱間プレスにより得られる鋼材が靭性に劣るものであったりして、実用化が困難なものであった。

本発明は、上記従来技術に鑑みてなされたものであり、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鋼板の表面に形成されるスケールの生成が抑制されるとともに、熱間プレスによって靭性に優れる熱間プレス鋼材を得ることを可能にする、熱間プレス用鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

なお、上記においては、従来技術の技術課題を具体的に示すために、熱処理の一態様である熱間プレスに関して説明してきたが、スケール生成や靭性に関する問題はオーステナイト域のような高温域への加熱工程を要する熱処理用途全般において一般的に生じる問題である。例えば、高周波焼入れ用途において厚いスケールが生成すると、スケール除去作業に要するコストの増加を招く。また、高周波焼入れ処理後の鋼板部材にも靭性は要求される。

したがって、本発明は、熱処理時におけるスケールの生成が抑制されるとともに熱処理後の靭性に優れた熱処理用鋼板およびその製造方法を提供することを目的とするものでもある。

本発明は、特に、自動車や各種の産業機械に用いられる強度９８０ＭＰａ以上の熱間プレス鋼材を製造しうる熱間プレス用鋼板であって、熱間プレス時のスケール生成が抑制されて鋼板へのスケール密着性に優れ、かつ熱間プレス後の鋼材の強度ばらつきが低減されたことにより靭性を向上させた熱間プレス鋼材を製造するのに好適な熱間プレス用鋼板およびそ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為に鋭意検討を行った。その結果、以下の新たな知見を得た。
（ア）ＳｉおよびＡｌは、Ｆｅよりも酸化しやすい元素であり、鋼板表面にＦｅ_２ＳｉＯ_４、ＦｅＡｌ_２Ｏ_４を形成し、その上方に生成するＦｅＯ、Ｆｅ_３Ｏ_４やＦｅ_２Ｏ_３の生成を抑制する作用を有する。したがって、熱処理の高温加熱時におけるスケール生成を抑制するには、ＳｉおよびＡｌの含有量を高めることが有効である。

（イ）しかしながら、ＳｉおよびＡｌの含有量を高めると、上述したように熱処理における加熱温度の高温化や鋼材の靭性劣化を招いてしまう。したがって、熱処理用鋼材のＳｉおよびＡｌの含有量を単に増加させて、スケール生成を抑制するのに効果を発揮する程度のＳｉおよびＡｌを含有させることはできない。

（ウ）そこで、本発明者はスケール生成抑制に寄与するのが、鋼板の表層部におけるＳｉおよびＡｌの含有量であることに着目した。そして、鋼板表層部におけるＳｉおよびＡｌの含有量を鋼板内部に比して高くすることにより、熱処理における加熱温度の高温化や鋼材の靭性劣化を抑制しつつ、熱処理時の高温加熱におけるスケールの生成を抑制することができることを新たに知見した。

（エ）さらに、Ｃｒを含有させることにより、上記Ｆｅ_２ＳｉＯ_４、ＦｅＡｌ_２Ｏ_４に加えて鋼板表面にＦｅＣｒ_２Ｏ_４が形成され、ＦｅＯ、Ｆｅ_３Ｏ_４やＦｅ_２Ｏ_３の生成をさらに抑制する作用を有することを見出し、鋼板表層部のＳｉ、ＡｌおよびＣｒの含有量を鋼板内部に比して高くすることでより効果的にスケールの生成を抑制することができることを新たに知見した。

（オ）そして、このような濃度分布を実現するには、熱間圧延工程および焼鈍工程における諸条件を好適化することにより、鋼板表層部へのＳｉ、ＡｌおよびＣｒの濃化を促進することが有効であることを新たに知見した。

（カ）また、Ｍｎを多量に含有させることに起因する靭性劣化を抑制するには、板厚方向に生じるＭｎ濃度のばらつきを抑制することが有効であり、それには連続鋳造工程における諸条件を好適化することにより、Ｍｎの偏析を抑制することが有効であることを新たに知見した。

本発明は上記新知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．５％以下、Ｓｉ：０．０２％以上０．５％未満、Ｍｎ：０．５％以上５．０％以下、Ｐ：０．５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．００２％以上０．５％未満、Ｎ：０．０１％以下およびＣｒ：０．０２％以上２．０％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するとともに、下記式（ｉ）および（ｉｉ）を満足する濃度分布を有することを特徴とする熱処理用鋼板。

（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂ≧１．２ （ｉ）
Ｍｎ_ｍａｘ／Ｍｎ_ｍｉｎ≦１．６ （ｉｉ）
ここで、（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓは鋼板表面から２００ｎｍ深さ位置までの表層部におけるＳｉ、ＡｌおよびＣｒの合計質量濃度を、（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂは鋼板表面から板厚の１／４深さ位置におけるＳｉ、ＡｌおよびＣｒの合計質量濃度を、Ｍｎ_ｍａｘは鋼板断面の板厚方向におけるＭｎ濃度の最大値を、Ｍｎ_ｍｉｎは鋼板断面の板厚方向におけるＭｎ濃度の最小値を、それぞれ示す。

（２）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｂｉ：０．０００１質量％以上０．２質量％以下を含有するとともに、下記式（ｉｉｉ）を満足する濃度分布を有することを特徴とする上記（１）記載の熱処理用鋼板。

Ｍｎ_ｍａｘ／Ｍｎ_ｍｉｎ≦１．３ （ｉｉｉ）
（３）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２％以下、Ｖ：０．２％以下およびＷ：０．２％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の熱処理用鋼板。

（４）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．１％以下、Ｍｇ：０．１％以下、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｚｒ：０．１％以下、Ｎｄ：０．１％以下およびＳｂ：０．１％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）から（３）のいずれか１項に記載の熱処理用鋼板。

（５）下記工程（Ｈ１）〜（Ｈ４）を有することを特徴とする熱処理用鋼板の製造方法：
（Ｈ１）上記（１）から（４）のいずれか１項に記載の化学組成を有する溶鋼を、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．２℃／秒以上として冷却するとともに、溶鋼が完全凝固する前に中心偏析低減処理を施してスラブとする連続鋳造工程；
（Ｈ２）前記スラブを加熱炉に装入して１２００℃以上の温度域に３０分間以上保持し、前記加熱炉から抽出した前記スラブに熱間圧延を施し熱延鋼板とし、前記抽出から１分間以上経過した後に前記熱延鋼板を５５０℃以上の温度域で巻取り、１５０℃／時以下の冷却速度で３００℃以下まで冷却する熱間圧延工程；
（Ｈ３）前記熱延鋼板に酸洗処理を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；および
（Ｈ４）前記酸洗鋼板に５５０℃以上の温度域で１．０時間以上保持する焼鈍処理を施す焼鈍工程。

（６）下記工程（Ｃ１）〜（Ｃ５）を有することを特徴とする熱処理用鋼板の製造方法：
（Ｃ１）上記（１）から（４）のいずれか１項に記載の化学組成を有する溶鋼を、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．２℃／秒以上として冷却するとともに、溶鋼が完全凝固する前に中心偏析低減処理を施してスラブとする連続鋳造工程；
（Ｃ２）前記スラブを加熱炉に装入して１２００℃以上の温度域に３０分間以上保持し、前記加熱炉から抽出した前記スラブに熱間圧延を施し熱延鋼板とし、前記抽出から１分間以上経過した後に前記熱延鋼板を５５０℃以上の温度域で巻取り、１５０℃／時以下の冷却速度で３００℃以下まで冷却する熱間圧延工程；
（Ｃ３）前記熱延鋼板に酸洗処理を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（Ｃ４）前記酸洗鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｃ５）前記冷延鋼板に５５０℃以上の温度域で１．０時間以上保持する焼鈍処理を施す焼鈍工程。

ここで、（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓおよび（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂは高周波グロー放電発光表面分析装置（ＧＤＳ）により求めるものであり、（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓは鋼板表面から２００ｎｍ深さ位置までの表層部について深さ方向に分析した際の信号強度の平均から求めるものであり、（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂは鋼板表面から板厚の１／４深さ位置について分析した際の信号強度から求めるものであるが、それぞれの信号強度の比から（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂを直接求めてもよい。また、Ｍｎ_ｍａｘおよびＭｎ_ｍｉｎは電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）により求めるものであり、鋼板断面を板厚方向に線分析した際の信号強度の最大値からＭｎ_ｍａｘを、最小値からＭｎ_ｍｉｎをそれぞれ求めるものであるが、信号強度の比からＭｎ_ｍａｘ／Ｍｎ_ｍｉｎを直接求めてもよい。

また、「中心偏析低減処理」とは、溶鋼が最終凝固する位置において、Ｆｅ以外の成分の濃化を減少させる処理を意味する。溶鋼が最終凝固する位置とは、溶鋼が徐々に冷やされて凝固する際に、液相状態から液相及び固相混合状態を経て、最終的に固相へと変化する時の最終凝固位置を意味する。具体的な中心偏析低減処理として、溶鋼が最終凝固する位置の近傍の未凝固部において、電磁攪拌および／または圧下を施すことが例示される。

本発明に係る熱処理用鋼板は、熱処理時におけるスケールの生成が抑制されるとともに熱処理後の靭性に優れるので、熱間プレスや高周波熱処理などの熱処理用途に好適である。特に、熱間プレスに用いると熱間プレス鋼材においてスケール密着性ならびに靭性に優れているので、熱間プレス用鋼板として最適である。そして、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。

１．化学組成
本発明に係る鋼の化学組成について説明する。なお、本明細書において、鋼の化学組成を規定する「％」は質量％を意味する。

（１）Ｃ：０．０５％以上０．５％以下
熱処理の一態様である熱間成形は、成形に供する鋼材を加熱することで軟質化させ、成形性を向上させることを目的とするものであるが、熱間成形の一態様である熱間プレスにおいては、プレス金型等で急冷して鋼材を焼き入れすることでより高強度の鋼材を得ることができる。また、熱処理の一態様である高周波焼入れは、高周波加熱を行った鋼材を急冷して焼き入れすることでより高強度の鋼材を得るものである。

ここで、焼入れ後の鋼材の強度は主にＣ含有量によって決定される。このため、目的とする強度に応じてＣ含有量を設定することになるが、Ｃ含有量が０．０５％未満では焼入れ後の鋼材について高い強度を得ることが困難である。したがって、Ｃ含有量は０．０５％以上とする。より高強度の鋼材を得ることを目的とする場合には、Ｃ含有量を０．１５％以上にすることが好ましく、０．１８％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｃ含有量が過剰であると、熱処理後の鋼材の靭性劣化が著しくなる場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．５％以下とする。好ましくは０．３５％以下である。

（２）Ｓｉ：０．０２％以上０．５％未満
Ｓｉは、焼入れ性を高める作用を有し、さらに、焼入れ後の鋼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。また、熱処理の高温加熱時におけるスケール生成を抑制する作用を有する。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られない場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．０２％以上とする。好ましくは０．１％以上である。一方、Ｓｉ含有量が０．５％以上では、鋼中に生成する酸化物が多量となり靭性の劣化が著しくなる。また、焼入れ処理に際してオーステナイト変態させるのに必要な加熱温度が著しく高温となる。このため、熱処理に要するコストの上昇を招いたり、加熱不足により焼入れが不十分となったりする場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．５％未満とする。好ましくは０．３５％以下である。

（３）Ｍｎ：０．５％以上５．０％以下
Ｍｎは、焼入れ性を高める作用を有し、さらに、焼入れ後の鋼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０．５％未満では、上記作用による効果を十分に得られない場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は０．５％以上とする。好ましくは０．８％以上である。一方、Ｍｎ含有量が５．０％超では、焼入れ部の靭性劣化を招く場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は５．０％以下とする。好ましくは３．０％以下である。

（４）Ｐ：０．５％以下
Ｐは、一般に不純物として含有される元素であるが、焼入れ性を高める作用を有し、さらに、焼入れ後の鋼材の強度を安定して確保するのに有効な元素であるので、積極的に含有させてもよい。しかしながら、Ｐ含有量が０．５％を超えると靭性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．５％以下とする。好ましくは０．１％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。一方、Ｐ含有量の下限は特に限定する必要はないが、Ｐ含有量の過剰な低減は著しいコスト上昇を招くため、Ｐ含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。また、上述した有利な作用効果をより確実に得るには、Ｐ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。

（５）Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、不純物として含有される元素であり、靭性を劣化させる作用を有する。Ｓ含有量が０．０３％を超えると靭性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０３％以下とする。好ましくは０．０１％以下である。Ｓ含有量の下限は特に限定する必要はないが、Ｓ含有量の過剰な低減は著しいコスト上昇を招く。このため、Ｓ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０００４％以上である。

（６）Ａｌ：０．００２％以上０．５％未満
Ａｌは、熱処理の高温加熱時におけるスケール生成を抑制する作用を有する。Ａｌ含有量が０．００２％未満では、上記作用による効果を十分に得られない場合がある。したがって、Ａｌ含有量は０．００２％以上とする。好ましくは０．０１％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．５％以上では、鋼中に生成する酸化物が多量となり靭性の劣化が著しくなる。また、熱処理に際してオーステナイト域への加熱温度が著しく高温となる。したがって、Ａｌ含有量は０．５％未満とする。好ましくは０．３％以下である。

（７）Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、不純物として含有される元素であり、靭性を劣化させる作用を有する。Ｎ含有量が０．０１％を超えると靭性の劣化が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００７％以下である。Ｎ含有量の下限は特に限定する必要はないが、Ｎ含有量の過剰な低減は著しいコスト上昇を招く。このため、Ｎ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０００８％以上である。

（８）Ｃｒ：０．０２％以上２．０％以下
Ｃｒは、熱処理の高温加熱時におけるスケール生成を抑制する作用を有する。Ｃｒ含有量が０．０２％未満では、上記作用による効果を十分に得られない場合がある。したがって、Ｃｒ含有量は０．０２％以上とする。好ましくは０．１％以上である。一方、Ｃｒ含有量が２．０％超では、上記作用による効果は上記作用による効果は飽和してしまい、いたずらにコストの増加を招く。したがって、Ｃｒ含有量は２．０％以下する。好ましくは１．０％以下である。

（９）Ｂｉ：０．２％以下
Ｂｉは、溶鋼の凝固過程において凝固核となり、デンドライトの２次アーム間隔を小さくすることにより、デンドライト２次アーム間隔内に偏析するＭｎ等の偏析を抑制する作用を有する元素である。したがって含有させてもよい。特に熱間プレス用鋼板のように多量のＭｎを含有させることがよく行われる鋼板については、Ｍｎの偏析に起因する靭性の劣化を抑制するのに効果がある。したがって、斯かる鋼種には含有させることが好ましい。しかしながら、０．２％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、いたずらにコストの増加を招く。したがって、Ｂｉ含有量は０．２％以下とする。好ましくは０．１％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂｉ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０００５％以上である。

（１０）Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２％以下、Ｖ：０．２％以下およびＷ：０．２％以下からなる群から選択される１種または２種以上
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｂ、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＷは、焼入れ性を高める作用を有し、さらに、焼入れ後の鋼材の強度を安定して確保するのに有効な元素であるので、１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏについてはそれぞれ２．０％を超えて含有させても、Ｂについては０．０１％を超えて含有させても、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＷについてはそれぞれ０．２％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、いたずらにコストの増加を招く。したがって、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量はそれぞれ２．０％以下、Ｂ含有量は０．０１％以下、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＷの含有量はそれぞれ０．２％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、Ｃｕ：０．０１％以上、Ｎｉ：０．０１％以上、Ｍｏ：０．０１％以上、Ｂ：０．０００３％以上、Ｔｉ：０．００５％以上、Ｎｂ：０．００５％以上、Ｖ：０．００５％以上およびＷ：０．００５％以上のいずれかを満足させることが好ましい。

（１１）Ｃａ：０．１％以下、Ｍｇ：０．１％以下、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｚｒ：０．１％以下、Ｎｄ：０．１％以下およびＳｂ：０．１％以下からなる群から選択される１種または２種以上
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ（希土類金属）、Ｚｒ、ＮｄおよびＳｂは、鋼中の介在物の形態を微細化する作用を有し、介在物に起因する熱間プレス等の加工時の割れを防止するのに有効な元素であるので、１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、それぞれ０．１％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、いたずらにコストの増加を招く。したがって、それぞれの元素の含有量は０．１％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、Ｃａ：０．０００２％以上、Ｍｇ：０．０００２％以上、ＲＥＭ：０．０００２％以上、Ｚｒ：０．０００２％以上、Ｎｄ：０．０００２％以上およびＳｂ：０．０００２％以上のいずれかを満足させることが好ましい。

２．濃度分布
本発明に係る熱処理用鋼板は、下記式（１）および（２）を満足する濃度分布を有する。

（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂ≧１．２ （１）
Ｍｎ_ｍａｘ／Ｍｎ_ｍｉｎ≦１．６ （２）
ここで、（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓは鋼板表面から２００ｎｍ深さ位置までの表層部におけるＳｉ、ＡｌおよびＣｒの合計質量濃度を、（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂは鋼板表面から板厚の１／４深さ位置におけるＳｉ、ＡｌおよびＣｒの合計質量濃度を、Ｍｎ_ｍａｘは鋼板断面の板厚方向におけるＭｎ濃度の最大値を、Ｍｎ_ｍｉｎは鋼板断面の板厚方向におけるＭｎ濃度の最小値を、それぞれ示す。

（１）（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂ≧１．２
ＳｉおよびＡｌは、Ｆｅよりも酸化しやすい元素であり、鋼板表面にＦｅ_２ＳｉＯ_４、ＦｅＡｌ_２Ｏ_４を形成し、その上方に生成するＦｅＯ、Ｆｅ_３Ｏ_４やＦｅ_２Ｏ_３の生成を抑制する作用を有する。さらにＣｒは、上記Ｆｅ_２ＳｉＯ_４、ＦｅＡｌ_２Ｏ_４に加えて鋼板表面にＦｅＣｒ_２Ｏ_４を形成することにより、ＦｅＯ、Ｆｅ_３Ｏ_４やＦｅ_２Ｏ_３の生成をさらに抑制する作用を有する。ここで、上記作用は、鋼板表面から２００ｎｍ深さ位置までの表層部におけるＳｉ、ＡｌおよびＣｒによってもたらされる。

一方、ＳｉおよびＡｌが過剰であると、上述したように熱処理における加熱温度の高温化や鋼材の靭性劣化を招く。このため、熱処理用鋼板にＳｉおよびＡｌの含有量の上限は上述したように制限される。

したがって、熱処理における加熱温度の高温化や鋼材の靭性劣化を抑制しつつ、熱処理時の高温加熱におけるスケールの生成を抑制するには、スケール生成を抑制する作用を有する元素について、スケール生成抑制に影響を及ぼす鋼板の表層部における濃度を高め、スケール生成抑制に影響を及ぼさない鋼板の表層部以外の領域における濃度を低くすることが必要である。

具体的には、鋼板表面から深さ２００ｎｍまでの表層部におけるＳｉ、ＡｌおよびＣｒの合計質量濃度［（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓ］と鋼板表面から板厚の１／４深さ位置におけるＳｉ、ＡｌおよびＣｒの合計質量濃度［（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂ］との比［（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂ］を１．２以上とすることが必要である。１．５以上とすることがさらに好ましい。ここで、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における濃度に対する比を採用したのは、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における濃度が鋼板の表層部以外の領域における濃度の代表値であるからである。

（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂが１．２未満では、スケール生成抑制作用を十分に得ることができない場合がある。（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂの上限は特に規定する必要はないが、鋼板の表層部にＳｉ、ＡｌおよびＣｒを著しく濃化させるには、高温長時間の焼鈍が必要となり生産性を阻害するようになる。したがって、工業的生産性の観点からは（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂは１０以下とすることが好ましい。さらに好ましくは５．０以下である。

（２）Ｍｎ_ｍａｘ／Ｍｎ_ｍｉｎ≦１．６
Ｍｎを多量に含有させた鋼板は、通常、溶鋼の凝固過程において著しいＭｎの偏析が生じて板厚方向にＭｎ濃度のばらつきを生じる。そして、Ｍｎ濃度が相対的に低い領域はＭｎ濃度が相対的に高い領域に比して焼入れ性に劣る。このため、板厚方向におけるＭｎ濃度ばらつきの大きな鋼板に焼入れ処理を施すと、Ｍｎ濃度が相対的に低い領域はＭｎ濃度が相対的に高い領域に比して強度が低くなり、板厚方向に微視的な強度ばらつきを生じる場合がある。このような微視的な強度ばらつきが生じると靭性の劣化を招く。

したがって、鋼材の靭性劣化を抑制するには、板厚方向のＭｎ濃度のばらつきを抑制することが重要である。本発明においては、鋼板断面の板厚方向におけるＭｎ濃度の最大値（Ｍｎ_ｍａｘ）と鋼板断面の板厚方向におけるＭｎ濃度の最小値（Ｍｎ_ｍｉｎ）との比を（Ｍｎ_ｍａｘ／Ｍｎ_ｍｉｎ）を１．６以下とする。１．３以下とすれば、鋼材の強度ばらつきが低減して、鋼材の靭性が著しく向上するので好ましい。一方、Ｍｎ_ｍａｘ／Ｍｎ_ｍｉｎが１．６を超えると、鋼材の靭性劣化が著しくなる。

３．鋼板の鋼組織
本発明は熱処理用鋼板であり、熱処理に際して高温加熱することにより、熱処理前の鋼板が有していた鋼組織の特徴は消滅する。したがって、熱処理に供する前の鋼組織の特徴は特に規定されない。但し、鋼板の平坦調整やブランキング等の加工性の観点からは、フェライトを面積率で３０％以上含有することが好ましい。ここでいうフェライトは、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、アシュキラーフェライトなどである。硬質第２相としては、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイト、セメンタイト、球状化セメンタイトなど、所望の相や組織とすればよい。

４．製造方法
上記濃度分布を実現するには、下記工程（Ｈ１）〜（Ｈ４）または下記工程（Ｃ１）〜（Ｃ５）を有する製造方法とすることが好ましい。

（Ｈ１）上記の化学組成を有する溶鋼を、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．２℃／秒以上として冷却するとともに、溶鋼が完全凝固する前に中心偏析低減処理を施してスラブとする連続鋳造工程；
（Ｈ２）前記スラブを加熱炉に装入して１２００℃以上の温度域に３０分間以上保持し、前記加熱炉から抽出した前記スラブに熱間圧延を施し熱延鋼板とし、前記抽出から１分間以上経過した後に前記熱延鋼板を５５０℃以上の温度域で巻取り、１５０℃／時以下の冷却速度で３００℃以下まで冷却する熱間圧延工程；
（Ｈ３）前記熱延鋼板に酸洗処理を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；および
（Ｈ４）前記酸洗鋼板に５５０℃以上の温度域で１．０時間以上保持する焼鈍処理を施す焼鈍工程。

（Ｃ１）上記の化学組成を有する溶鋼を、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．２℃／秒以上として冷却するとともに、溶鋼が完全凝固する前に中心偏析低減処理を施してスラブとする連続鋳造工程；
（Ｃ２）前記スラブを加熱炉に装入して１２００℃以上の温度域に３０分間以上保持し、前記加熱炉から抽出した前記スラブに熱間圧延を施し熱延鋼板とし、前記抽出から１分間以上経過した後に前記熱延鋼板を５５０℃以上の温度域で巻取り、１５０℃／時以下の冷却速度で３００℃以下まで冷却する熱間圧延工程；
（Ｃ３）前記熱延鋼板に酸洗処理を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（Ｃ４）前記酸洗鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｃ５）前記冷延鋼板に５５０℃以上の温度域で１．０時間以上保持する焼鈍処理を施す焼鈍工程。

（１）連続鋳造工程
本発明に係る連続鋳造工程は、上記化学組成を有する溶鋼を、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．２℃／秒以上として冷却するとともに、溶鋼が完全凝固する前に中心偏析低減処理を施してスラブとするものである。

溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．２℃／秒以上という強冷却にすることで、デンドライトの２次アーム間隔を小さくすることができ、それによりデンドライド２次アーム間隔内に偏析するＭｎの偏析が抑制される。

さらに、溶鋼が完全凝固する前に中心偏析低減処理を施すことで、板厚中心部におけるＭｎの偏析が低減される。
これらの相乗作用により、Ｍｎ_ｍａｘ／Ｍｎ_ｍｉｎ≦１．６の濃度分布を実現することができる。

溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度が０．２℃／秒未満であったり、中心偏析処理を施さなかったりすると、Ｍｎの偏析の抑制が不十分となり、Ｍｎ_ｍａｘ／Ｍｎ_ｍｉｎ≦１．６の濃度分布を実現することができない場合がある。

Ｍｎ_ｍａｘ／Ｍｎ_ｍｉｎ≦１．３の濃度分布を実現するには、さらに化学組成においてＢｉを含有させたものとする。
上述したように、Ｂｉは、溶鋼の凝固過程において凝固核となり、デンドライトの２次アーム間隔を小さくすることにより、デンドライト２次アーム間隔内に偏析するＭｎ等の偏析を抑制する作用を有する。したがって、上記連続鋳造工程によるＭｎの偏析の抑制とＢｉによるＭｎの偏析の抑制との相乗効果により、Ｍｎ_ｍａｘ／Ｍｎ_ｍｉｎ≦１．３の濃度分布が実現される。

（２）熱間圧延工程
熱間圧延工程は、上記連続鋳造工程により得られたスラブを加熱炉に装入して１２００℃以上の温度域に３０分間以上保持し、上記加熱炉から抽出した上記スラブに熱間圧延を施し熱延鋼板とし、前記抽出から１分間以上経過した後に上記熱延鋼板を５５０℃以上の温度域で巻取り、１５０℃／時以下の冷却速度で３００℃以下まで冷却するものである。
上記熱間圧延工程と後述する焼鈍工程とを組み合わせることにより、鋼板表層部へのＳｉ、ＡｌおよびＣｒの濃化が促進され、（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂ≧１．２の濃度分布を実現することができる。

熱間圧延に供するスラブを加熱炉で保持する際の温度が１２００℃未満であったり、時間が３０分間未満であったりすると、Ｓｉ、ＡｌおよびＣｒのスラブ表面への濃化が不十分となり、（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂ≧１．２の濃度分布を実現することが困難となる。

また、スラブを加熱炉から抽出してから巻取りまでの時間が１分間未満であったり、巻取温度が５５０℃未満であったり、巻取り後の冷却速度が１５０℃／時を超えたりすると、Ｓｉ、ＡｌおよびＣｒの熱延鋼板表面への濃化が不十分となり、（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂ≧１．２の濃度分布を実現することが困難となる。

ここで、熱間圧延に供するスラブを加熱炉で保持する際の温度の上限は、上記濃度分布の観点からは特に規定する必要はない。しかし、上記温度が高くなるとスケールに起因する鋼板表面疵が発生するようになる。したがって、１３５０℃以下とすることが好ましい。

熱間圧延に供するスラブを加熱炉で保持する際の時間の上限も、上記濃度分布の観点からは特に規定する必要はない。しかし、上記時間が長くなるとスケールに起因する鋼板表面疵が発生するようになる。したがって、５時間以下とすることが好ましい。

スラブを加熱炉から抽出してから巻取りまでの時間も、上記濃度分布の観点からは特に規定する必要はない。しかし、上記時間が長くなると被圧延材の温度低下が著しくなって圧延が困難となる場合がある。したがって、上記時間は２０分以下とすることが好ましい。

熱間圧延完了温度も、上記濃度分布の観点からは特に規定する必要はない。しかし、熱間圧延完了温度が低くなると、圧延が困難となる場合がある。したがって、熱間圧延の操業性の観点からは熱間圧延完了温度は７５０℃以上とすることが好ましい。

熱間圧延後の冷却速度も、上記濃度分布の観点からは特に規定する必要はない。しかし、上記冷却速度が高くなると熱延鋼板が硬質となり、後に冷間圧延を施す場合には、冷間圧延が困難となる場合がある。したがって、上記冷却速度は２０００℃／秒以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、２００℃／秒以下である。

巻取温度の上限も、上記濃度分布の観点からは特に規定する必要はない。しかし、巻取温度が高くなるとスケールに起因する鋼板表面疵が発生するようになる。したがって、巻取温度は８００℃以下とすることが好ましい。

（３）酸洗工程
上記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板には酸洗を施すが、酸洗は常法で構わない。
（４）冷間圧延工程
上記酸洗工程により得られた酸洗鋼板には、必要に応じて冷間圧延を施すが、冷間圧延は常法で構わない。

（５）焼鈍工程
上記酸洗工程により得られた酸洗鋼板または上記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に施す焼鈍工程は、５５０℃以上の温度域で１．０時間以上保持する焼鈍処理を施すものである。

上記熱間圧延工程と上記焼鈍工程とを組み合わせることにより、鋼板表層部へのＳｉ、ＡｌおよびＣｒの濃化が促進され、（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂ≧１．２の濃度分布を実現することができる。

焼鈍温度の上限は、上記濃度分布の観点からは特に規定する必要はない。しかし、焼鈍温度が高くなると製造コストの増加を招く。したがって９００℃以下とすることが好ましい。

焼鈍時間の上限も、上記濃度分布の観点からは特に規定する必要はない。しかし、焼鈍時間が長くなると製造コストの増加を招く。したがって１００時間以下とすることが好ましい。

焼鈍後の冷却速度も、上記濃度分布の観点からは特に規定する必要はない。フェライト面積率を３０％以上にするには、２００℃／秒以下の冷却速度で室温まで冷却することが好ましい。

表１に示す化学成分を有する鋼を試験転炉で溶製し、連続鋳造試験機にて連続鋳造を実施し、１０００ｍｍ幅２５０ｍｍ厚のスラブとした。ここで、スラブの冷却速度の制御は２次冷却スプレー帯の水量を変更することにより行った。また、中心偏析低減処理は、凝固末期部においてロールにて軽圧下を実施し、最終凝固部の濃化溶鋼を排出することにより行った。

得られたスラブについて、熱間圧延試験機によって表２に示す条件の熱間圧延を施し、３．０ｍｍ厚の熱延鋼板とした。

得られた熱延鋼板について、実験室にて酸洗を施し、酸洗鋼板とした。
得られた酸洗鋼板の一部を冷間圧延試験機にて冷間圧延を施し、１．５ｍｍ厚の冷延鋼板とした。

酸洗鋼板および冷延鋼板について、焼鈍試験機にて焼鈍を行って熱処理用鋼板を得た。
各製造条件は表２に示したとおりである。
このようにして得られた熱処理用鋼板から、幅１５０ｍｍ×長さ２００ｍｍの試験材を２枚採取し、加熱炉で９００℃の温度に４分間保持した後、直ちに冷却装置付きの金型にて焼入れを施す熱間プレスを行って熱処理鋼材を得た。

得られたスラブ、熱処理用鋼板、熱処理鋼材について以下の各種評価を行った。
（１）溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度の測定
溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋳込み方向に垂直な断面の冷却速度は、得られたスラブの断面をピクリン酸にてエッチングし、５ｍｍピッチでデンドライト２次アーム間隔を測定し、下記式から求めた。上記平均冷却速度は、スラブ表面からスラブ厚方向のスラブ中心部までを５ｍｍピッチで測定した冷却速度を算術平均することにより求めた。
λ＝７１０（Ａ）^{−０．３９}
ここで、λ：デンドライト２次アーム間隔（μｍ）、Ａ：冷却速度（℃／分）である。

（２）熱処理用鋼板の機械特性の評価
得られた熱処理用鋼板について、圧延直角方向からＪＩＳ５号引張試験を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準じて引張試験を実施し、降伏点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を測定した。

（３）熱処理用鋼板の（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂの測定
得られた熱処理用鋼板について、高周波グロー放電発光表面分析装置（ＧＤＳ）により、（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂを求めた。すなわち、鋼板表面から２００ｎｍ深さ位置までの表層部について深さ方向に分析した際の信号強度の平均を、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置について分析した際の信号強度により除すことにより、（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂを求めた。この測定を各鋼板について３箇所行って平均した。

（４）熱処理用鋼板のＭｎ_ｍａｘ／Ｍｎ_ｍｉｎの測定
得られた熱処理用鋼板について、電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）により、Ｍｎ_ｍａｘ／Ｍｎ_ｍｉｎを求めた。すなわち、鋼板断面を板厚方向に線分析した際の信号強度の最大値を最小値で除すことによりＭｎ_ｍａｘ／Ｍｎ_ｍｉｎを求めた。この測定を各鋼板について３箇所切断した断面について行って平均した。

（５）熱処理鋼材のスケール密着性の評価
得られた熱処理鋼材の表面にテープを貼り、テープを剥離して、剥離したスケールの面積を測定した。

（６）熱処理鋼材の硬度ばらつきの評価
得られた熱処理鋼材をマイクロカッターで切断し、その断面硬度をビッカース硬度計で測定した。測定荷重は９８Ｎ（１０ｋｇｆ）で行った。また、切断箇所は３箇所とし、各切断面について鋼板表面から１５０μｍピッチで９点測定した。平均硬度は９点の平均値を算術計算で求めた。硬度ばらつきは、測定値の最大値と最小値の差により評価した。

（７）熱処理鋼材の靭性の評価
得られた熱処理鋼材から、シャルピー試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施した。

冷間圧延を施さないものについては３枚を重ね合わせ、冷間圧延を施したものについては６枚を重ね合わせ、それぞれビス止めをし、全厚９ｍｍの試験片とした。試験片形状は、ＪＩＳＺ２２０２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、ＪＩＳＺ２２４２に記載されている方法に準じ、−５０℃温度における吸収エネルギーを調査した。

各特性評価結果を表３に示す。

まず、本発明例の結果について説明する。
本発明例である供試材Ｎｏ．１〜２４は、熱処理におけるスケール生成が抑制されており、熱処理鋼材のスケール剥離面積がいずれも０ｃｍ^２であり、スケール密着性に優れていた。また、Ｍｎ_ｍａｘ／Ｍｎ_ｍｉｎも１．６以下であり、熱処理鋼材の硬度ばらつきも１６Ｈｖ以下と小さく良好であった。そのため、衝撃吸収エネルギーも３５Ｊ／ｃｍ^２以上であり、靭性に優れていた。

その中で、Ｂｉを含有させた供試材Ｎｏ．１３〜２４は、Ｍｎ_ｍａｘ／Ｍｎ_ｍｉｎが１．３以下になり、熱処理鋼材の硬度ばらつきも９Ｈｖ以下と特に小さく良好であった。そのため、衝撃吸収エネルギーも５０Ｊ／ｃｍ^２以上であり、非常に靭性に優れていた。

続いて、比較例について説明する。
供試材Ｎｏ．２５は、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度が０．１℃／秒であり、本発明外であった。そのためＭｎ_ｍａｘ／Ｍｎ_ｍｉｎが２．０と高く、熱処理鋼材の硬度ばらつきも３２Ｈｖと高くなり、衝撃吸収エネルギーが１９Ｊ／ｃｍ^２となって、靭性に劣っていた。

供試材Ｎｏ．２６は、中心偏析低減処理を実施しなかったため、本発明外であった。そのためＭｎｍａｘ／Ｍｎｍｉｎが２．０と悪化した。そのためＭｎ_ｍａｘ／Ｍｎ_ｍｉｎが２．０と高く、熱処理鋼材の硬度ばらつきも３５Ｈｖと高くなり、衝撃吸収エネルギーが１８Ｊ／ｃｍ^２となって、靭性に劣っていた。

供試材Ｎｏ．２７は、スラブ加熱温度が１１８０℃であり、本発明外であった。そのため（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂが１．１となり、熱処理におけるスケール生成の抑制が不十分となり、スケール剥離面積が４０ｃｍ^２とスケール密着性に劣っていた。

供試材Ｎｏ．２８は、スラブ加熱時間が２０分間であり、本発明外であった。そのため（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂが１．０となり、熱処理におけるスケール生成の抑制が不十分となり、スケール剥離面積が５０ｃｍ^２とスケール密着性に劣っていた。

供試材Ｎｏ．２９は、加熱炉抽出から巻取りまでの時間が０．４分間であり、本発明外であった。そのため（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂが１．０となり、熱処理におけるスケール生成の抑制が不十分となり、スケール剥離面積が３０ｃｍ^２とスケール密着性に劣っていた。

供試材Ｎｏ．３０は、巻取温度５４０℃であり、本発明外であった。そのため（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂが１．０となり、熱処理におけるスケール生成の抑制が不十分となり、スケール剥離面積が２０ｃｍ^２とスケール密着性に劣っていた。

供試材Ｎｏ．３１は、巻取り後の冷却速度１６０℃／時であり、本発明外であった。そのため（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂが１．１となり、熱処理におけるスケール生成の抑制が不十分となり、スケール剥離面積が４０ｃｍ^２とスケール密着性に劣っていた。

供試材Ｎｏ．３２は、焼鈍温度が５４０℃であり、本発明外であった。そのため（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂが１．０となり、熱処理におけるスケール生成の抑制が不十分となり、スケール剥離面積が４０ｃｍ^２とスケール密着性に劣っていた。

供試材Ｎｏ．３３は、焼鈍時間が０．８時間であり、本発明外であった。そのため（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂが１．０となり、熱処理におけるスケール生成の抑制が不十分となり、スケール剥離面積が５０ｃｍ^２とスケール密着性に劣っていた。

供試材Ｎｏ．３４は、Ｂｉ含有鋼であるが、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度が０．１℃／秒であり、本発明外であった。そのためＭｎ_ｍａｘ／Ｍｎ_ｍｉｎが２．０と高く、熱処理鋼材の硬度ばらつきも３０Ｈｖと高くなり、衝撃吸収エネルギーが１８Ｊ／ｃｍ^２となって、靭性に劣っていた。

供試材Ｎｏ．３５は、Ｂｉ含有鋼であるが、スラブ加熱温度が１１８０℃であり、本発明外であった。そのため（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂが１．０となり、熱処理におけるスケール生成の抑制が不十分となり、スケール剥離面積が３０ｃｍ^２とスケール密着性に劣っていた。

供試材Ｎｏ．３６は、Ｓｉ含有量が０．７％であり、本発明外であった。そのため鋼中のＳｉ系酸化物が増加し、衝撃吸収エネルギーが１９Ｊ／ｃｍ^２となって、靭性に劣っていた。

供試材Ｎｏ．３７は、Ｂｉ含有鋼であるが、Ａｌ含有量が０．６％であり、本発明外であった。そのため鋼中のＡｌ系酸化物が増加し、衝撃吸収エネルギーが１８Ｊ／ｃｍ^２となって、靭性に劣っていた。

Claims (6)

1. 質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．５％以下、Ｓｉ：０．０２％以上０．５％未満、Ｍｎ：０．５％以上５．０％以下、Ｐ：０．５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．００２％以上０．５％未満、Ｎ：０．０１％以下およびＣｒ：０．０２％以上２．０％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するとともに、下記式（１）および（２）を満足する濃度分布を有することを特徴とする熱処理用鋼板。
   （Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂ≧１．２ （１）
   Ｍｎ_ｍａｘ／Ｍｎ_ｍｉｎ≦１．６ （２）
   ここで、（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｓは鋼板表面から２００ｎｍ深さ位置までの表層部におけるＳｉ、ＡｌおよびＣｒの合計質量濃度を、（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ）_ｂは鋼板表面から板厚の１／４深さ位置におけるＳｉ、ＡｌおよびＣｒの合計質量濃度を、Ｍｎ_ｍａｘは鋼板断面の板厚方向におけるＭｎ濃度の最大値を、Ｍｎ_ｍｉｎは鋼板断面の板厚方向におけるＭｎ濃度の最小値を、それぞれ示す。
2. 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｂｉ：０．０００１質量％以上０．２質量％以下を含有するとともに、下記式（３）を満足する濃度分布を有することを特徴とする請求項１記載の熱処理用鋼板。
   Ｍｎ_ｍａｘ／Ｍｎ_ｍｉｎ≦１．３ （３）
3. 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２％以下、Ｖ：０．２％以下およびＷ：０．２％以下からなる群から選択される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２に記載の熱処理用鋼板。
4. 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．１％以下、Ｍｇ：０．１％以下、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｚｒ：０．１％以下、Ｎｄ：０．１％以下およびＳｂ：０．１％以下からなる群から選択される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３のいずれか１項に記載の熱処理用鋼板。
5. 下記工程（Ｈ１）〜（Ｈ４）を有することを特徴とする熱処理用鋼板の製造方法：
   （Ｈ１）請求項１から４のいずれか１項に記載の化学組成を有する溶鋼を、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．２℃／秒以上として冷却するとともに、溶鋼が完全凝固する前に中心偏析低減処理を施してスラブとする連続鋳造工程；
   （Ｈ２）前記スラブを加熱炉に装入して１２００℃以上の温度域に３０分間以上保持し、前記加熱炉から抽出した前記スラブに熱間圧延を施し熱延鋼板とし、前記抽出から１分間以上経過した後に前記熱延鋼板を５５０℃以上の温度域で巻取り、１５０℃／時以下の冷却速度で３００℃以下まで冷却する熱間圧延工程；
   （Ｈ３）前記熱延鋼板に酸洗処理を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；および
   （Ｈ４）前記酸洗鋼板に５５０℃以上の温度域で１．０時間以上保持する焼鈍処理を施す焼鈍工程。
6. 下記工程（Ｃ１）〜（Ｃ５）を有することを特徴とする熱処理用鋼板の製造方法：
   （Ｃ１）請求項１から４のいずれか１項に記載の化学組成を有する溶鋼を、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．２℃／秒以上として冷却するとともに、溶鋼が完全凝固する前に中心偏析低減処理を施してスラブとする連続鋳造工程；
   （Ｃ２）前記スラブを加熱炉に装入して１２００℃以上の温度域に３０分間以上保持し、前記加熱炉から抽出した前記スラブに熱間圧延を施し熱延鋼板とし、前記抽出から１分間以上経過した後に前記熱延鋼板を５５０℃以上の温度域で巻取り、１５０℃／時以下の冷却速度で３００℃以下まで冷却する熱間圧延工程；
   （Ｃ３）前記熱延鋼板に酸洗処理を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
   （Ｃ４）前記酸洗鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
   （Ｃ５）前記冷延鋼板に５５０℃以上の温度域で１．０時間以上保持する焼鈍処理を施す焼鈍工程。