JP6380659B2 - 熱処理鋼板部材およびその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、熱処理鋼板部材およびその製造方法に関する。
自動車用鋼板の分野においては、昨今の環境規制および衝突安全基準の厳格化を背景に、燃費と衝突安全性とを両立させるため、高い引張強度を有する高強度鋼板の適用が拡大している。しかし、高強度化に伴い鋼板のプレス成形性が低下するため、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、高強度化に伴う鋼板の延性低下により、高加工部位の破断という問題が生じている。また、加工後の残留応力によってスプリングバックおよび壁反りが発生し、寸法精度が劣化するという問題も生じている。したがって、高強度、特に７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板を、複雑な形状を有する製品にプレス成形することは容易ではない。なお、プレス成形ではなくロール成形によれば、高強度の鋼板を加工しやすいが、その適用先は長手方向に一様な断面を有する部品に限定される。
そこで近年、例えば、特許文献１〜３に開示されるように、高強度鋼板のような成形が困難な材料をプレス成形する技術として、ホットスタンプ技術が採用されている。ホットスタンプ技術とは、成形に供する材料を加熱してから成形する熱間成形技術である。この技術では、材料を加熱してから成形するため、成形時には、鋼材が軟質で良好な成形性を有する。これにより、高強度の鋼材であっても、複雑な形状に精度よく成形することができる。また、プレス金型によって成形と同時に焼入れを行うので、成形後の鋼材は十分な強度を有する。
例えば、特許文献１によれば、ホットスタンプ技術により、成形後の鋼材に１４００ＭＰａ以上の引張強度を付与することが可能となる。また、特許文献２には、靱性に優れ、かつ引張強さが１．８ＧＰａ以上の熱間プレス成形されたプレス成形品が開示されている。さらに、特許文献３には、２．０ＧＰａ以上という極めて高い引張強さを有し、さらに、良好な靱性と延性とを有する鋼材が開示されている。
特開２００２−１０２９８０号公報 特開２０１２−１８０５９４号公報 特開２０１２−１８０２号公報
上記ホットスタンプのような熱間成形技術は、成形性を確保しつつ部材を高強度化することのできる優れた成形方法であるが、８００〜１０００℃といった高温に加熱することが必要なため、鋼板表面が酸化するという問題が生じる。その際に生じる鉄酸化物からなるスケールがプレス時に脱落して金型に付着すると生産性が低下する。また、プレス後の製品にスケールが残存すると外観が不良となるという問題がある。
しかも、鋼板表面にスケールが残存すると、次工程で塗装する場合に鋼板と塗膜との密着性が劣化し、耐食性の低下を招く。そこでプレス成形後は、ショットブラスト等のスケール除去処理が必要となる。したがって、生成するスケールに要求される特性としては、プレス時には剥離脱落して金型汚染を引き起こすことなく、ショットブラスト処理時には容易に剥離除去されやすいことである。
また、前述のように、自動車用鋼板には衝突安全性も要求される。自動車の衝突安全性は、車体全体または鋼板部材の衝突試験における圧壊強度および吸収エネルギーによって評価される。特に圧壊強度は材料強度に大きく依存するため、超高強度鋼板の需要が飛躍的に高まっている。しかしながら、一般に高強度化に伴い破壊靱性および変形能が低下するため、自動車部材の衝突圧壊時に早期に破断するか、または変形が集中するような部位において破断し、材料強度に見合った圧壊強度が発揮されず、吸収エネルギーが低下する。したがって、衝突安全性を向上させるためには、材料強度だけでなく、自動車部材の破壊靱性および変形能の重要な指標である、材料の靱性および延性を向上させることが重要である。
特許文献１および２に記載の技術においては、引張強度および靱性については記載されているものの、延性に関しては考慮されていない。また、特許文献３に記載の技術によれば、引張強度、靱性および延性を向上させることが可能であるが、適切なスケール特性を得ることについて検討がなされておらず、改良の余地が残されている。
本発明は、上記の問題点を解決するためになされたものであり、良好なスケール特性を有するとともに、１．４ＧＰａ以上の引張強度を有し、かつ靱性および延性に優れた熱処理鋼板部材を提供することを目的とする。なお、特に熱間成形された鋼板部材は、多くの場合、平板ではなく成形体であるが、本発明では、成形体である場合も含めて「熱処理鋼板部材」という。また、熱処理鋼板部材の熱処理前の素材となる鋼板を「熱処理用鋼板」ともいう。
本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、下記の熱処理鋼板部材およびその製造方法を要旨とする。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．５０％、
Ｓｉ：０．５０〜５．０％、
Ｍｎ：１．５〜４．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０５％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１０％、
Ｃｒ：０〜１．０％、
Ｎｉ：０〜２．０％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｖ：０〜１．０％、
Ｃａ：０〜０．０１％、
Ａｌ：０〜１．０％、
Ｎｂ：０〜１．０％、
ＲＥＭ：０〜０．１％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
マルテンサイトを主体とし、かつ、残留オーステナイトの体積率が５．０％以上である金属組織を有し、
前記鋼板部材中に存在する円相当直径が０．１μｍ以上の残留炭化物の数密度が４．０×１０３個／ｍｍ２以下であり、
ＡＳＴＭ Ｅ８で規定される板状試験片を用いて下記の機械的性質を測定した場合に、
下記（ｉ）式で表されるひずみ誘起変態パラメータｋの値が２０．０未満であり、
引張強度が１．４ＧＰａ以上であり、
全伸びが８．０％以上である、
熱処理鋼板部材。
ｋ＝（ｌｏｇｆγ０−ｌｏｇｆγ（０．０２））／０．０２ ・・・（ｉ）
但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
ｆγ０：鋼板部材中に存在する残留オーステナイトの体積率
ｆγ（０．０２）：鋼板部材に対して０．０２の真ひずみを付与し、除加した後の部材中に存在する残留オーステナイトの体積率
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．１〜１．０％、
Ｃａ：０．００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．０１〜１．０％
Ｎｂ：０．０１〜１．０％、および
ＲＥＭ：０．００１〜０．１％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）に記載の熱処理鋼板部材。
（３）下記（ii）式で表されるＭｎ偏析度αが１．６以下である、
上記（１）または（２）に記載の熱処理鋼板部材。
α＝［板厚中心部での最大Ｍｎ濃度（質量％）］／［表面から板厚の１／４深さ位置での平均Ｍｎ濃度（質量％）］ ・・・（ii）
（４）ＪＩＳ Ｇ ０５５５（２００３）で規定される鋼の清浄度の値が０．１０％以下である、
上記（１）から（３）までのいずれかに記載の熱処理鋼板部材。
（５）質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．５０％、
Ｓｉ：０．５０〜５．０％、
Ｍｎ：１．５〜４．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０５％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１０％、
Ｃｒ：０〜１．０％、
Ｎｉ：０〜２．０％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｖ：０〜１．０％、
Ｃａ：０〜０．０１％、
Ａｌ：０〜１．０％、
Ｎｂ：０〜１．０％、
ＲＥＭ：０〜０．１％、
残部：Ｆｅおよび不純物である化学組成を有し、
表面における最大高さ粗さＲｚが３．０〜１０．０μｍであり、
円相当直径が０．１μｍ以上の炭化物の数密度が８．０×１０３個／ｍｍ２以下である鋼板を、
５℃／ｓ以上の平均昇温速度でＡｃ３点〜Ａｃ３点＋２００℃の温度域まで加熱した後、前記温度域からＭｓ点まで上部臨界冷却速度以上で冷却し、その後、Ｍｓ点から１００℃まで５℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却する、
熱処理鋼板部材の製造方法。
（６）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．１〜１．０％、
Ｃａ：０．００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．０１〜１．０％
Ｎｂ：０．０１〜１．０％、および
ＲＥＭ：０．００１〜０．１％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（５）に記載の熱処理鋼板部材の製造方法。
（７）前記鋼板部材中に存在する残留炭化物の数密度が４．０×１０３個／ｍｍ２以下である、
上記（５）または（６）に記載の熱処理鋼板部材の製造方法。
（８）下記（ii）式で表されるＭｎ偏析度αが１．６以下である、
上記（５）から（７）までのいずれかに記載の熱処理鋼板部材の製造方法。
α＝［板厚中心部での最大Ｍｎ濃度（質量％）］／［表面から板厚の１／４深さ位置での平均Ｍｎ濃度（質量％）］ ・・・（ii）
（９）ＪＩＳ Ｇ ０５５５（２００３）で規定される鋼の清浄度の値が０．１０％以下である、
上記（５）から（８）までのいずれかに記載の熱処理鋼板部材の製造方法。
（１０）前記温度域まで加熱した後、Ｍｓ点まで冷却する前に、前記鋼板に熱間成形を施す、
上記（５）から（９）までのいずれかに記載の熱処理鋼板部材の製造方法。
本発明によれば、１．４ＧＰａ以上の引張強度を有するとともに靱性および延性に優れる熱処理鋼板部材を得ることが可能である。
本発明者らは、良好なスケール特性を有するとともに、靱性および延性に優れる鋼板部材を得るための化学成分および組織の関係について鋭意検討を行った結果、以下の知見を得るに至った。
（ａ）国内外で生産されている熱処理用鋼板の成分はほとんど同一であり、Ｃ：０．２〜０．３％およびＭｎ：１〜２％程度を含有し、さらにＴｉおよびＢを含む。熱処理工程において、この鋼板をＡｃ３点以上の温度まで加熱した後、フェライトが析出しないように速やかに搬送し、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）まで金型プレスによって急冷することにより、強度の高いマルテンサイト組織を得る。
（ｂ）しかしながら、本発明者らが詳細な組織調査を行った結果、熱処理工程後の鋼板部材において、全てをマルテンサイトが占める組織とならない場合があることが分かった。その原因として、以下のことが考えられる。急冷過程のＭｓ点以下の温度範囲において、変態に伴う発熱によって冷却速度が低下する。そのため、発生したマルテンサイトがその場で焼き戻され（自動焼き戻し）、未変態オーステナイトへ炭素が拡散・偏析し、オーステナイトが１〜２％程度残留する。また、熱延または焼鈍条件によって析出した炭化物が、熱処理工程後においても残留することも考えられる。
（ｃ）本発明者らは、熱処理鋼板部材中に不可避的に含まれる残留オーステナイトが鋼板部材の特性に与える影響について、さらに詳しく検討した。フェライトをベースとして残留オーステナイトを含む複合組織を有する鋼は、残留オーステナイトの加工誘起変態を利用したＴＲＩＰ（Transformation Induced Plasticity）効果によって延性に優れる。一方、超高強度鋼材のようなマルテンサイトをベースとして残留オーステナイトを含む複合組織を有する鋼において、ＴＲＩＰ効果が有効に働くがどうかについては、これまで定かではなかった。
（ｄ）本発明者らが鋼材の変形時に残留オーステナイトがどのように変化しているか調査した結果、マルテンサイトをベースとした鋼においても、ＴＲＩＰ効果が発現し、延性が向上することが明らかとなった。また、発明者らは、シャルピー衝撃試験のような靱性評価試験を行い、残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果によって延性だけでなく靱性も向上することを見出した。
（ｅ）鋼板部材の組織中の残留オーステナイト量は、Ｃ、ＳｉおよびＭｎ等の元素の成分設計を適正化することによって、飛躍的に増加させることが可能である。
（ｆ）また、従来、衝突安全性を向上させる上で、一様伸びが注目されていたが、局部伸びを向上させることも衝突時の破断を抑制する上で重要である。
（ｇ）熱処理用鋼板中に粗大な炭化物が過剰に存在し、熱処理後に炭化物が粒界に多く残留すると、熱処理鋼板部材の靱性が悪化するだけでなく、局部伸びが低下し、結果的に衝突安全性が悪化する。そのため、鋼板部材中に存在する残留炭化物の数密度を規定値以下にする必要がある。
（ｈ）さらに、スケール特性については、熱処理前の鋼板において、鋼中のＳｉ量を従来の鋼板より多くすることで、所望のスケール特性を得ることが可能となる。
（ｉ）熱処理用鋼板に含まれるＭｎ偏析度を定量化し、それを低減することで熱処理鋼板部材の靱性がさらに向上する。
（ｊ）鋼板部材中に含まれる介在物が超高強度鋼板の靱性に多大な影響を及ぼす。靱性改善のためには、ＪＩＳ Ｇ ０５５５（２００３）で規定される鋼の清浄度の値を低くすることが好ましい。
本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
（Ａ）熱処理鋼板部材および熱処理用鋼板の化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０５〜０．５０％
Ｃは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼板部材の強度を向上させる元素である。しかし、Ｃ含有量が０．０５％未満では、焼入れ後の鋼板部材において十分な強度を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．０５％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．５０％を超えると、焼入れ後の鋼板部材の強度が高くなり過ぎて、靱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。Ｃ含有量は０．０８％以上であるのが好ましく、０．４５％以下であるのが好ましい。
Ｓｉ：０．５０〜５．０％
Ｓｉは、鋼の焼入れ性を高め、かつ固溶強化により鋼材の強度を向上させる元素である。さらに、Ｓｉは炭化物中にほとんど固溶しないため、熱間成形時に炭化物の析出を抑え、未変態オーステナイトへのＣ濃化を助長する。その結果、Ｍｓ点が著しく低下し、かつ固溶強化されたオーステナイトが多く残留する。また、Ｓｉは、熱処理時に鋼板表面にＦｅ２ＳｉＯ４を生成させ、スケール生成を抑制するとともに、スケール中のＦｅＯを減少させる役割を果たす。このＦｅ２ＳｉＯ４がバリア層となり、スケール中へのＦｅの供給が遮断されるため、スケール厚さを薄くすることが可能となる。さらにスケール厚さが薄いと熱間成形時には剥離しづらく、成形後のスケール除去処理時に剥離しやすいというメリットもある。
これら効果を得るためには、Ｓｉを０．５０％以上含有させる必要がある。なお、Ｓｉが０．５０％以上であると、残留炭化物は少なくなる傾向にある。後述するが、熱処理前の鋼板中に析出する炭化物が多いと、それらが熱処理時に溶け残り、十分な焼入れ性を確保できず、低強度なフェライトが析出し、強度不足となるおそれがあるため、この意味でもＳｉは０．５０％以上とする。
ただし、鋼中のＳｉ含有量が５．０％を超えると、熱処理に際して、オーステナイト変態のために必要となる加熱温度が著しく高くなる。これにより、熱処理に要するコストの上昇を招いたり、加熱不足による焼入れ不足を招いたりする場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は５．０％以下とする。Ｓｉ含有量は０．７５％以上であるのが好ましく、４．０％以下であるのが好ましい。
Ｍｎ：１．５〜４．０％
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、非常に効果のある元素である。さらにＡｃ３点を下げ、焼入れ処理温度の低温化を促進する元素である。しかし、Ｍｎ含有量が１．５％未満ではその効果は十分ではない。一方、Ｍｎ含有量が４．０％を超えると上記の効果は飽和し、さらに焼入れ部の靱性劣化を招く。そのため、Ｍｎ含有量は１．５〜４．０％とする。Ｍｎ含有量は２．０％以上であるのが好ましい。また、Ｍｎ含有量は３．８％以下であるのが好ましく、３．５％以下であるのがより好ましい。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、焼入れ後の鋼板部材の靱性を劣化させる元素である。特に、Ｐ含有量が０．０５％を超えると、靱性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。Ｐ含有量は、０．００５％以下であることが好ましい。
Ｓ：０．０５％以下
Ｓは、焼入れ後の鋼板部材の靱性を劣化させる元素である。特に、Ｓ含有量が０．０５％を超えると、靱性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０５％以下とする。Ｓ含有量は、０．００３％以下であることが好ましい。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、焼入れ後の鋼板部材の靱性を劣化させる元素である。特に、Ｎ含有量が０．０１％を超えると、鋼中に粗大な窒化物が形成され、局部変形能や靱性が著しく劣化する。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。Ｎ含有量の下限は特に限定する必要はないが、Ｎ含有量を０．０００２％未満とすることは経済的に好ましくないので、Ｎ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましく、０．０００８％以上とすることがより好ましい。
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％
Ｔｉは、鋼板をＡｃ３点以上の温度に加熱して熱処理を施す際に再結晶を抑制するとともに、微細な炭化物を形成して粒成長を抑制することで、オーステナイト粒を細粒にする作用を有する元素である。このため、Ｔｉを含有させることによって、鋼板部材の靱性が大きく向上する効果が得られる。また、Ｔｉは、鋼中のＮと優先的に結合することによってＢＮの析出によるＢの消費を抑制し、後述するＢによる焼入れ性向上の効果を促進する。Ｔｉ含有量が０．０１％未満では、上記の効果を十分に得られない。したがって、Ｔｉ含有量は０.０１％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．１０％を超えると、ＴｉＣの析出量が増加してＣが消費されるため、焼入れ後の鋼板部材の強度が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．１０％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０１５％以上であるのが好ましく、０．０８％以下であるのが好ましい。
Ｂ：０．０００５〜０．０１０％
Ｂは、微量でも鋼の焼入れ性を劇的に高める作用を有するので、本発明において非常に重要な元素である。また、Ｂは粒界に偏析することで、粒界を強化して靱性を高める。さらに、Ｂは、鋼板の加熱時にオーステナイトの粒成長を抑制する。Ｂ含有量が０．０００５％未満では、上記の効果を十分に得られない場合がある。したがって、Ｂ含有量は０．０００５％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．０１０％を超えると、粗大な化合物が多く析出し、鋼板部材の靱性が劣化する。したがってＢ含有量は０．０１０％以下とする。Ｂ含有量は０．００１０％以上であるのが好ましく、０．００８％以下であるのが好ましい。
本発明の熱処理鋼板部材および熱処理前の熱処理用鋼板には、上記の元素に加えてさらに、下記に示す量のＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａ、Ａｌ、ＮｂおよびＲＥＭから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。
Ｃｒ：０〜１．０％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼板部材の強度を安定して確保することを可能にする元素であるため、含有させてもよい。またＳｉと同様に、熱処理時に鋼板表面にＦｅＣｒ２Ｏ４を生成させ、スケール生成を抑制するとともに、スケール中のＦｅＯを減少させる役割を果たす。このＦｅＣｒ２Ｏ４がバリア層となり、スケール中へのＦｅの供給が遮断されるため、スケール厚さを薄くすることが可能となる。さらにスケール厚さが薄いと熱間成形時には剥離しづらく、成形後のスケール除去処理時に剥離しやすいというメリットもある。しかし、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると上記の効果は飽和し、いたずらにコストの増加を招く。したがって、含有させる場合のＣｒ含有量は１．０％とする。Ｃｒ含有量は０．８０％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましい。
Ｎｉ：０〜２．０％
Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼板部材の強度を安定して確保することを可能にする元素であるため、含有させてもよい。しかし、Ｎｉ含有量が２．０％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＮｉ含有量は２．０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｎｉを０．１％以上含有させることが好ましい。
Ｃｕ：０〜１．０％
Ｃｕは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼板部材の強度を安定して確保することを可能にする元素であるため、含有させてもよい。しかし、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＣｕ含有量は１．０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｃｕを０．１％以上含有させることが好ましい。
Ｍｏ：０〜１．０％
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼板部材の強度を安定して確保することを可能にする元素であるため、含有させてもよい。しかし、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＭｏ含有量は１．０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｍｏを０．１％以上含有させることが好ましい。
Ｖ：０〜１．０％
Ｖは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼板部材の強度を安定して確保することを可能にする元素であるため、含有させてもよい。しかし、Ｖ含有量が１．０％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＶ含有量は１．０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｖを０．１％以上含有させることが好ましい。
Ｃａ：０〜０．０１％
Ｃａは、鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後の靱性および延性を向上させる効果を有する元素であるため、含有させてもよい。しかし、Ｃａ含有量が０．０１％を超えるとその効果は飽和して、いたずらにコストの増加を招く。したがって、Ｃａを含有する場合にはその含有量は０．０１％以下とする。Ｃａ含有量は０．００４％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｃａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００２％以上とすることがより好ましい。
Ａｌ：０〜１．０％
Ａｌは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼板部材の強度を安定して確保することを可能にする元素であるため、含有させてもよい。しかし、Ａｌ含有量が１．０％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＡｌ含有量は１．０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ａｌを０．０１％以上含有させることが好ましい。
Ｎｂ：０〜１．０％
Ｎｂは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼板部材の強度を安定して確保することを可能にする元素であるため、含有させてもよい。しかし、Ｎｂ含有量が１．０％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＮｂ含有量は１．０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｎｂを０．０１％以上含有させることが好ましい。
ＲＥＭ：０〜０．１％
ＲＥＭは、Ｃａと同様に鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後の靱性および延性を向上させる効果を有する元素であるため、含有させてもよい。しかし、ＲＥＭ含有量が０．１％を超えるとその効果は飽和して、いたずらにコストの増加を招く。したがって、含有させる場合のＲＥＭ含有量は０．１％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．０４％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、ＲＥＭ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００２％以上とすることがより好ましい。
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ＲＥＭは、例えばＦｅ−Ｓｉ−ＲＥＭ合金を使用して溶鋼に添加され、この合金には、例えば、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒが含まれる。
本発明の熱処理鋼板部材および熱処理用鋼板の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。
ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
（Ｂ）熱処理鋼板部材の金属組織
本発明に係る熱処理鋼板部材は、マルテンサイトを主体とし、かつ、残留オーステナイトの体積率が５．０％以上である金属組織を有する。なお、本鋼板部材中に存在するマルテンサイトは、自動焼戻しマルテンサイトである。また、「マルテンサイトを主体」とするとは、マルテンサイトの体積率が９０％以上である金属組織を意味する。鋼板部材中には、フェライト、パーライト、ベイナイト等の組織が混在する場合もあるが、これらの組織は合計体積率で５．０％以下であれば許容される。
残留オーステナイト：５.０％以上
残留オーステナイトは、変形時にマルテンサイト変態することによって、くびれを防止して加工硬化を助長し、延性を向上させる。特に、残留オーステイトの体積率が５.０％未満であると、延性が顕著に低下し、超高強度な熱処理鋼板部材の破断リスクが高まり、衝突安全性が低下する。したがって、残留オーステナイトの体積率は５．０％以上とする。一方、残留オーステナイトの体積率の上限について、特に制限は設けない。しかしながら、残留オーステナイトの体積率が過剰であると強度が低下してしまうため、１０％以下とすることが好ましい。
なお、残留オーステナイトをはじめとした第二相を含む組織の相分率（体積率）を測定する手法としては、Ｘ線回折を用いた手法が一般的である。これは、第一相（マルテンサイト組織、体心立方格子）および第二相（残留オーステナイト相、面心立方格子）の回折Ｘ線強度を検出器で測定し、その回折曲線の面積比から各相の体積率を測定する手法であり、鋼板部材中の残留オーステナイトの体積％を高精度で測定することができる。なお、残留オーステナイトの他にフェライト等が混入する場合は、光学顕微鏡で容易に見分けることができるため、鋼板部材中の主組織であるマルテンサイトの体積％も高精度で測定することができる。
（Ｃ）残留炭化物：４．０×１０３個／ｍｍ２以下
熱処理を行う場合、鋼中に一般に存在する炭化物の再固溶により十分な焼入れ性を確保することができる。しかしながら、炭化物の一部が再固溶されずに残留する場合は、十分な焼入れ性を確保できず、低強度なフェライトが析出する。したがって、この残留炭化物が少ないほど、焼入れ性が向上し、高強度を確保することができる。
また、熱処理前の鋼板中に残留炭化物が多く存在すると、焼入れ性が低下するだけでなく、残留炭化物は旧γ粒界に堆積し、粒界を脆化させる。さらに、残留炭化物の量が過剰であると、変形時に残留炭化物がボイド起点となり、連結が容易となるため、鋼板部材の延性、特に局部伸びが低下し、結果的に衝突安全性が悪化する。
特に、熱処理後の鋼板部材中に存在する円相当直径が０．１μｍ以上の残留炭化物の数密度が４．０×１０３個／ｍｍ２を超えると、熱処理後の鋼板部材の靭性および延性が悪化する。そのため、熱処理鋼板部材中に存在する円相当直径が０．１μｍ以上の残留炭化物の数密度は４．０×１０３個／ｍｍ２以下とする。なお、熱処理前の鋼板に存在する円相当直径が０．１μｍ以上の炭化物の数密度は８．０×１０３個／ｍｍ２以下とすることが好ましい。また、上記炭化物は粒状のものを指し、具体的にはアスペクト比が３以下であるものを対象とする。
（Ｄ）熱処理鋼板部材の機械的性質
上述のように、残留オーステナイトの加工誘起変態を利用したＴＲＩＰ効果によって高い延性を得ることが可能となる。しかしながら、低いひずみで残留オーステナイトが変態してしまうと、ＴＲＩＰ効果による高延性化は期待できない。すなわち、残留オーステナイトの量だけでなく、その性質を制御する必要がある。
具体的には、下記（ｉ）式で表されるひずみ誘起変態パラメータｋの値が大きくなると低ひずみで残留オーステナイトが変態してしまう。そのため、ひずみ誘起変態パラメータｋの値を２０．０未満とする必要がある。
ｋ＝（ｌｏｇｆγ０−ｌｏｇｆγ（０．０２））／０．０２ ・・・（ｉ）
但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
ｆγ０：鋼板部材中に存在する残留オーステナイトの体積率
ｆγ（０．０２）：鋼板部材に対して０．０２の真ひずみを付与し、除加した後の部材中に存在する残留オーステナイトの体積率
なお、残留オーステナイトにひずみが付与された際に変態しやすいかどうかを支配するのは、残留オーステナイト中の固溶Ｃ量であると考えられ、本発明におけるＭｎ含有量の範囲では、残留オーステナイト量と固溶Ｃ量との間には正の相関関係がある。そして、例えば、固溶Ｃ量が０．８％程度であると上記ｋの値は１５程度となり、固溶Ｃ量が０．２％程度であると上記ｋの値は５３程度となる。
また、本発明に係る熱処理鋼板部材は、引張強度が１．４ＧＰａ以上であり、全伸びが８．０％以上であることとする。１．４ＧＰａ以上という高い引張強度と全伸びが８．０％以上という優れた延性とを具備することによって、燃費と衝突安全性とを両立させるという要求に応えることが可能となるためである。
上述のように優れた延性を実現し、衝突安全性を向上させるためには、一様伸びだけでなく、局部伸びも増加させることが望ましい。そのような観点から、局部伸びは２．８％以上とすることが好ましい。
なお、本発明においては、上記のひずみ誘起変態パラメータｋ、引張強度、全伸びおよび局部伸びを含む機械的性質の測定には、ＡＳＴＭ規格Ｅ８のハーフサイズ板状試験片を用いることとする。具体的には、引張試験は、ＡＳＴＭ規格Ｅ８の規定に準拠して実施し、厚さが１．２ｍｍ、平行部長さが３２ｍｍ、平行部板幅が６．２５ｍｍの板状試験片に対して、３ｍｍ／ｍｉｎのひずみ速度で室温引張試験を行い、最大強度（引張強度）を測定する。また、引張試験の平行部に予め２５ｍｍの罫書きを入れておき、破断サンプルをつき合わせ伸び率（全伸び）を測定する。そして、全伸びから最大強度時の塑性ひずみ（均一伸び）を差し引いた値として局部伸びを求める。
（Ｅ）熱処理鋼板部材のＭｎ偏析度
Ｍｎ偏析度α：１．６以下
α＝［板厚中心部での最大Ｍｎ濃度（質量％）］／［表面から板厚の１／４深さ位置での平均Ｍｎ濃度（質量％）］ ・・・（ii）
鋼板の板厚断面中心部では、中心偏析が起きることでＭｎが濃化する。そのため、ＭｎＳが介在物として中心に集中し、硬質なマルテンサイトができやすくなるため、周囲との硬さに差が生じ、靱性が悪化するおそれがある。特に上記（ii）式で表されるＭｎの偏析度αの値が１．６を超えると、靱性が悪化するおそれがある。したがって、靱性を改善するためには、熱処理鋼板部材のαの値を１．６以下とすることが好ましい。靱性をより一層改善するには、αの値を１．２以下とすることがより好ましい。
なお、熱処理または熱間成形によってαの値が大きく変化することはないため、熱処理用鋼板のαの値を上記の範囲にすることで、熱処理鋼板部材のαの値も１．６以下にすることが可能であり、すなわち熱処理鋼板部材の靱性を向上させることが可能となる。
板厚中心部での最大Ｍｎ濃度は、以下の方法により求める。電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて鋼板の板厚中心部において板厚方向と垂直な方向にライン分析を行い、分析結果から高い順に３つの測定値を選択し、その平均値を算出する。また、表面から板厚の１／４深さ位置での平均Ｍｎ濃度は、以下の方法により求める。同じくＥＰＭＡを用いて鋼板の１／４深さ位置において１０ヶ所の分析を行い、その平均値を算出する。
鋼板中のＭｎの偏析は、主に鋼板組成、特に不純物含有量と、連続鋳造の条件とにより制御され、熱間圧延および熱間成形の前後では実質的に変化しない。したがって、熱処理用鋼板の偏析状況を制御することによって、それから熱処理された鋼板部材の偏析状況も同様に制御することが可能となる。
（Ｆ）熱処理鋼板部材の清浄度
清浄度：０．１０％以下
熱処理鋼板部材中にＪＩＳ Ｇ ０５５５（２００３）に記載のＡ系、Ｂ系およびＣ系介在物が多く存在すると、上記介在物が靱性劣化の原因となる。介在物が増加すると亀裂伝播が容易に起こるため、靱性が劣化するおそれがある。特に、１．４ＧＰａ以上の引張強度を有するような熱処理鋼板部材の場合、介在物の存在割合を低く抑えることが好ましい。ＪＩＳ Ｇ ０５５５（２００３）で規定される鋼の清浄度の値が０．１０％を超えると、介在物の量が多いため、実用上十分な靱性を確保することが困難となる。そのため、熱処理鋼板部材の清浄度の値は０．１０％以下とすることが好ましい。靱性をより一層改善するには清浄度の値を０．０６％以下とすることがより好ましい。なお、鋼の清浄度の値は、上記のＡ系、Ｂ系およびＣ系介在物の占める面積百分率を算出したものである。
なお、熱処理または熱間成形によって清浄度の値が大きく変化することはないため、熱処理用鋼板の清浄度の値を上記の範囲にすることで、熱処理鋼板部材の清浄度の値も０．１０％以下にすることが可能である。
本発明において、熱処理用鋼板または熱処理鋼板部材の清浄度の値は以下の方法によって求めることが可能である。熱処理用鋼板または熱処理鋼板部材について、５ヶ所から供試材を切り出す。そして、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する。各板厚における清浄度の値が最も大きい（清浄性が最も低い）数値を、その供試材の清浄度の値とする。
（Ｇ）熱処理用鋼板の表面粗さ
最大高さ粗さＲｚ：３．０〜１０．０μｍ
本発明に係る熱処理鋼板部材の熱処理前の素材となる、熱処理用鋼板の表面粗さについて、特に制限は設けない。しかし、熱間成形時のスケール密着性に優れる熱処理鋼板部材を得るためには、鋼板表面において、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（２０１３）で規定される最大高さ粗さＲｚが３．０〜１０．０μｍである鋼板を用いることが好ましい。鋼板表面の最大高さ粗さＲｚを３．０μｍ以上にすることによって、アンカー効果により熱間成形時のスケール密着性が向上する。一方、最大高さ粗さＲｚが１０．０μｍを超えると、ショットブラスト等のスケール除去処理の段階において、スケールが残存してしまうことがあり、押し込み疵の原因となる。
鋼板の表面における最大高さ粗さＲｚを３．０〜１０．０μｍとすることによって、プレス時におけるスケール密着性とショットブラスト処理時におけるスケール剥離性とを両立することが可能となる。なお、上記のような適切なアンカー効果を得るためには、算術平均粗さＲａで管理するのでは不十分であり、最大高さ粗さＲｚを用いる必要がある。
鋼板表面の最大高さ粗さＲｚが３．０μｍ以上の鋼板を熱間成形した場合、表面に形成する酸化鉄のウスタイトの比率が増加する傾向を示す。具体的には、ウスタイトの割合が面積％で、３０〜７０％となることによって、優れたスケール密着性が得られる。
ウスタイトはヘマタイト、マグネタイトよりも高温での塑性変形能に優れ、熱間成形時に鋼板の塑性変形する場合にスケールも塑性変形しやすい特徴を示すことが考えられる。ウスタイトの比率が増加する理由としては、明確には不明であるが、凹凸が存在する場合にはスケール地鉄界面の面積が大きくなり、酸化時に鉄イオンの外方拡散が促進され、鉄の比率が高いウスタイトが増加するものと考えられる。
また、Ｓｉを含有させることにより熱間成形時に鋼板表面にＦｅ２ＳｉＯ４を生成させ、スケール生成を抑制することは前述したとおりである。全体のスケール厚が薄くなり、かつスケール中のウスタイト比率が増加することで、熱間成形時のスケール密着性が向上するものと考えられる。具体的には、スケール厚が５μｍ以下となることによって、優れたスケール密着性が得られる。
（Ｈ）熱処理用鋼板の製造方法
本発明に係る熱処理鋼板部材の熱処理前の鋼板である、熱処理用鋼板の製造条件について特に制限はないが、以下に示す製造方法を用いることにより、上述の組織を有する熱処理用鋼板を製造することができる。以下の製造方法では、例えば、熱間圧延、酸洗、冷間圧延および焼鈍処理を行う。
上述の化学組成を有する鋼を炉で溶製した後、鋳造によってスラブを作製する。この際、遅れ破壊の起点となるＭｎＳの集中を抑制するためには、Ｍｎの中心偏析を低減させる中心偏析低減処理を行うことが望ましい。中心偏析低減処理としては、スラブが完全凝固する前の未凝固層において、Ｍｎが濃化した溶鋼を排出する方法が挙げられる。
具体的には、電磁攪拌、未凝固層圧下等の処理を施すことで、完全凝固前のＭｎが濃化した溶鋼を排出させることができる。なお、上記の電磁攪拌処理は、２５０〜１０００ガウスで未凝固溶鋼に流動を与えることで行うことができ、未凝固層圧下処理は、最終凝固部を１ｍｍ／ｍ程度の勾配で圧下することで行うことができる。
上記の方法で得られたスラブに対して、必要に応じてソーキング（均熱）処理を実施してもよい。ソーキング処理を行うことで、偏析したＭｎを拡散させ偏析度を低下させることができる。ソーキング処理を行う場合の好ましい均熱温度は１２００〜１３００℃であり、均熱時間は２０〜５０ｈである。
また、鋼板の清浄度を０．１０％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より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６ｔ／ｍｉｎ以下に抑えることが望ましい。
連続鋳造時に溶鋼の単位時間当たりの鋳込み量が６ｔ／ｍｉｎ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より５℃高い温度未満であると、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、結果として、スラブ中の介在物が増加して清浄性が悪化しやすくなる。
一方、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６ｔ／ｍｉｎ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る。その結果、スラブを作製する段階での介在物の量を効果的に減少させることができ、０．１０％以下という鋼板清浄度を容易に達成できるようになる。
溶鋼を連続鋳造する際、溶鋼の溶鋼加熱温度は液相線温度より８℃以上高い温度とすることが望ましく、また、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を５ｔ／ｍｉｎ以下にすることが望ましい。溶鋼加熱温度を液相線温度より８℃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５ｔ／ｍｉｎ以下にすることにより、清浄度を０．０６％以下とすることが容易になるため望ましい。
その後、上記のスラブに熱間圧延を施す。熱間圧延条件は、炭化物をより均一に生成させる観点から、熱間圧延開始温度を１０００〜１３００℃の温度域とし、熱間圧延完了温度を９５０℃以上とすることが好ましい。
熱間圧延工程においては、粗圧延を行った後に、必要に応じてデスケーリングを行い、最後に仕上げ圧延を行う。この際、粗圧延が終了してから仕上げ圧延を開始するまでの時間を１０ｓ以下にすると、オーステナイトの再結晶が抑制され、結果的に炭化物の成長を抑えられるだけでなく、高温で生成するスケールの抑制、オーステナイト粒界の酸化の抑制、および鋼板の表面における最大高さ粗さを適切な範囲に調整することが可能になる。加えて、スケールの生成および粒界酸化の抑制により、表層にあるＳｉが固溶した状態で残存しやすいので、プレス加工の加熱時にファイアライトが生成しやすく、そのためにウスタイトも生成しやすくなると考えられる。
熱間圧延後の巻取温度は、加工性の観点からは高い方が好ましいが、高すぎるとスケール生成により歩留まりが低下するので、５００〜６５０℃とすることが好ましい。また、巻取温度を低温にした方が、炭化物が微細分散しやすく、かつ炭化物の個数も少なくなる。
炭化物の形態は、熱間圧延での条件に加えて、その後の焼鈍条件を調整することでも制御することが可能である。すなわち、焼鈍温度を高温にし、焼鈍段階で一度炭化物を固溶させた後、低温で変態させるのが望ましい。なお、炭化物は硬質であるため、冷間圧延ではその形態が変化することはなく、冷間圧延後も熱間圧延後の存在形態が維持される。
熱間圧延により得られた熱延鋼板に酸洗等により脱スケール処理を施す。鋼板の表面における最大高さ粗さを適切な範囲に調整するためには、酸洗工程における溶削量を調整することが好ましい。溶削量を小さくすると最大高さ粗さは大きくなり、一方、溶削量を大きくすると最大高さ粗さは小さくなる。具体的には、酸洗による溶削量を１．０〜１５．０μｍとすることが好ましく、２．０〜１０．０μｍとすることがより好ましい。
本発明における熱処理用鋼板としては、熱延鋼板もしくは熱延焼鈍鋼板、または冷延鋼板もしくは冷延焼鈍鋼板を用いることができる。処理工程は、製品の板厚精度要求レベル等に応じて適宜選択すればよい。
すなわち、脱スケール処理が施された熱延鋼板は、必要に応じて焼鈍を施して熱延焼鈍鋼板とする。また、上記の熱延鋼板または熱延焼鈍鋼板は、必要に応じて冷間圧延を施して冷延鋼板とし、さらに、冷延鋼板は、必要に応じて焼鈍を施して冷延焼鈍鋼板とする。なお、冷間圧延に供する鋼板が硬質である場合には、冷間圧延前に焼鈍を施して冷間圧延に供する鋼板の加工性を高めておくことが好ましい。
冷間圧延は通常の方法を用いて行えばよい。良好な平坦性を確保する観点からは、冷間圧延における圧下率は３０％以上とすることが好ましい。一方、荷重が過大となることを避けるため、冷間圧延における圧下率は８０％以下とすることが好ましい。なお、冷間圧延で鋼板の表面における最大高さ粗さが大きく変化することはない。
熱処理用鋼板として焼鈍熱延鋼板または焼鈍冷延鋼板を製造する場合、熱延鋼板または冷延鋼板に対して焼鈍を行う。焼鈍では、例えば、５５０〜９５０℃の温度域において熱延鋼板または冷延鋼板を保持する。
焼鈍で保持する温度を５５０℃以上とすることにより、焼鈍熱延鋼板または焼鈍冷延鋼板のいずれを製造する場合であっても、熱延条件の相違に伴う特性の相違が低減され、焼入れ後の特性をさらに安定したものとすることができる。また、冷延鋼板の焼鈍を５５０℃以上で行った場合には、再結晶により冷延鋼板が軟質化するため、加工性を向上することができる。つまり、良好な加工性を備えた焼鈍冷延鋼板を得ることができる。したがって、焼鈍で保持する温度は５５０℃以上とすることが好ましい。
一方、焼鈍で保持する温度が９５０℃を超えると、組織が粗粒化することがある。組織の粗粒化は焼入れ後の靱性を低下させることがある。また、焼鈍で保持する温度が９５０℃を超えても、温度を高くしただけの効果は得られず、コストが上昇し、生産性が低下するだけである。したがって、焼鈍で保持する温度は９５０℃以下とすることが好ましい。
焼鈍後には、３〜２０℃／ｓの平均冷却速度で５５０℃まで冷却することが好ましい。上記平均冷却速度を３℃／ｓ以上とすることにより、粗大パーライトおよび粗大なセメンタイトの生成が抑制され、焼入れ後の特性を向上させることができる。また、上記平均冷却速度を２０℃／ｓ以下とすることにより、強度むら等の発生を抑制して、焼鈍熱延鋼板または焼鈍冷延鋼板の材質を安定したものとすることが容易になる。
（Ｉ）熱処理鋼板部材の製造方法
上記の熱処理用鋼板に対して熱処理を施すことによって、高い強度を有するとともに靱性および延性に優れる熱処理鋼板部材を得ることが可能となる。熱処理条件については特に制限は設けないが、例えば、下記の加熱工程および冷却工程を順に含む熱処理を施すことができる。
加熱工程
５℃／ｓ以上の平均昇温速度で、Ａｃ３点〜Ａｃ３点＋２００℃の温度域まで鋼板を加熱する。この加熱工程によって、鋼板の組織をオーステナイト単相にする。加熱工程において昇温速度が遅過ぎるまたは加熱温度が高過ぎると、γ粒が粗大化し、冷却後の鋼板部材の強度が劣化するおそれがある。これに対して、上記の条件を満たした加熱工程を実施することによって、熱処理鋼板部材の強度の劣化を防止できる。
冷却工程
上記加熱工程を経た鋼板を、拡散変態が起きない（つまりフェライトが析出しない）ように、上記温度域からＭｓ点まで上部臨界冷却速度以上で冷却し、その後、Ｍｓ点から１００℃まで５℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却する。１００℃未満の温度から室温までの冷却速度については、空冷程度の冷却速度が好ましい。上記の条件を満たした冷却工程を実施することによって、冷却過程におけるフェライトの生成を防止でき、かつＭｓ点以下の温度域において、自動焼戻しにより炭素が未変態オーステナイトに拡散、濃化し、塑性変形に対して安定的な残留オーステナイトが生成される。これにより、靱性および延性に優れた熱処理鋼板部材を得ることが可能となる。
なお、上部臨界冷却速度はＭｎ含有量の影響が大きく、本発明で規定されるＭｎ含有量の範囲では、臨界冷速速度は１〜３０℃／ｓ程度となる。組織形成のためには、Ｍｓ点までの平均冷却速度の下限は鋼板の成分によっては１℃／ｓでもよい。ただし、スケールの形成の点からは、ある程度の冷却速度が必要であり、例えば１０℃／ｓ以上に設定してもよいし、実施例で例示するように４５℃／ｓ以上でもよい。
また、前述したように、鋼板の最大高さ粗さＲｚは３．０〜１０．０μｍに調整している。最大高さ粗さＲｚが３．０μｍ未満であると、加熱、加工および冷却の過程におけるスケールの密着性が低下し、スケールが部分的に剥離するため、冷却速度のばらつきが大きくなる。また、最大高さ粗さＲｚが１０．０μｍを超えても、表面の凹凸形状に起因して冷却速度のばらつきが大きくなる。このように、最大高さ粗さＲｚを３．０〜１０．０μｍに調整することによって、温度制御が向上して製品の特性のばらつきが低減する。
上記の熱処理は任意の方法によって実施することができ、例えば、高周波加熱焼入れによって実施してもよい。加熱工程において、鋼板をＡｃ３点〜Ａｃ３点＋２００℃の温度域で保持する時間は、オーステナイト変態を進めて炭化物を溶解させることによって鋼の焼入れ性を高める観点から、１０ｓ以上とすることが好ましい。また、上記保持時間は、生産性の観点からは、６００ｓ以下とすることが好ましい。
なお、熱処理を施す鋼板としては、熱延鋼板または冷延鋼板に焼鈍処理を施した焼鈍熱延鋼板または焼鈍冷延鋼板を用いてもよい。
上記熱処理に際して、Ａｃ３点〜Ａｃ３点＋２００℃の温度域に加熱後、Ｍｓ点まで冷却する前に、上述したホットスタンプのような熱間成形を施してもよい。熱間成形としては、曲げ加工、絞り成形、張出し成形、穴広げ成形、およびフランジ成形等が挙げられる。また、成形と同時またはその直後に鋼板を冷却する手段を備えていれば、プレス成形以外の成形法、例えばロール成形に本発明を適用してもよい。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
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、幅１０００ｍｍ、厚さ２５０ｍｍのスラブを作製した。この際、表２に示す条件において、溶鋼の加熱温度および単位時間当たりの溶鋼鋳込み量の調整を行った。
Figure 0006380659
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を用いて、１ｍｍ／ｍの勾配で軽圧下を実施し、最終凝固部の濃化溶鋼を排出することにより行った。一部のスラブについては、その後、１２５０℃、２４ｈの条件においてソーキング処理を実施した。
得られたスラブについて、熱間圧延試験機によって熱間圧延を施し、厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板とした。熱間圧延工程では、粗圧延後にデスケーリングを行い、最後に仕上げ圧延を行った。その後、上記の熱延鋼板を実験室にて酸洗した。さらに冷間圧延試験機にて冷間圧延を施し、厚さ１．４ｍｍの冷延鋼板とし、熱処理用鋼板（鋼Ｎｏ．１〜１８）を得た。
得られた熱処理用鋼板について、最大高さ粗さ、算術平均粗さ、炭化物の数密度、Ｍｎ偏析度および清浄度を測定した。本発明において、最大高さ粗さＲｚおよび算術平均粗さＲａを求めるに際しては、表面粗さ計を用いて２ｍｍ区間の最大高さ粗さＲｚおよび算術平均粗さＲａを圧延方向および圧延垂直方向に各１０ヶ所測定し、その平均値を採用した。
円相当直径が０．１μｍ以上の炭化物の数密度を求めるに際しては、熱処理用鋼板の表面を、ピクラール液を使って腐食し、走査型電子顕微鏡で２０００倍に拡大し、複数視野の観察を行った。このときに、円相当直径が０．１μｍ以上の炭化物が存在する視野の数を数えて１ｍｍ２あたりの個数を算出した。
Ｍｎ偏析度の測定は以下の手順により行った。ＥＰＭＡを用いて熱処理用鋼板の板厚中央部において、板厚方向と垂直な方向にライン分析を行い、分析結果から高い順に３つの測定値を選択した後、その平均値を算出し、板厚中心部での最大Ｍｎ濃度を求めた。また、熱処理用鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置において、ＥＰＭＡを用いて１０ヶ所の分析を行い、その平均値を算出し、表面から板厚の１／４深さ位置での平均Ｍｎ濃度を求めた。そして、上記の板厚中心部での最大Ｍｎ濃度を、表面から板厚の１／４深さ位置での平均Ｍｎ濃度で割ることによって、Ｍｎ偏析度αを求めた。
清浄度は、板厚１／８ｔ、１／４ｔ、１／２ｔ、３／４ｔ、７／８ｔの各位置について、点算法にて測定した。そして、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、その鋼板の清浄度の値とした。
上述のように、熱間成形によってＭｎ偏析度および清浄度の値が大きく変化することはないため、上記のＭｎ偏析度αおよび清浄度の値を熱処理鋼板部材のＭｎ偏析度αおよび清浄度の値とした。
熱処理用鋼板の製造工程における中心偏析低減処理およびソーキング処理の有無、熱間圧延工程における粗圧延が終了してから仕上げ圧延を開始するまでの時間、熱間圧延完了温度および熱延鋼板の巻取温度、酸洗による溶削量、ならびに、熱処理用鋼板の最大高さ粗さＲｚ、算術平均粗さＲａおよび炭化物の数密度の測定結果を表２に併せて示し、Ｍｎ偏析度αおよび清浄度の測定結果を後述の表４に示す。
Figure 0006380659
その後、上記の各鋼板から、厚さ：１．４ｍｍ、幅：３０ｍｍ、および長さ：２００ｍｍのサンプルを２つずつ採取した。採取した各サンプルのうち１つについては、熱間成形を模擬した下記の表３に示す熱処理条件に従って、通電加熱および冷却した。なお、表３には、各鋼板のＡｃ３点およびＭｓ点を併せて示す。冷却後に、各サンプルの均熱部位を切り出し、引張試験、シャルピー衝撃試験、Ｘ線回折試験、顕微鏡観察に供した。
引張試験は、ＡＳＴＭ規格Ｅ８の規定に準拠して、インストロン社製引張試験機で実施した。上記熱処理サンプルを１．２ｍｍ厚まで研削した後、試験方向が圧延方向に平行になるように、ＡＳＴＭ規格Ｅ８のハーフサイズ板状試験片（平行部長さ：３２ｍｍ、平行部板幅：６．２５ｍｍ）を採取した。なお、本実施例で用いた通電加熱装置冷却装置では、長さ２００ｍｍ程度のサンプルから得られる均熱部位は限られるため、ＡＳＴＭ規格Ｅ８のハーフサイズ板状試験片を採用することとした。
そして、各試験片にひずみゲージ（共和電業製ＫＦＧ−５、ゲージ長：５ｍｍ）を貼付け、３ｍｍ／ｍｉｎのひずみ速度で室温引張試験を行い、最大強度（引張強度）を測定した。また、引張試験の平行部には予め２５ｍｍの罫書きを入れておき、破断サンプルをつき合わせ伸び率（全伸び）を測定した。そして、全伸びから最大強度時の塑性ひずみ（均一伸び）を差し引いた値として局部伸びを求めた。
シャルピー衝撃試験では、均熱部位を厚さが１．２ｍｍとなるまで研削し、これを３枚積層したＶノッチ入り試験片を作製し、この試験片のシャルピー衝撃試験を行って−８０℃における衝撃値を求めた。なお、本発明においては、４０Ｊ／ｃｍ２以上の衝撃値を有する場合を靱性に優れると評価することとした。
Ｘ線回折試験では、フッ化水素酸と過酸化水素水とを用いて上記熱処理サンプルの表面を０．１ｍｍの深さまで化学研磨した試験片（厚さ１．１ｍｍ）を用いた。具体的には、化学研磨後の試験片を、Ｃｏ管球を用いて、２θで４５°から１０５°の範囲で測定を行った。得られたＸ線回折スペクトルより残留オーステナイト体積率fγ０を求めた。
また、上記熱処理サンプルを上記引張試験片に加工し、一定塑性ひずみ（真歪み：ε＝０．０２）を付与し、除加した引張試験片から上記Ｘ線回折用試験片を作製し、残留オーステナイト体積率fγ（０．０２）を求めた。これらより下記（ｉ）式で示されるひずみ誘起変態パラメータｋを計算し、ＴＲＩＰ効果による高延性化の指標とした。ｋが大きいほど低ひずみで残留オーステナイトが変態するため、高ひずみにおける括れ防止、つまりＴＲＩＰ効果による高延性化は期待できない。
ｋ＝（ｌｏｇｆγ０−ｌｏｇｆγ（０．０２））／０．０２ ・・・（ｉ）
但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
ｆγ０：鋼板部材中に存在する残留オーステナイトの体積率
ｆγ（０．０２）：鋼板部材に対して０．０２の真ひずみを付与し、除加した後の部材中に存在する残留オーステナイトの体積率
さらに、上記の熱処理サンプルの表面鏡面加工した後、ピクラール液を使って腐食し、走査型電子顕微鏡で２０００倍に拡大し、複数視野の観察を行った。このときに、円相当直径が０．１μｍ以上の残留炭化物が存在する視野の数を数えて１ｍｍ２あたりの個数を算出した。また、上記の熱処理サンプルの表面を鏡面加工した後、ナイタール腐食した。そして、光学顕微鏡を用いて、金属組織の観察を行い、主組織であるマルテンサイトの面積率を測定し、その値をマルテンサイトの体積率とした。
また、採取した各サンプルのうち、もう１つについては、熱間成形を模擬した下記の表３に示す熱処理条件で通電加熱した後、均熱部位に対して曲げ加工を施し、その後冷却した。冷却後に、各サンプルの曲げ加工を施した部位を切り出し、スケール特性評価試験に供した。なお、曲げ加工を施すに際しては、サンプルの両端を支持具で支え、長手方向中央付近に上からＲ１０ｍｍの冶具を押しつけて、Ｕ字曲げを行った。支持具同士の間隔は３０ｍｍとした。
スケール特性評価試験は、プレス時に剥離脱落しないかどうかの指標となるスケール密着性の評価と、ショットブラスト処理等により容易に剥離除去できるかどうかの指標となるスケール剥離性の評価とに分けてを行った。まず、通電加熱後の曲げ加工により剥離が生じるかどうかを観察し、以下の基準によってスケール密着性の評価を行った。本発明においては、結果が「○○」または「○」の場合に、スケール密着性に優れると判断することとした。
○○：剥離なし
○：１〜５個の剥離片落下
×：６〜２０個の剥離片落下
××：２１個以上の剥離片落下
続いて、上記のスケール密着性の評価において「××」となったサンプル以外については、さらに曲げ加工を施した部位に対して、接着テープにより貼着・剥離するテープ剥離試験を行った。その後、スケールがテープに付着して容易に剥離するかどうかを観察し、以下の基準によってスケール剥離性の評価を行った。本発明においては、結果が「○○」または「○」の場合に、スケール剥離性に優れると判断することとした。そして、スケール密着性およびスケール剥離性の双方に優れる場合に、熱間成形中のスケール特性が優れるとした。
○○：全て剥離
○：１〜５個の剥離片残存
×：６〜２０個の剥離片残存
××：２１個以上の剥離片残存
Figure 0006380659
引張試験、シャルピー衝撃試験、Ｘ線回折試験、顕微鏡観察、スケール特性評価試験の結果を表４に示す。
Figure 0006380659
表１〜４を参照して、本発明で規定される化学組成および組織の全てを満たした試験Ｎｏ．１〜５、１０〜１６、１９〜２２、２５および２６では、引張強度が１．４ＧＰａ以上であり、８．０％以上の全伸びを有し延性に優れ、かつ、４０Ｊ／ｃｍ２以上の衝撃値を有し靱性に優れるとともに、スケール密着性にも優れる結果となった。これらの試料はｋ値がいずれも２０未満であったことから、ＴＲＩＰ効果により高延性化が実現されていることが分かる。なかでもＭｎ偏析度αの値が１．６以下でかつ清浄度が０．１０％以下である試験Ｎｏ．１、３〜５、１０〜１６および１９〜２２では、５０Ｊ／ｃｍ２以上の衝撃値を有し、特に靱性に優れる結果となった。
一方、試験Ｎｏ．６〜８、１７、２３および３３では、Ｍｓ点から１００℃までの冷却速度が高すぎたことに起因して、残留オーステナイトの体積率が５．０％未満となり、その結果、全伸びが８．０％未満となり、所望の延性が得られなかった。ｋ値が２０以上となっていることからも、ＴＲＩＰ効果が十分に発現せず、そのため高延性化を達成できなかったと考えられる。
また、試験Ｎｏ．９、１８および２４では、Ａｃ３点〜Ａｃ３点＋２００℃の温度域まで加熱する際の加熱条件が不適切であったことに起因して、脱炭が顕著となり、１．４ＧＰａ以上の引張強度を確保することができなかった。
本発明の化学組成を満足していない試験Ｎｏ．２７および２８では、最大高さ粗さＲｚの値が３．０μｍ未満となったため、スケール密着性が不良であり、加えて残留オーステナイトの体積率が５．０％未満であったため、全伸びが８．０％未満となり延性に劣る結果となった。
試験Ｎｏ．３２および３３では、熱間圧延工程における粗圧延が終了してから仕上げ圧延を開始するまでの時間が１０ｓを超えた。また、試験Ｎｏ．３４では、Ｓｉ含有量が本発明で規定する範囲より低く、また巻取温度が高かった。これらに起因して、試験Ｎｏ．３２〜３４では、最大高さ粗さＲｚの値が３．０μｍ未満となったことに加えて、残留炭化物数密度が４．０×１０３個／ｍｍ２を超えたため、スケール密着性が不良であり、かつ、衝撃値が４０Ｊ／ｃｍ２未満となり、所望の靱性が得られなかった。
なお、試験Ｎｏ．２９〜３１は、本発明の規定は満足するものの、スケール特性に劣る熱処理用鋼板を用いた参考例である。試験Ｎｏ．２９および３１では、熱間圧延後の酸洗工程における溶削量が不十分であったことに起因して、最大高さ粗さＲｚの値が１０．０μｍを超えたため、スケール剥離性が不良であった。さらに、試験Ｎｏ．３０では、熱間圧延後の酸洗工程における溶削量が過剰であったことに起因して、最大高さ粗さＲｚの値が３．０μｍ未満となったため、スケール密着性が不良であった。
試験Ｎｏ．２９および３１では、最大高さ粗さが過大であったため、凹凸形状に起因して、部分的に冷却むらが生じた。また、試験Ｎｏ．３０でも、スケールの密着性が悪いため、部分的に冷却むらが生じた。そのため、これらのサンプルについては、材質にばらつきが生じた。これらの傾向は、熱間成形を実際に行った場合にはより顕著であった。
本発明によれば、熱間成形時のスケール特性に優れる熱処理用鋼板に対して、熱処理または熱間成形処理を施すことによって、１．４ＧＰａ以上の引張強度を有するとともに靱性および延性に優れる熱処理鋼板部材を得ることが可能となる。本発明に係る熱処理鋼板部材は、特に自動車の耐衝突部品として用いるのに好適である。

Claims (10)

  1. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０５〜０．５０％、
    Ｓｉ：０．５０〜５．０％、
    Ｍｎ：１．５〜４．０％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０５％以下、
    Ｎ：０．０１％以下、
    Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、
    Ｂ：０．０００５〜０．０１０％、
    Ｃｒ：０〜１．０％、
    Ｎｉ：０〜２．０％、
    Ｃｕ：０〜１．０％、
    Ｍｏ：０〜１．０％、
    Ｖ：０〜１．０％、
    Ｃａ：０〜０．０１％、
    Ａｌ：０〜１．０％、
    Ｎｂ：０〜１．０％、
    ＲＥＭ：０〜０．１％、
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    マルテンサイトを主体とし、かつ、残留オーステナイトの体積率が５．０％以上である金属組織を有し、
    前記鋼板部材中に存在する円相当直径が０．１μｍ以上の残留炭化物の数密度が４．０×１０３個／ｍｍ２以下であり、
    ＡＳＴＭ Ｅ８で規定される板状試験片を用いて下記の機械的性質を測定した場合に、
    下記（ｉ）式で表されるひずみ誘起変態パラメータｋの値が２０．０未満であり、
    引張強度が１．４ＧＰａ以上であり、
    全伸びが８．０％以上である、
    熱処理鋼板部材。
    ｋ＝（ｌｏｇｆγ０−ｌｏｇｆγ（０．０２））／０．０２ ・・・（ｉ）
    但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
    ｆγ０：鋼板部材中に存在する残留オーステナイトの体積率
    ｆγ（０．０２）：鋼板部材に対して０．０２の真ひずみを付与し、除加した後の部材中に存在する残留オーステナイトの体積率
  2. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
    Ｎｉ：０．１〜２．０％、
    Ｃｕ：０．１〜１．０％、
    Ｍｏ：０．１〜１．０％、
    Ｖ：０．１〜１．０％、
    Ｃａ：０．００１〜０．０１％、
    Ａｌ：０．０１〜１．０％
    Ｎｂ：０．０１〜１．０％、および
    ＲＥＭ：０．００１〜０．１％、
    から選択される１種以上を含有する、
    請求項１に記載の熱処理鋼板部材。
  3. 下記（ii）式で表されるＭｎ偏析度αが１．６以下である、
    請求項１または請求項２に記載の熱処理鋼板部材。
    α＝［板厚中心部での最大Ｍｎ濃度（質量％）］／［表面から板厚の１／４深さ位置での平均Ｍｎ濃度（質量％）］ ・・・（ii）
  4. ＪＩＳ Ｇ ０５５５（２００３）で規定される鋼の清浄度の値が０．１０％以下である、
    請求項１から請求項３までのいずれかに記載の熱処理鋼板部材。
  5. 質量％で、
    Ｃ：０．０５〜０．５０％、
    Ｓｉ：０．５０〜５．０％、
    Ｍｎ：１．５〜４．０％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０５％以下、
    Ｎ：０．０１％以下、
    Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、
    Ｂ：０．０００５〜０．０１０％、
    Ｃｒ：０〜１．０％、
    Ｎｉ：０〜２．０％、
    Ｃｕ：０〜１．０％、
    Ｍｏ：０〜１．０％、
    Ｖ：０〜１．０％、
    Ｃａ：０〜０．０１％、
    Ａｌ：０〜１．０％、
    Ｎｂ：０〜１．０％、
    ＲＥＭ：０〜０．１％、
    残部：Ｆｅおよび不純物である化学組成を有し、
    表面における最大高さ粗さＲｚが３．０〜１０．０μｍであり、
    円相当直径が０．１μｍ以上の炭化物の数密度が８．０×１０３個／ｍｍ２以下である鋼板を、
    ５℃／ｓ以上の平均昇温速度でＡｃ３点〜Ａｃ３点＋２００℃の温度域まで加熱した後、前記温度域からＭｓ点まで上部臨界冷却速度以上で冷却し、その後、Ｍｓ点から１００℃まで５℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却する、
    熱処理鋼板部材の製造方法。
  6. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
    Ｎｉ：０．１〜２．０％、
    Ｃｕ：０．１〜１．０％、
    Ｍｏ：０．１〜１．０％、
    Ｖ：０．１〜１．０％、
    Ｃａ：０．００１〜０．０１％、
    Ａｌ：０．０１〜１．０％
    Ｎｂ：０．０１〜１．０％、および
    ＲＥＭ：０．００１〜０．１％、
    から選択される１種以上を含有する、
    請求項５に記載の熱処理鋼板部材の製造方法。
  7. 前記鋼板部材中に存在する残留炭化物の数密度が４．０×１０３個／ｍｍ２以下である、
    請求項５または請求項６に記載の熱処理鋼板部材の製造方法。
  8. 下記（ii）式で表されるＭｎ偏析度αが１．６以下である、
    請求項５から請求項７までのいずれかに記載の熱処理鋼板部材の製造方法。
    α＝［板厚中心部での最大Ｍｎ濃度（質量％）］／［表面から板厚の１／４深さ位置での平均Ｍｎ濃度（質量％）］ ・・・（ii）
  9. ＪＩＳ Ｇ ０５５５（２００３）で規定される鋼の清浄度の値が０．１０％以下である、
    請求項５から請求項８までのいずれかに記載の熱処理鋼板部材の製造方法。
  10. 前記温度域まで加熱した後、Ｍｓ点まで冷却する前に、前記鋼板に熱間成形を施す、
    請求項５から請求項９までのいずれかに記載の熱処理鋼板部材の製造方法。
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