WO2016163467A1 - 熱処理用鋼板 - Google Patents

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WO2016163467A1
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steel
steel sheet
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heat treatment
scale
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嘉宏 諏訪
進一郎 田畑
東　昌史
匹田　和夫
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新日鐵住金株式会社
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    • B22D11/001—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths of specific alloys

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate for heat treatment.
  • a hot stamping technique has been adopted as a technique for press-forming a material that is difficult to form, such as a high-strength steel sheet.
  • the hot stamping technique is a hot forming technique in which a material used for forming is heated and then formed.
  • the steel material is soft and has good formability at the time of forming. Thereby, even a high-strength steel material can be accurately formed into a complicated shape.
  • quenching is performed at the same time as molding with a press die, the steel material after molding has sufficient strength.
  • it is possible to impart a tensile strength of 1400 MPa or more to a steel material after forming by hot stamping technology.
  • Patent Document 2 discloses a hot-formed member having both stable strength and toughness, and a hot-forming method for producing the hot-formed member.
  • Patent Document 3 discloses a hot-rolled steel sheet and a cold-rolled steel sheet that have good formability such as press, bending, and roll forming, and are excellent in formability and quenchability that can impart high tensile strength after quenching. It is disclosed.
  • Patent Document 4 discloses a technique aimed at obtaining an ultra-high strength steel sheet having both strength and formability.
  • Patent Document 5 discloses a steel type and a method for manufacturing the same, which can create various strength levels of the same steel type in a high strength steel material having both high yield ratio and high strength. It is disclosed.
  • Patent Document 6 discloses a method of manufacturing a steel pipe for the purpose of obtaining a thin-walled high-strength welded steel pipe excellent in formability and torsional fatigue resistance after cross-section forming.
  • Patent Document 7 it is possible to obtain a pressed product having excellent strength and dimensional accuracy in a short time by promoting cooling of a mold and a molded product in a hot press forming apparatus that heats and forms a metal plate material.
  • a hot press molding apparatus and a hot press molding method are disclosed.
  • JP 2002-102980 A JP 2004-353026 A JP 2002-180186 A JP 2009-203549 A JP 2007-291464 A JP 2010-242164 A JP 2005-169394 A
  • the hot forming technique such as the above hot stamp is an excellent forming method capable of increasing the strength of the member while ensuring the formability, but it is necessary to heat to a high temperature of 800 to 1000 ° C.
  • the problem that the steel plate surface oxidizes arises. If the scale made of iron oxide generated at this time falls off during pressing and adheres to the mold, productivity decreases. In addition, there is a problem that when the scale remains in the product after pressing, the appearance becomes poor.
  • automobile steel plates are also required to have collision safety.
  • the crash safety of an automobile is evaluated by the crushing strength and the absorbed energy in the crash test of the entire vehicle body or a steel plate member.
  • the crushing strength greatly depends on the material strength, the demand for ultra-high strength steel sheets is dramatically increasing.
  • fracture toughness generally decreases with increasing strength, it breaks early at the time of crash of automobile parts, or breaks at sites where deformation concentrates, and the crushing strength commensurate with the material strength is not exhibited.
  • the absorbed energy decreases. Therefore, in order to improve the collision safety, it is important to improve not only the material strength but also the material toughness which is an important index of the fracture toughness of the automobile member.
  • the present invention has been made to solve the above-described problems, and an object of the present invention is to provide a steel sheet for heat treatment that is excellent in scale characteristics during hot forming and toughness after heat treatment.
  • a steel plate after heat treatment (including hot forming) is also referred to as “heat treated steel”.
  • the present invention has been made in order to solve the above-mentioned problems, and provides the following heat-treating steel sheet.
  • the chemical composition of the steel sheet is mass%, C: 0.05 to 0.50%, Si: 0.50 to 5.0%, Mn: 1.5 to 4.0%, P: 0.05% or less, S: 0.05% or less, N: 0.01% or less, Ti: 0.01 to 0.10%, B: 0.0005 to 0.010%, Cr: 0 to 1.0%, Ni: 0 to 2.0%, Cu: 0 to 1.0%, Mo: 0 to 1.0%, V: 0 to 1.0%, Ca: 0 to 0.01%, Al: 0 to 1.0%, Nb: 0 to 1.0%, REM: 0 to 0.1%, Balance: Fe and impurities,
  • the maximum height roughness Rz on the surface of the steel sheet is 3.0 to 10.0 ⁇ m
  • the number density of carbide having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more present in the steel sheet is 8.0 ⁇ 10 3 pieces / mm 2 or less.
  • Steel plate for heat treatment is 8.0 ⁇ 10 3 pieces / mm 2 or less. Steel plate
  • the chemical composition is mass%, Cr: 0.01 to 1.0%, Ni: 0.1 to 2.0%, Cu: 0.1 to 1.0%, Mo: 0.1 to 1.0%, V: 0.1 to 1.0%, Ca: 0.001 to 0.01%, Al: 0.01 to 1.0% Nb: 0.01 to 1.0%, and REM: 0.001 to 0.1%, Containing one or more selected from The steel plate for heat treatment as described in (1) above.
  • the Mn segregation degree ⁇ represented by the following formula (i) is 1.6 or less.
  • ⁇ [maximum Mn concentration (mass%) at the thickness center portion] / [average Mn concentration (mass%) at 1 ⁇ 4 depth position of the thickness from the surface] (i)
  • the cleanliness value of steel specified in JIS G 0555 (2003) is 0.10% or less.
  • the present invention it is possible to obtain a heat-treating steel plate having excellent scale characteristics during hot forming. And it becomes possible to obtain the heat-treated steel material which has the tensile strength of 1.4 GPa or more and is excellent in toughness by performing heat processing or a hot forming process with respect to the steel plate for heat processing of this invention.
  • the amount of Si in steel is larger than that of conventional steel plates for heat treatment, and the maximum height roughness Rz of the steel plates before heat treatment is set to 3.0 to 10.0 ⁇ m. Demonstrate scale characteristics.
  • C 0.05 to 0.50% C is an element that enhances the hardenability of the steel and improves the strength of the steel after quenching.
  • the C content is less than 0.05%, it is difficult to ensure sufficient strength in the steel material after quenching. Therefore, the C content is 0.05% or more.
  • the C content exceeds 0.50%, the strength of the steel material after quenching becomes too high, and the deterioration of toughness becomes remarkable. Therefore, the C content is 0.50% or less.
  • the C content is preferably 0.08% or more, and preferably 0.45% or less.
  • Si is 0.50% or more.
  • the Si content in the steel exceeds 5.0%, the heating temperature required for the austenite transformation during the heat treatment becomes extremely high. As a result, the cost required for the heat treatment may increase, or the quenching may be insufficient due to insufficient heating. Therefore, the Si content is 5.0% or less.
  • the Si content is preferably 0.75% or more, and preferably 4.0% or less.
  • Si is generated as a firelight in a portion having a large roughness on the surface of the steel sheet or other portion when heated during press working, it has an effect of adjusting the iron scale to a wustite composition. In the above preferred range, the effect becomes large.
  • Mn 1.5 to 4.0%
  • Mn is an extremely effective element for enhancing the hardenability of the steel sheet and stably securing the strength after quenching. Furthermore, it is an element that lowers Ac 3 points and promotes lowering of the quenching temperature. However, if the Mn content is less than 1.5%, the effect is not sufficient. On the other hand, if the Mn content exceeds 4.0%, the above effect is saturated and further the toughness deterioration of the quenched portion is caused. Therefore, the Mn content is set to 1.5 to 4.0%.
  • the Mn content is preferably 2.0% or more. Further, the Mn content is preferably 3.8% or less, and more preferably 3.5% or less.
  • P 0.05% or less
  • P is an element that deteriorates the toughness of the steel material after quenching.
  • the P content is 0.05% or less.
  • the P content is preferably 0.005% or less.
  • S 0.05% or less
  • S is an element that deteriorates the toughness of the steel material after quenching.
  • the S content is 0.05% or less.
  • the S content is preferably 0.003% or less.
  • N 0.01% or less
  • N is an element that deteriorates the toughness of the steel material after quenching.
  • the N content exceeds 0.01%, coarse nitrides are formed in the steel, and the local deformability and toughness deteriorate significantly. Therefore, the N content is 0.01% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but it is economically not preferable that the N content is less than 0.0002%. Therefore, the N content is preferably 0.0002% or more. More preferably, it is made 0008% or more.
  • Ti 0.01 to 0.10% Ti suppresses recrystallization when a steel sheet is heated to a temperature of Ac 3 point or higher and heat-treats, and forms fine carbides to suppress grain growth, thereby reducing austenite grains. It is an element having For this reason, the effect of greatly improving the toughness of the steel material is obtained by containing Ti. Further, Ti preferentially bonds with N in the steel to suppress the consumption of B due to the precipitation of BN, and promote the effect of improving the hardenability by B described later. If the Ti content is less than 0.01%, the above effects cannot be obtained sufficiently. Therefore, the Ti content is set to 0.01% or more.
  • the Ti content is 0.10% or less.
  • the Ti content is preferably 0.015% or more, and preferably 0.08% or less.
  • B 0.0005 to 0.010%
  • B is a very important element in the present invention because it has the effect of dramatically increasing the hardenability of steel even in a small amount. Further, B segregates at the grain boundary, thereby strengthening the grain boundary and increasing toughness. Furthermore, B suppresses the grain growth of austenite when the steel sheet is heated. If the B content is less than 0.0005%, the above effects may not be sufficiently obtained. Therefore, the B content is 0.0005% or more. On the other hand, when the B content exceeds 0.010%, a large amount of coarse compounds are precipitated and the toughness of the steel material is deteriorated. Therefore, the B content is 0.010% or less. The B content is preferably 0.0010% or more, and preferably 0.008% or less.
  • the steel sheet for heat treatment of the present invention further contains one or more elements selected from Cr, Ni, Cu, Mo, V, Ca, Al, Nb and REM in the following amounts in addition to the above elements. You may let them.
  • Cr 0 to 1.0% Cr is an element that enhances the hardenability of the steel and makes it possible to stably secure the strength of the steel material after quenching, so Cr may be contained. Further, similarly to Si, FeCr 2 O 4 is generated on the surface of the steel plate during heat treatment to suppress scale generation and to reduce FeO in the scale. Since this FeCr 2 O 4 serves as a barrier layer and the supply of Fe into the scale is interrupted, the scale thickness can be reduced. Furthermore, if the scale thickness is thin, it is difficult to peel off during hot forming, and there is also an advantage that it is easy to peel off during scale removal processing after forming. However, if the Cr content exceeds 1.0%, the above effect is saturated, and the cost is unnecessarily increased. Therefore, the Cr content when contained is 1.0%. The Cr content is preferably 0.80% or less. In order to acquire said effect, it is preferable that Cr content is 0.01% or more, and it is more preferable that it is 0.05% or more.
  • Ni 0 to 2.0%
  • Ni is an element that enhances the hardenability of the steel and makes it possible to stably secure the strength of the steel material after quenching, so Ni may be contained.
  • the Ni content in the case of inclusion is 2.0% or less.
  • Cu 0 to 1.0%
  • Cu is an element that enhances the hardenability of the steel and makes it possible to stably secure the strength of the steel material after quenching, so Cu may be contained.
  • the Cu content exceeds 1.0%, the above effect is saturated and the economic efficiency is lowered. Therefore, the Cu content when contained is 1.0% or less. In order to acquire said effect, it is preferable to contain 0.1% or more of Cu.
  • Mo 0 to 1.0%
  • Mo is an element that enhances the hardenability of the steel and makes it possible to stably secure the strength of the steel material after quenching, so it may be contained. However, if the Mo content exceeds 1.0%, the above effects are saturated and the economic efficiency is lowered. Therefore, the Mo content when contained is 1.0% or less. In order to acquire said effect, it is preferable to contain 0.1% or more of Mo.
  • V 0 to 1.0%
  • V is an element that enhances the hardenability of the steel and makes it possible to stably secure the strength of the steel material after quenching, and thus may be contained.
  • the V content exceeds 1.0%, the above effect is saturated and the economy is lowered. Therefore, the V content when contained is 1.0% or less. In order to acquire said effect, it is preferable to contain V 0.1% or more.
  • Ca 0 to 0.01% Ca is an element that has the effect of refining inclusions in steel and improving the toughness and ductility after quenching, so Ca may be contained. However, when the Ca content exceeds 0.01%, the effect is saturated, and the cost is unnecessarily increased. Therefore, when it contains Ca, the content shall be 0.01% or less.
  • the Ca content is preferably 0.004% or less. When it is desired to obtain the above effect, the Ca content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.002% or more.
  • Al 0 to 1.0%
  • Al is an element that enhances the hardenability of the steel and makes it possible to stably secure the strength of the steel material after quenching, so Al may be contained. However, if the Al content exceeds 1.0%, the above effect is saturated and the economic efficiency is lowered. Therefore, the Al content when contained is 1.0% or less. In order to acquire said effect, it is preferable to contain 0.01% or more of Al.
  • Nb 0 to 1.0%
  • Nb is an element that enhances the hardenability of the steel and makes it possible to stably secure the strength of the steel material after quenching, and thus may be contained.
  • the Nb content in the case of inclusion is 1.0% or less.
  • REM 0 to 0.1% Since REM is an element having the effect of refining inclusions in steel and improving toughness and ductility after quenching as in Ca, it may be included. However, when the REM content exceeds 0.1%, the effect is saturated and the cost is unnecessarily increased. Therefore, the REM content when contained is 0.1% or less.
  • the REM content is preferably 0.04% or less. When it is desired to obtain the above effect, the REM content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.002% or more.
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the content of REM means the total content of these elements.
  • REM is added to the molten steel using, for example, an Fe—Si—REM alloy, which includes, for example, Ce, La, Nd, Pr.
  • the balance is Fe and impurities.
  • impurities are components that are mixed due to various factors of raw materials such as ores and scraps and manufacturing processes when industrially manufacturing steel sheets, and are permitted within a range that does not adversely affect the present invention. Means something.
  • Wustite is superior to hematite and magnetite in plastic deformability at high temperatures, and it is considered that the scale also exhibits the characteristic of being easily plastically deformed when the steel sheet undergoes plastic deformation during hot forming.
  • the reason for the increase in the ratio of wustite is unclear, but if there are irregularities, the area of the scale iron interface becomes larger, which promotes the outward diffusion of iron ions during oxidation, and the ratio of iron It is thought that the high wustite increases.
  • carbide accumulates at the former ⁇ grain boundary and embrittles the grain boundary.
  • the number density of carbides having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more exceeds 8.0 ⁇ 10 3 pieces / mm 2 , a large amount of carbides remain at the grain boundaries even after heat treatment, and the toughness after heat treatment may deteriorate. There is. For this reason, the number density of the carbide
  • carbonized_material points out a granular thing, Specifically, what has an aspect ratio of 3 or less is object.
  • the heat treatment steel plate according to the present invention preferably has a Mn segregation degree ⁇ of 1.6 or less.
  • Mn is concentrated due to central segregation. Therefore, MnS concentrates in the center as inclusions, and it becomes easy to form hard martensite. Therefore, a difference in hardness from the surroundings may occur, and the toughness may deteriorate.
  • the value of ⁇ of the heat-treated steel material is preferably set to 1.6 or less. In order to further improve toughness, the value of ⁇ is more preferably set to 1.2 or less.
  • the value of ⁇ of the heat-treated steel material should be 1.6 or less by setting the value of ⁇ of the heat-treated steel sheet within the above range. In other words, the toughness of the heat-treated steel can be improved.
  • the maximum Mn concentration at the center of the plate thickness is determined by the following method. Using an electronic probe microanalyzer (EPMA), line analysis is performed in the direction perpendicular to the plate thickness direction at the center of the plate thickness of the steel plate, and three measured values are selected in descending order from the analysis result and the average value is calculated. . In addition, the average Mn concentration at the 1/4 depth position of the plate thickness from the surface is determined by the following method. Similarly, using EPMA, analysis is performed at 10 positions at the 1/4 depth position of the steel sheet, and the average value is calculated.
  • EPMA electronic probe microanalyzer
  • the segregation of Mn in the steel sheet is controlled mainly by the steel sheet composition, particularly the impurity content, and the conditions for continuous casting, and does not substantially change before and after hot rolling and hot forming. Therefore, if the segregation status of the steel sheet for heat treatment satisfies the provisions of the present invention, the segregation status of the steel material heat-treated therefrom also satisfies the provisions of the present invention.
  • the cleanliness value is more preferably 0.06% or less.
  • the value of the cleanliness of steel is obtained by calculating the area percentage occupied by the above-mentioned A-type, B-type and C-type inclusions.
  • the cleanliness value of the heat-treated steel is also 0.10% by setting the cleanliness value of the steel plate for heat treatment within the above range. It is possible to:
  • the cleanliness value of the heat-treated steel sheet or heat-treated steel material is determined by the following method.
  • test materials are cut out from five locations.
  • the cleanliness is investigated by a point calculation method for each position of the plate thickness 1 / 8t, 1 / 4t, 1 / 2t, 3 / 4t, 7 / 8t of each test material.
  • the numerical value having the largest cleanliness value (lowest cleanliness) at each plate thickness is taken as the cleanliness value of the specimen.
  • a slab is produced by casting.
  • a center segregation reduction process that reduces the center segregation of Mn.
  • Examples of the center segregation reduction treatment include a method of discharging molten steel enriched in Mn in an unsolidified layer before the slab is completely solidified.
  • molten steel enriched with Mn before complete solidification can be discharged.
  • the electromagnetic stirring treatment can be performed by applying a flow to the unsolidified molten steel at 250 to 1000 gauss, and the unsolidified layer reduction treatment is performed by reducing the final solidified layer with a gradient of about 1 mm / m. It can be carried out.
  • ⁇ ⁇ Soaking (soaking) treatment may be performed on the slab obtained by the above method as necessary.
  • a preferable soaking temperature is 1200 to 1300 ° C.
  • a soaking time is 20 to 50 hours.
  • the heating temperature of the molten steel is set to 5 ° C. higher than the liquidus temperature of the steel, and per unit time. It is desirable to suppress the amount of molten steel cast to 6 t / min or less.
  • the molten steel flow in the mold is fast, so that inclusions are easily trapped in the solidified shell and inclusions in the slab increase.
  • the molten steel heating temperature is less than 5 ° C higher than the liquidus temperature, the viscosity of the molten steel increases, and inclusions hardly float in the continuous casting machine, resulting in an increase in inclusions in the slab. Cleanliness is likely to deteriorate.
  • the molten steel heating temperature from the liquidus temperature of the molten steel is 5 ° C. or more and the molten steel casting amount per unit time is 6 t / min or less, inclusions are hardly brought into the slab. As a result, the amount of inclusions at the stage of producing the slab can be effectively reduced, and the steel sheet cleanliness of 0.10% or less can be easily achieved.
  • the molten steel heating temperature is desirably 8 ° C. or more higher than the liquidus temperature, and the molten steel casting amount per unit time is desirably 5 t / min or less.
  • the cleanliness can be easily made 0.06% or less. This is desirable.
  • the hot rolling start temperature is in a temperature range of 1000 to 1300 ° C. and the hot rolling completion temperature is 950 ° C. or higher from the viewpoint of more uniformly generating carbides.
  • the coiling temperature after hot rolling is preferably higher from the viewpoint of workability, but if it is too high, the yield decreases due to scale formation, and therefore it is preferably 500 to 650 ° C. Further, when the coiling temperature is lowered, the carbides are easily finely dispersed and the number of carbides is reduced.
  • the form of carbide can be controlled by adjusting the subsequent annealing conditions in addition to the conditions in hot rolling. That is, it is desirable that the annealing temperature is set to a high temperature and the carbide is once dissolved in the annealing stage and then transformed at a low temperature. Since carbide is hard, its form does not change in cold rolling, and the existence form after hot rolling is maintained even after cold rolling.
  • Descaling treatment is performed on the hot-rolled steel sheet obtained by hot rolling by pickling or the like.
  • the amount of cutting in the pickling process When the amount of cutting is reduced, the maximum height roughness is increased. On the other hand, when the amount of cutting is increased, the maximum height roughness is reduced.
  • the amount of cutting by pickling is preferably 1.0 to 15.0 ⁇ m, and more preferably 2.0 to 10.0 ⁇ m.
  • a hot rolled steel plate or a hot rolled annealed steel plate, or a cold rolled steel plate or a cold rolled annealed steel plate can be used. What is necessary is just to select a process process suitably according to the plate
  • the hot-rolled steel sheet that has been descaled is annealed as necessary to obtain a hot-rolled annealed steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheet or the hot-rolled annealed steel sheet is cold-rolled as necessary to make a cold-rolled steel sheet, and the cold-rolled steel sheet is annealed as necessary to make a cold-rolled annealed steel sheet.
  • the steel plate to be used for cold rolling is hard, it is preferable to increase the workability of the steel plate to be used for cold rolling by annealing before cold rolling.
  • Cold rolling may be performed using a normal method. From the viewpoint of ensuring good flatness, the rolling reduction in cold rolling is preferably 30% or more. On the other hand, in order to avoid an excessive load, the rolling reduction in cold rolling is preferably 80% or less. Note that the maximum height roughness on the surface of the steel sheet does not change greatly by cold rolling.
  • the hot-rolled steel sheet or the cold-rolled steel sheet is annealed.
  • annealing for example, a hot-rolled steel sheet or a cold-rolled steel sheet is held in a temperature range of 550 to 950 ° C.
  • the temperature maintained by annealing is preferably 550 ° C. or higher.
  • the temperature maintained by annealing exceeds 950 ° C.
  • the structure may become coarse.
  • the coarsening of the structure may reduce the toughness after quenching.
  • the temperature maintained by annealing is preferably 950 ° C. or less.
  • an average cooling rate 3 to 20 ° C./s.
  • generation of coarse pearlite and coarse cementite is suppressed, and the properties after quenching can be improved.
  • the average cooling rate 20 ° C./s or less, it becomes easy to suppress the occurrence of unevenness in strength and stabilize the material of the annealed hot-rolled steel sheet or the annealed cold-rolled steel sheet.
  • Heating step The steel sheet is heated to a temperature range of Ac 3 points to Ac 3 points + 200 ° C. at an average temperature increase rate of 5 ° C./s or more.
  • the structure of the steel sheet is made into an austenite single phase. If the heating rate is too slow or the heating temperature is too high in the heating step, the ⁇ grains become coarse and the strength of the steel after cooling may be deteriorated. On the other hand, deterioration of the strength of the heat-treated steel material can be prevented by performing a heating process that satisfies the above conditions.
  • Cooling step The steel plate that has undergone the heating step is cooled at a temperature higher than the upper critical cooling rate from the temperature range to the Ms point so that diffusion transformation does not occur (that is, ferrite does not precipitate), and then from the Ms point to 100 ° C. Cool at an average cooling rate of °C / s or less. About the cooling rate from the temperature below 100 degreeC to room temperature, the cooling rate about an air cooling is preferable.
  • Said heat processing can be implemented by arbitrary methods, for example, you may implement by induction hardening.
  • the time for holding the steel sheet in the temperature range of Ac 3 point to Ac 3 point + 200 ° C. should be 10 s or more from the viewpoint of improving the hardenability of the steel by advancing the austenite transformation and dissolving the carbide. preferable.
  • the holding time is preferably 600 s or less from the viewpoint of productivity.
  • an annealed hot rolled steel plate or an annealed cold rolled steel plate obtained by annealing a hot rolled steel plate or a cold rolled steel plate may be used.
  • hot forming such as the above hot stamp may be performed after heating to a temperature range of Ac 3 point to Ac 3 point + 200 ° C. and before cooling to the Ms point.
  • hot forming include bending, draw forming, stretch forming, hole expansion forming, and flange forming.
  • the present invention may be applied to a forming method other than press forming, for example, roll forming, as long as a means for cooling the steel sheet is provided at the same time as forming or immediately after forming.
  • the cooling rate of the slab was controlled by changing the amount of water in the secondary cooling spray zone. Further, the center segregation reduction treatment was performed by performing a light reduction at a gradient of 1 mm / m using a roll in the final solidification portion and discharging the concentrated molten steel in the final solidification portion. Some slabs were then soaked at 1250 ° C. for 24 hours.
  • the obtained slab was hot rolled by a hot rolling tester to obtain a hot rolled steel sheet having a thickness of 3.0 mm.
  • descaling was performed after rough rolling, and finally finish rolling was performed. Thereafter, the hot-rolled steel sheet was pickled in a laboratory. Further, cold rolling was performed with a cold rolling tester to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.4 mm to obtain heat-treated steel sheets (steel Nos. 1 to 19).
  • Presence / absence of center segregation reduction treatment and soaking treatment in the manufacturing process of the steel sheet for heat treatment the time from the completion of rough rolling in the hot rolling process to the start of finish rolling, the hot rolling completion temperature, and the winding of the hot rolled steel sheet
  • Table 2 shows the temperature and the amount of cutting by pickling.
  • the obtained heat-treated steel sheet was measured for maximum height roughness, arithmetic average roughness, carbide number density, Mn segregation, and cleanliness.
  • the maximum height roughness Rz and the arithmetic average roughness Ra are determined, the maximum height roughness Rz and the arithmetic average roughness Ra in the 2 mm section are determined in the rolling direction and the rolling vertical direction using a surface roughness meter. 10 points were measured, and the average value was adopted.
  • the surface of the steel sheet for heat treatment is corroded with a picral solution, magnified 2000 times with a scanning electron microscope, and observed in multiple fields of view. It was. At this time, the number per 1 mm 2 was calculated by counting the number of visual fields in which carbide having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more was present.
  • the Mn segregation degree was measured according to the following procedure.
  • EPMA is used to analyze the line in the direction perpendicular to the thickness direction at the center of the thickness of the steel sheet for heat treatment, select the three measured values in order from the analysis result, calculate the average value, The maximum Mn concentration at the center was determined.
  • analysis is performed at 10 locations using EPMA, the average value is calculated, and the 1 ⁇ 4 depth position of the plate thickness from the surface is calculated.
  • the average Mn concentration was determined.
  • Mn segregation degree (alpha) was calculated
  • the cleanliness was measured by a point calculation method at each position of the plate thickness 1 / 8t, 1 / 4t, 1 / 2t, 3 / 4t, and 7 / 8t. And the numerical value with the largest cleanliness value (lowest cleanliness) at each plate thickness was taken as the cleanliness value of the steel sheet.
  • Table 3 shows the measurement results of the maximum height roughness Rz, arithmetic average roughness Ra, carbide number density, Mn segregation degree ⁇ , and cleanliness of the steel sheet for heat treatment.
  • the tensile test was carried out with an Instron tensile tester in accordance with ASTM standard E8. After grinding the heat-treated sample to 1.2 mm thickness, ASTM standard E8 half-size plate test piece (parallel part length: 32 mm, parallel part plate width: 6.25 mm) so that the test direction is parallel to the rolling direction. ) was collected. A strain gauge (KFG-5, gauge length: 5 mm) was attached to each test piece, and a room temperature tensile test was performed at a strain rate of 3 mm / min. In addition, in the energization heating apparatus cooling device used in the present embodiment, the soaking part obtained from the sample having a length of about 200 mm is limited, so the ASTM standard E8 half-size plate-like test piece is adopted.
  • the soaked part was ground to a thickness of 1.2 mm, and a V-notched test piece was prepared by laminating three of them, and the Charpy impact test was performed on the test piece at ⁇ 80 ° C.
  • the impact value was determined.
  • a case having an impact value of 40 J / cm 2 or more was evaluated as being excellent in toughness.
  • the scale property evaluation test is divided into evaluation of scale adhesion, which is an indicator of whether or not peeling off during pressing, and evaluation of scale peelability, which is an indicator of whether it can be easily removed by shot blasting. went.
  • scale adhesion is an indicator of whether or not peeling off during pressing
  • scale peelability is an indicator of whether it can be easily removed by shot blasting.
  • ⁇ No peeling ⁇ : 1 to 5 peeling pieces falling ⁇ : 6 to 20 peeling pieces falling ⁇ ⁇ : 21 or more peeling pieces falling
  • Table 4 shows the results of the tensile test, Charpy impact test, and scale characteristic evaluation test. Table 4 also shows the Ac 3 point and Ms point of each steel plate.
  • test Nos. 1 to 10 Nos. 1 to 11 were excellent in scale characteristics and had an impact value of 40 J / cm 2 or more and excellent toughness.
  • test No. 1 having a value of Mn segregation degree ⁇ of 1.6 or less and a cleanliness of 0.10% or less.
  • Nos. 1 and 3 to 9 had impact values of 50 J / cm 2 or more, and were particularly excellent in toughness.
  • steel No. which does not satisfy the chemical composition of the present invention Test Nos. 11 to 13 From 12 to 14, the maximum height roughness Rz was less than 3.0 ⁇ m, and the scale adhesion was poor.
  • steel no. Test No. 15 using No. 15 In No. 16 since the amount of cutting in the pickling process after hot rolling was excessive, the value of the maximum height roughness Rz was less than 3.0 ⁇ m, so the scale adhesion was poor. It was.
  • the present invention it is possible to obtain a heat-treating steel plate having excellent scale characteristics during hot forming. And it becomes possible to obtain the heat-treated steel material which has the tensile strength of 1.4 GPa or more and is excellent in toughness by performing heat processing or a hot forming process with respect to the steel plate for heat processing of this invention.

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Abstract

　鋼板の化学組成が、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、前記鋼板の表面における最大高さ粗さRzが3.0～10.0μmであり、前記鋼板中に存在する円相当直径が0.1μm以上の炭化物の数密度が8.0×103個/mm2以下である、熱処理用鋼板。

Description

熱処理用鋼板
　本発明は、熱処理用鋼板に関する。
　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、安定した強度と靱性を併せ持つ熱間成形部材と、それを作製する熱間成形法が開示されている。特許文献３には、プレス、曲げおよびロール成形などの成形性が良好で、焼き入れ後に高い引張強度を付与することのできる成形性および焼き入れ性に優れた熱延鋼板、および冷延鋼板が開示されている。特許文献４には、強度と成形性を両立した超高強度鋼板を得ることを目的とした技術が開示されている。
　さらに、特許文献５には、高強度化された高い降伏比と高い強度とを併せ持つ高強度鋼材において、同一鋼種であっても各種強度レベルの材料を作り分けることができる鋼種およびその製造方法が開示されている。特許文献６には、成形性と、断面成形加工後の耐ねじり疲労特性に優れた薄肉高強度溶接鋼管を得ることを目的とした、鋼管の製造方法が開示されている。特許文献７には、金属板材を加熱して成形する熱間プレス成形装置において、金型及び成形品の冷却を促進して短時間で強度及び寸法精度に優れたプレス製品を得ることが可能な熱間プレス成形装置及び熱間プレス成型方法が開示されている。
特開２００２－１０２９８０号公報 特開２００４－３５３０２６号公報 特開２００２－１８０１８６号公報 特開２００９－２０３５４９号公報 特開２００７－２９１４６４号公報 特開２０１０－２４２１６４号公報 特開２００５－１６９３９４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の重要な指標である材料の靱性を向上させることが重要である。
　上記の従来の技術においては、適切なスケール特性および優れた耐衝突特性を得ることについて、十分な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、熱間成形時におけるスケール特性および熱処理後の靱性に優れた熱処理用鋼板を提供することを目的とする。なお、以下の説明において、熱処理（熱間成形を含む。）後の鋼板を「熱処理鋼材」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、下記の熱処理用鋼板を要旨とする。
　（１）鋼板の化学組成が、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、
　前記鋼板の表面における最大高さ粗さＲｚが３．０～１０．０μｍであり、
　前記鋼板中に存在する円相当直径が０．１μｍ以上の炭化物の数密度が８．０×１０３個／ｍｍ２以下である、
　熱処理用鋼板。
　（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）に記載の熱処理用鋼板。
　（３）下記（ｉ）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）に記載の熱処理用鋼板。
　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％）］　　　・・・（ｉ）
　（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用鋼板。
　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を得ることができる。そして、本発明の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に優れる熱処理鋼材を得ることが可能となる。
　本発明者らは、熱間成形時におけるスケール特性および熱処理後の靱性の双方を満足す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が大部分を占める部材の組織を得る。
　（ｂ）鋼中のＳｉ量を従来の熱処理用鋼板より多くし、さらに熱処理前の鋼板の最大高さ粗さＲｚを３．０～１０．０μｍにすることで、熱間成形時において適切なスケール特性を発揮する。
　（ｃ）熱処理用鋼板中に粗大な炭化物が過剰に存在すると、熱処理後に炭化物が粒界に多く残留し靱性が悪化するおそれがある。そのため、熱処理用鋼板に存在する炭化物の数密度を規定値以下にする必要がある。
　（ｄ）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材の靱性がさらに向上する。
　（ｅ）熱処理用鋼板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）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、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、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。
　なお、後述するように、Ｓｉはプレス加工の加熱時にファイアライトとして鋼板表面の粗度が大きい部分またはその他の部分に生成するため、鉄スケールをウスタイト組成に調整する作用を有する。上記の好ましい範囲ではその効果が大きくなる。
　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）表面粗さ
　最大高さ粗さＲｚ：３．０～１０．０μｍ
　本発明に係る熱処理用鋼板は、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、プレス成型後における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、スケールが部分的に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。
　（Ｃ）炭化物：８．０×１０３個／ｍｍ２以下
　熱処理前の鋼板中に粗大な炭化物が多く存在すると、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する。したがって、熱処理前の鋼板中の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、炭化物は旧γ粒界に堆積し、粒界を脆化させる。特に、円相当直径が０．１μｍ以上の炭化物の数密度が８．０×１０３個／ｍｍ２を超えると、熱処理後も炭化物が粒界に多く残留し、熱処理後の靱性が悪化するおそれがある。このため、熱処理用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。なお、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）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％）］　　　・・・（ｉ）
　本発明に係る熱処理用鋼板は、Ｍｎ偏析度αが１．６以下であるのが好ましい。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（ｉ）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、熱処理鋼材のαの値を１．６以下とすることが好ましい。靱性の一層の改善のためには、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が本発明の規定を満たしていれば、それから熱処理された鋼材の偏析状況も同様に本発明の規定を満たす。
　（Ｅ）清浄度
　清浄度：０．１０％以下
　熱処理鋼材中に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、熱処理用鋼板の清浄度の値は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材の清浄度の値は以下の方法によって求める。熱処理用鋼板または熱処理鋼材について、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。
　（Ｆ）熱処理用鋼板の製造方法
　本発明に係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、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。
　（Ｇ）熱処理鋼材の製造方法
　本発明に係る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に優れる熱処理鋼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材を得ることが可能となる。
　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 JPOXMLDOC01-appb-T000001
　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．１～１９）を得た。
　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、ならびに、酸洗による溶削量を、表２に併せて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　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。
　熱処理用鋼板の最大高さ粗さＲｚ、算術平均粗さＲａ、炭化物の数密度、Ｍｎ偏析度αおよび清浄度の測定結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　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４に示す熱処理条件に従って、通電加熱および冷却を行った後、各サンプルの均熱部位を切り出し、引張試験およびシャルピー衝撃試験に供した。
　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。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った。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。
　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。
　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４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
　引張試験、シャルピー衝撃試験およびスケール特性評価試験の結果を表４に示す。なお、表４には、各鋼板のＡｃ３点およびＭｓ点を併せて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　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す鋼Ｎｏ．１～１０を用いた試験Ｎｏ．１～１１では、スケール特性にも優れるとともに、４０Ｊ／ｃｍ２以上の衝撃値を有し靱性に優れる結果となった。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、３～９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、本発明の化学組成を満足していない鋼Ｎｏ．１１～１３を用いた試験Ｎｏ．１２～１４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った。また、鋼Ｎｏ．１４および１６を用いた試験Ｎｏ．１５および１７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、鋼Ｎｏ．１５を用いた試験Ｎｏ．１６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。
　鋼Ｎｏ．１７および１８を用いた試験Ｎｏ．１８および１９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、鋼Ｎｏ．１９を用いた試験Ｎｏ．２０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．１８～２０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、炭化物数密度が８．０×１０３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。
　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を得ることができる。そして、本発明の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に優れる熱処理鋼材を得ることが可能となる。

Claims (4)

  1. 　鋼板の化学組成が、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、
    　前記鋼板の表面における最大高さ粗さＲｚが３．０～１０．０μｍであり、
    　前記鋼板中に存在する円相当直径が０．１μｍ以上の炭化物の数密度が８．０×１０３個／ｍｍ２以下である、
    　熱処理用鋼板。
  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に記載の熱処理用鋼板。
  3. 　下記（ｉ）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に記載の熱処理用鋼板。
    　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％）］　　　・・・（ｉ）
  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用鋼板。
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