WO2017149999A1 - 焼入れ用鋼板、焼入れ部材、及び焼入れ用鋼板の製造方法 - Google Patents

焼入れ用鋼板、焼入れ部材、及び焼入れ用鋼板の製造方法 Download PDF

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達也 浅井
裕之 大森
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    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate for quenching, a quenching member, and a method for producing a steel plate for quenching. More specifically, a steel sheet for quenching useful as a material for providing a quenching member having excellent bending workability in T-direction bending in which the bending ridge line is parallel to the rolling direction in a region where the hardness after quenching is 515 HV or more. And a manufacturing method thereof.
  • a hot press forming technique is adopted in which press forming is performed with a mold in a state where the strength is lowered by heating to a temperature at which the austenite single phase is formed, and the forming is facilitated.
  • the tensile strength of the hot press-formed product is increased, breakage tends to occur at the time of collision.
  • the bendability of the hot press-formed product needs to be excellent.
  • Examples of the steel material for hot press working used for hot press-molded products include steel materials described in Patent Document 1 and Patent Document 2.
  • Patent Document 1 describes a steel material for hot press working that has a specific chemical composition and has a steel structure in which the spheroidization rate of carbides in steel is 0.60 to 0.90.
  • Patent Document 2 has a specific chemical composition, a steel structure having a prior austenite average particle size of 10 ⁇ m or less, and mechanical properties having a tensile strength of 1.8 GPa or more and 2.0 GPa or less. A hot pressed steel sheet member is described.
  • the present invention provides a quenched member excellent in T-direction bendability, a quenched steel plate capable of producing the quenched member, and a method for producing the same, even in a high-strength region having a hardness after quenching of 515 HV or higher. With the goal.
  • the component composition is mass%, C: more than 0.2% and 0.4% or less, Si: 0.8% or more and 1.4% or less, Mn: 1% or more and 3% or less, P: more than 0% and 0.02% or less, S: more than 0% and 0.002% or less, sol.
  • [Mn] Mn concentration (% by mass) of the steel sheet analyzed by inductively coupled plasma emission spectroscopy
  • S1 Area% of the region where the Mn concentration analyzed by the electron microprobe analyzer is more than twice the above [Mn] in the structure of the steel plate at the thickness 1/4 position.
  • S2 Area% of a region in which the Mn concentration analyzed by an electron beam microprobe analyzer is 0.5 times or less of the above [Mn] in the structure of the steel plate with a thickness of 1/4.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the hardness of the quenched member and the T-direction bending angle.
  • the steel sheets described in Patent Document 1 and Patent Document 2 have excellent bending workability in L-direction bending in which the bending ridge line is perpendicular to the rolling direction, but the bending ridge line It has been found that the bending workability of T-direction bending (hereinafter referred to as T-direction bending property) that is parallel to the rolling direction is insufficient.
  • the hot press forming technique has been described as an example.
  • the above problem that it is difficult to achieve both high strength and bendability is a hot press. It is not limited to molded products but can be found in all hardened members.
  • the present inventors provide a steel sheet for quenching that can be a quenching member excellent in T-direction bendability even when the tensile strength after quenching is about 1600 MPa or higher, that is, the hardness after quenching is high strength of 515 HV or higher. For this reason, we have been studying earnestly.
  • quenching means not only a mode in which a press working is performed in a softened state by heating to about 900 ° C. as in a hot press, and at the same time quenching is performed by a cooling effect accompanying contact with a mold. It is also intended to include a mode in which quenching is performed after press working such as warm press and cold press other than hot press.
  • C more than 0.2% and 0.4% or less
  • the C content is more than 0.2%, preferably 0.22% or more, more preferably 0.24% or more.
  • the C content is preferably 0.4% or less, preferably Is 0.38% or less, more preferably 0.36% or less.
  • Si 0.8% to 1.4%
  • Si is one of the important elements in the present invention. Si can improve the adhesion of the scale after quenching and prevent scale peeling. Moreover, since hardenability improves by containing Si, the hardness of a quenching member can be improved. In order to effectively exhibit such an action, the Si content is 0.8% or more, preferably 0.9% or more, more preferably 1% or more. However, when the Si content is excessive, retained austenite is likely to be generated, which promotes the diffusion of Mn into the retained austenite, and as a result, the Mn concentration in the steel sheet tends to be non-uniform. Therefore, the Si content is 1.4% or less, preferably 1.35% or less, more preferably 1.3% or less.
  • Mn is an element that contributes to increasing the hardness of the quenched member.
  • the Mn content is 1% or more, preferably 1.1% or more, more preferably 1.2% or more.
  • the Mn content is 3% or less, preferably 2.8% or less, more preferably 2.6% or less.
  • P more than 0% and 0.02% or less
  • P is an element inevitably contained, and is an element that deteriorates the weldability of the steel sheet. Therefore, the P content is 0.02% or less, preferably 0.018% or less, more preferably 0.017% or less.
  • the P content may be over 0%, but industrially it is 0.0005% or more.
  • S is an element that is inevitably contained, and is an element that degrades the weldability of the steel sheet. Further, when S is contained, MnS is generated in the steel sheet. As a result, the homogeneity of the concentration distribution of Mn is lowered, and Mn is segregated. Therefore, the S content is 0.002% or less, preferably 0.0018% or less, more preferably 0.0015% or less. Since the S content should be as low as possible, it should be over 0%, but industrially it is 0.0001% or more.
  • sol. Al is an element that acts as a deoxidizer. In order to effectively exhibit such an action, sol.
  • the Al content is 0.02% or more, more preferably 0.025% or more. However, sol. When the Al content is excessive, the hardness of the quenched member is lowered.
  • the Al content is 0.06% or less, preferably 0.055% or less, more preferably 0.05% or less.
  • N more than 0% and 0.01% or less
  • N is an element inevitably contained, and when the N content is excessive, boride is generated and the B content is reduced, so that the hardenability of the steel sheet may be lowered. Therefore, the N content is 0.01% or less, preferably 0.008% or less, more preferably 0.005% or less. In addition, since it is better that the N content is as small as possible, the N content may be over 0%, but industrially it is 0.0001% or more.
  • O is an element inevitably contained, and an element that causes a decrease in the T-direction bendability of the quenched member when included in excess. Therefore, the O content is 0.01% or less, preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less. In addition, since it is better that the O content is as small as possible, it may be over 0%, but industrially it is 0.0001% or more.
  • B is an element that improves the hardenability of the steel sheet.
  • the B content is 0.0005% or more, preferably 0.001% or more, more preferably 0.0012% or more, and further preferably 0.0015% or more.
  • the B content is 0.005% or less, preferably 0.004% or less, more preferably 0.0035. % Or less.
  • Ti can suppress the decrease in the B content by generating TiN, and can improve the hardenability of the steel sheet by B. Therefore, the Ti content is 0.005% or more, preferably 0.01% or more, more preferably 0.015% or more. However, when it contains excessively, a carbide will precipitate in a grain boundary and the hardenability of a steel plate will deteriorate. Therefore, the Ti content is 0.1% or less, preferably 0.08% or less, more preferably 0.06% or less.
  • the steel sheet for quenching satisfies the above component composition, and the balance is iron and inevitable impurities.
  • an unavoidable impurity for example, not only P, S, N, and O which may be brought into the steel depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing equipment, etc., but Pb , Bi, Sb, and Sn may be included.
  • the inevitable impurities here are impurities other than the above P, S, N, and O, and examples thereof include Trump elements such as Pb, Bi, Sb, and Sn.
  • One type, (B) Nb: more than 0% and 0.1% or less, and V: at least one selected from the group consisting of more than 0% and 0.1% or less may be contained.
  • These elements (A) and (B) can be contained alone or in combination with the element described in (A) and the element described in (B). The reason for setting this range is as follows.
  • Cr and Mo are both effective elements for improving the hardenability and improving the strength of the quenched member, and can be used alone or in combination.
  • the Cr and Mo contents are each more than 0%, preferably 0.1% or more, more preferably 0.3% or more.
  • the contents of Cr and Mo are preferable when each is contained alone. Is 3% or less, more preferably 2.5% or less, and still more preferably 2% or less.
  • Nb and V are both effective elements for forming carbides in the steel sheet and improving the strength of the quenched member, and can be used alone or in combination.
  • the contents of Nb and V are each over 0%, preferably 0.005% or more, more preferably 0.008% or more.
  • the contents of Nb and V are each preferably 0.1% or less, more preferably 0.08% or less, and still more preferably 0.06% or less.
  • the present inventors appropriately control the Mn concentration distribution to be within the range of the following formula (1), that is, quenching by suppressing segregation of Mn. It was derived that a quenched member excellent in T-direction bendability can be obtained even in a high strength region where the later hardness is 515 HV or higher. That is, quenching is performed by setting the steel sheet thickness 1/4 position (the position of 1/4 t portion of the steel sheet for quenching with thickness t, the same applies hereinafter) to a steel sheet for quenching that satisfies the following formula (1). It has been clarified that despite the high hardness of the member, it exhibits good T-direction bendability. In addition, the evaluation method of T direction bendability is mentioned later.
  • [Mn] Mn concentration (% by mass) of the steel sheet analyzed by inductively coupled plasma emission spectroscopy
  • S1 Area% of the region where the Mn concentration analyzed by the electron microprobe analyzer is more than twice the above [Mn] in the structure of the steel plate at the thickness 1/4 position.
  • S2 Area% of a region in which the Mn concentration analyzed by an electron beam microprobe analyzer is 0.5 times or less of the above [Mn] in the structure of the steel plate with a thickness of 1/4.
  • Mn segregation means the area% (S1) of the region that is twice or more the Mn concentration of the base material (quenched steel plate) and 0.5 times or less the Mn concentration of the base material. It means that the sum (S1 + S2 (area%)) with the area% (S2) of the region is large. A method for obtaining S1 + S2 (area%) will be described later.
  • the Mn concentration [Mn] of the base material is calculated by chemically analyzing the quenching steel plate by inductively coupled plasma emission spectroscopy. That is, [Mn] is an average value of Mn concentration in the whole steel plate.
  • the present inventors must further suppress the segregation of Mn when the Mn concentration of the base material is higher than when the Mn concentration of the base material is low. Also derived. For example, when [Mn] is 1.3 mass%, S1 + S2 may be less than 31 area%, but when [Mn] is 2.3 mass%, S1 + S2 must be less than 21 area%. .
  • the value of S1 + S2 only needs to be smaller than the value of ⁇ 10 ⁇ [Mn] +44, but since the lower limit of the Mn content is 1%, it is preferably less than 34 area%, and is 31 area% or less. Is more preferably 25% by area or less, and particularly preferably 21% by area or less.
  • the lower limit is not particularly limited and may be 0 area%, but is industrially 5 area% or more, and practically 10 area% or more.
  • S1 + S2 only needs to be smaller than the value of ⁇ 10 ⁇ [Mn] +44. That is, ⁇ 10 ⁇ [Mn] + 44 ⁇ (S1 + S2) only needs to be larger than zero. Further, ⁇ 10 ⁇ [Mn] + 44 ⁇ (S1 + S2) is preferably 1.0 or more, and more preferably 2.0 or more. Further, ⁇ 10 ⁇ [Mn] + 44 ⁇ (S1 + S2) is preferably 10 or less, and more preferably 5.0 or less.
  • the area ratio of ferrite with respect to the entire structure is preferably 50% or less.
  • the area ratio of ferrite with respect to the entire structure is more preferably less than 50%, further preferably 45% or less, and still more preferably 30% or less.
  • the amount of ferrite is preferably small, and may be 0%.
  • the area ratio of the ferrite is measured by observing the position of the steel sheet with a thickness of 1/4 with an optical microscope or a scanning electron microscope (SEM). In some cases, precipitation of carbides may be observed in the ferrite grains. In that case, the ferrite area ratio may be measured including the carbides, assuming that there are no carbides. That is, the ferrite area ratio does not change due to precipitation of carbide.
  • the main structure is preferably a structure other than ferrite.
  • the main structure is pearlite, bainite, and martensite (including autotemper martensite).
  • a tempered martensite is 0%.
  • hot rolling is performed using steel having the above-described component composition.
  • cooling is performed at an average cooling rate [R] (° C./s) from the finish rolling temperature to the winding temperature, and winding is performed at the winding temperature [T] (° C.). take.
  • winding hold at a temperature from the winding temperature to “winding temperature ⁇ 50 ° C.” for [t] time.
  • the above [R], [t], and [T] need to satisfy the following formula (2).
  • the average cooling rate [R] is preferably 10 ° C./s or more, more preferably 15 ° C./s or more.
  • the upper limit of the average cooling rate [R] is not particularly limited, but is industrially preferably 200 ° C./s or less, more preferably 100 ° C./s or less, and 50 ° C./s or less. Is more preferable.
  • the finish rolling temperature is not particularly limited as long as it is an austenite region, but it is preferably at least the Ar 3 transformation point from the viewpoint of suppressing an increase in hot deformation resistance. Moreover, it is preferable that it is 950 degrees C or less from a viewpoint of suppressing scale generation according to a conventional method.
  • Winding temperature [T] (° C)>
  • the coiling temperature is high, untransformed austenite is likely to be generated, which promotes the diffusion of Mn into the untransformed austenite, and as a result, the Mn concentration in the steel sheet may become uneven.
  • winding temperature [T] becomes like this.
  • it is 320 degreeC or more and 650 degrees C or less, More preferably, it is 350 degreeC or more and 600 degrees C or less.
  • the holding time [t] in the above temperature range is preferably 15 hours or less, more preferably 10 hours or less. If the holding time at the temperature from the coiling temperature to the coiling temperature ⁇ 50 ° C. is too long, Mn tends to segregate. Moreover, the lower limit of the holding time [t] is not particularly limited, but is preferably 0.25 hours or more industrially.
  • the “holding” does not necessarily have to be held at the same temperature, and may be varied as long as it is within the above temperature range.
  • the temperature may be kept constant within the above temperature range, or changes within this range, that is, temperature increase due to temperature decrease or heating, temperature increase due to recuperation due to transformation, and the like may be included.
  • the temperature is kept at the above temperature range for a predetermined time, and then cooled to room temperature, but the cooling rate at that time is not particularly limited, and may be air cooling, for example.
  • plating After the hot rolling, plating may be performed if the temperature of the steel sheet in the production process is 300 ° C. or less.
  • a hardened member having a high strength of 515 HV or more and excellent in T-direction bendability can be obtained.
  • the quenching member has high strength after quenching of 515 HV or more and excellent in T-direction bendability.
  • the hardness of the quenched member is preferably 525 HV or more, and more preferably 535 HV or more.
  • the upper limit of the hardness of the quenched member is not particularly limited, but is, for example, 680 HV or less, preferably 650 HV or less, more preferably 600 HV or less, and even more preferably 570 HV or less.
  • the quenched member has a relationship between a bending angle obtained by converting a displacement at the maximum load obtained by a bending test in a T-direction bending according to a VDA standard (VDA238-100) defined by the German Automobile Manufacturers Association and the hardness.
  • VDA238-100 VDA standard
  • the value of the following formula (5) showing is preferably larger than 0, more preferably 5 or more.
  • the value of the following formula (5) being greater than 0 indicates that both the hardness and the bending angle are large.
  • the manufacturing method of the quenching member in the case where the steel plate for quenching according to the present embodiment is applied to hot press forming is not particularly limited, and a known method such as a die quench method can be used. Specifically, there is a method in which the steel sheet for quenching is heated to a temperature at which it becomes an austenite single phase to reduce the strength and press forming with a mold in a state where forming is facilitated. More specifically, the steel sheet for quenching according to the present embodiment is heated to a temperature equal to or higher than the Ac 3 point defined by the following formula (3), and then press forming of the steel sheet is started by a mold. After the start of the above, there is a method of cooling up to the range of the Ms point defined by the following formula (4) while securing an average cooling rate of 20 to 300 ° C./s in the mold.
  • the manufacturing method of the quenching member in the case of applying to hot press molding is not particularly limited as long as it satisfies the hardness of 515 HV or higher. After performing, cooling such as air cooling may be performed.
  • the steel sheet for quenching according to the present embodiment can be applied to press forming other than hot pressing, and then quenched to form a quenched member.
  • a quenched member can be manufactured.
  • the steel plate for hardening which concerns on this embodiment to cold press molding after performing cold press, only the part which requires hardness can be hardened with a high frequency etc., and a hardened member can be manufactured.
  • the component composition is mass%, C: more than 0.2% and 0.4% or less, Si: 0.8% or more and 1.4% or less, Mn: 1% or more and 3% or less, P: more than 0% and 0.02% or less, S: more than 0% and 0.002% or less, sol.
  • [Mn] Mn concentration (% by mass) of the steel sheet analyzed by inductively coupled plasma emission spectroscopy
  • S1 Area% of the region where the Mn concentration analyzed by the electron microprobe analyzer is more than twice the above [Mn] in the structure of the steel plate at the thickness 1/4 position.
  • S2 Area% of a region in which the Mn concentration analyzed by an electron beam microprobe analyzer is 0.5 times or less of the above [Mn] in the structure of the steel plate with a thickness of 1/4.
  • the quenching steel sheet has a ferrite area ratio of 0% or more and 50% or less at a 1 ⁇ 4 thickness position of the steel sheet.
  • the quenching steel plate preferably has a composition of mass% and satisfies B: 0.001% or more and 0.005% or less.
  • the quenching steel plate further contains, as other elements, mass%, Cr: more than 0% and 3% or less, Mo: more than 0% and 3% or less, Nb: more than 0% and 0.1% or less, and V: 0%. It is preferable to contain at least one selected from the group consisting of more than 0.1%.
  • Another aspect of the present invention is a quenched member manufactured using the steel sheet for quenching, which has a hardness of 515 HV or more and has excellent T-direction bendability. .
  • Another aspect of the present invention is a method for producing the steel sheet for quenching, which includes a step of satisfying the following formula (2) after performing finish rolling in the austenite region. It is a manufacturing method of a steel plate.
  • the average cooling rate R is preferably 10 ° C./s or more and 200 ° C./s or less.
  • the held time t is 0.25 hours or more and 15 hours or less.
  • the winding temperature T is preferably 320 ° C. or higher and 650 ° C. or lower.
  • the quenching steel plate by using the quenching steel plate, it is possible to provide a quenching member having excellent T-direction bendability even in a high strength region where the hardness after quenching is 515 HV or higher.
  • [Mn concentration distribution] Using the following formula (1), the concentration distribution of Mn was evaluated according to the following criteria, and A evaluation was passed and B evaluation was rejected.
  • the measurement method of [Mn] and the calculation method of S1 + S2 are as follows.
  • [Mn] Mn concentration (% by mass) of the steel sheet analyzed by inductively coupled plasma emission spectroscopy
  • S1 Area% of the region where the Mn concentration analyzed by the electron microprobe analyzer is more than twice the above [Mn] in the structure of the steel plate at the thickness 1/4 position.
  • S2 Area% of a region in which the Mn concentration analyzed by an electron beam microprobe analyzer is 0.5 times or less of the above [Mn] in the structure of the steel plate with a thickness of 1/4.
  • Measurement area X 300 points Y: 240 points Feed: 0.4 ⁇ m Beam diameter setting: Zero Acquisition time: 20 msec / point Electron beam acceleration voltage: 15 kV Irradiation current: 1 ⁇ 10 ⁇ 6 A (1 ⁇ A) Next, the Mn concentration at each point measured under the above conditions is divided by [Mn], the number of points at which the Mn concentration is 2 times or more of [Mn], and the Mn concentration is 0.5 times or less of [Mn]. A certain number of points was obtained.
  • the total value of the number of points where the Mn concentration is 2 times or more of [Mn] and the number of points where the Mn concentration is 0.5 times or less of [Mn] is the total number of measurement points (300 ⁇ 240 points). Then, S1 + S2 (area%) was calculated.
  • the quenching test was performed under the following conditions using a die quench method simulating a mold.
  • Plate temperature of steel plate for quenching 900 ° C Heating time: 100 seconds Cooling time: about 15 seconds Die quench start temperature: 700 ° C Die quench load: 2000kgf Molded bottom dead center retention time: 30 seconds
  • the T-direction bendability of the quenched member was evaluated under the following measurement conditions based on the VDA standard (VDA238-100) defined by the German Automobile Manufacturers Association.
  • VDA238-100 the displacement at the maximum load obtained in the bending test was converted into an angle based on the VDA, and the bending angle was obtained.
  • the correlation is generally such that the higher the hardness of the quenched member, the lower the bending angle, the T-direction bendability was evaluated based on the magnitude of the bending angle with respect to the hardness of the quenched member.
  • the T-direction bendability was evaluated according to the following criteria based on the value of the following formula (5), and A evaluation was determined to be acceptable ( ⁇ ), and B evaluation was determined to be unacceptable (x). Moreover, the relationship between the hardness [hardness after quenching (HV)] and the bending angle [bending angle after quenching (°)] of each quenched member is shown in FIG.
  • the steel sheets other than the above did not satisfy the component composition or manufacturing conditions defined in the present invention, and the desired characteristics could not be obtained.
  • a quenching member having excellent T-direction bendability is provided even in a high strength region where the hardness after quenching is 515 HV or higher.

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Abstract

本発明の一局面は、規定の成分組成を満たし、かつ、Ｍｎ濃度が下記式（１）を満たすことを特徴とする焼入れ用鋼板である。　Ｓ１＋Ｓ２　＜　－１０×［Ｍｎ］＋４４　（１）　［Ｍｎ］：誘導結合プラズマ発光分光法で分析した鋼板のＭｎ濃度（質量％）　Ｓ１：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の２倍以上である領域の面積％　Ｓ２：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の０．５倍以下である領域の面積％

Description

焼入れ用鋼板、焼入れ部材、及び焼入れ用鋼板の製造方法
　本発明は、焼入れ用鋼板、焼入れ部材、及び焼入れ用鋼板の製造方法に関する。より詳しくは、焼入れ後の硬度が５１５ＨＶ以上の領域で、曲げ稜線を圧延方向に対して平行とするＴ方向曲げの曲げ加工性に優れた焼入れ部材を提供するための素材として有用な焼入れ用鋼板及びその製造方法に関する。
　自動車や輸送機等の低燃費化を実現するために、自動車や輸送機の自重を軽量化することが望まれている。軽量化のためには、例えば、高強度鋼板を使用して、板厚を薄くすることが有効である。しかしながら、引張強度が９８０ＭＰａを超える高強度鋼板に対して、冷間加工を施す場合、プレス成形荷重が増大したり、寸法精度が著しく悪化したりする等の問題がある。
　上記問題を解決する方法として、オーステナイト単相となる温度に加熱して強度を低下させて、成形を容易にした状態で、金型にてプレス成形する熱間プレス成形技術が採用されている。しかしながら、熱間プレス成形品の引張強度が上昇すると、衝突時に破断が発生しやすくなる。破断の発生を抑制するためには、熱間プレス成形品の曲げ性が優れている必要がある。
　熱間プレス成型品に供される熱間プレス加工用の鋼材としては、例えば、特許文献１及び特許文献２に記載の鋼材が挙げられる。
　特許文献１には、特定の化学組成を有し、かつ鋼中の炭化物の球状化率が０．６０～０．９０である鋼組織を有する熱間プレス加工用鋼材が記載されている。
　また、特許文献２には、特定の化学組成を有し、旧オーステナイト平均粒径が１０μｍ以下である鋼組織を有し、引張強さが１．８ＧＰａ以上２．０ＧＰａ以下である機械特性を有する熱間プレス鋼板部材が記載されている。
特開２０１１－１９５９５８号公報 特開２０１４－１５６３８号公報
　本発明は、焼入れ後の硬度が５１５ＨＶ以上の高強度領域であっても、Ｔ方向曲げ性に優れた焼入れ部材、及び前記焼入れ部材を製造可能な焼入れ用鋼板、及びその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明の一局面は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．２％超０．４％以下、Ｓｉ：０．８％以上１．４％以下、Ｍｎ：１％以上３％以下、Ｐ：０％超０．０２％以下、Ｓ：０％超０．００２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％以上０．０６％以下、Ｎ：０％超０．０１％以下、Ｏ：０％超０．０１％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００５％以下、及びＴｉ：０．００５％以上０．１％以下を満たし、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、かつ、Ｍｎ濃度が下記式（１）を満たすことを特徴とする焼入れ用鋼板である。
　　Ｓ１＋Ｓ２　＜　－１０×［Ｍｎ］＋４４　　（１）
　［Ｍｎ］：誘導結合プラズマ発光分光法で分析した鋼板のＭｎ濃度（質量％）
　Ｓ１：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の２倍以上である領域の面積％
　Ｓ２：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の０．５倍以下である領域の面積％
　前記並びにその他の本発明の目的、特徴及び利点は、以下の詳細な記載と添付図面から明らかになるであろう。
図１は、焼入れ部材の硬度とＴ方向曲げ角度との関係を示した図である。
　一般に、強度と曲げ性は相反する傾向にある。すなわち、高強度になればなるほど曲げ性は低下する傾向がある。特に、高強度になればなるほど、曲げ稜線を圧延方向に対して平行とするＴ方向曲げの曲げ加工性は低下する傾向がある。
　本発明者らの検討によれば、上記特許文献１及び特許文献２に記載の鋼板は、曲げ稜線を圧延方向に対して垂直とするＬ方向曲げの曲げ加工性は優れているものの、曲げ稜線を圧延方向に対して平行とするＴ方向曲げの曲げ加工性（以下、Ｔ方向曲げ性という）は不充分であることを見出した。
　なお、上記では熱間プレス成形技術を例に挙げて説明したが、高強度と曲げ性と（特に高強度とＴ方向曲げ性と）の両立が困難であるという上記問題点は、熱間プレス成形品に限らず、焼入れ部材全般に見られるものである。
　本発明者らは、焼入れ後の引張強度が約１６００ＭＰａ以上、すなわち、焼入れ後の硬度が５１５ＨＶ以上の高強度であっても、Ｔ方向曲げ性に優れた焼入れ部材となり得る焼入れ用鋼板を提供するために、鋭意検討を重ねてきた。
　その結果、成分組成を適切に制御することを前提とした上で、Ｍｎの濃度分布を適切に制御した焼入れ用鋼板を用いれば、焼入れ後の硬度が５１５ＨＶ以上の高強度領域であっても、Ｔ方向曲げ性が改善された焼入れ部材が得られることを見出し、本発明に至った。
　本明細書において「焼入れ」とは、熱間プレスのように９００℃程度に加熱して軟質化した状態でプレス加工を行い、同時に金型との接触に伴う冷却効果により焼入れする態様のみならず、熱間プレス以外の温間プレス及び冷間プレス等のプレス加工の後に焼入れを行う態様も含む趣旨である。
　以下、本発明に係る実施形態について説明するが、本発明は、これらに限定されるものではない。
　まず、本発明の一実施形態に係る焼入れ用鋼板の成分組成について説明する。
　［Ｃ：０．２％超０．４％以下］
　焼入れ部材の硬度は、Ｃ含有量でおおよそ決定するため、Ｃは必要な元素である。焼入れ部材の硬度を高めるためには、Ｃ含有量は、０．２％超、好ましくは０．２２％以上、より好ましくは０．２４％以上とする。しかし、Ｃ含有量が過剰になると、熱間圧延後の強度が上昇し、冷間圧延時に割れが生じたり、鋼板の溶接性が低下するため、Ｃ含有量は、０．４％以下、好ましくは０．３８％以下、より好ましくは０．３６％以下とする。
　［Ｓｉ：０．８％以上１．４％以下］
　Ｓｉは、本発明において重要な元素の一つである。Ｓｉは、焼入れ後におけるスケールの密着性を向上させ、スケール剥がれを防止することができる。また、Ｓｉを含むことによって焼入れ性が高まるため、焼入れ部材の硬度を向上させることができる。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｓｉ含有量は、０．８％以上、好ましくは０．９％以上、より好ましくは１％以上とする。しかし、Ｓｉ含有量が過剰になると、残留オーステナイトが生成されやすいため、残留オーステナイトへのＭｎの拡散を助長し、その結果、鋼板中のＭｎ濃度が不均一となりやすくなる。よって、Ｓｉ含有量は、１．４％以下、好ましくは１．３５％以下、より好ましくは１．３％以下とする。
　［Ｍｎ：１％以上３％以下］
　Ｍｎは、焼入れ部材の高硬度化に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるには、Ｍｎ含有量は１％以上、好ましくは１．１％以上、より好ましくは１．２％以上とする。しかし、Ｍｎ含有量が過剰になると、熱間圧延後の強度が上昇し、冷間圧延時に割れが生じたり、鋼板の溶接性が劣化する原因となる。また、過剰なＭｎの添加は、Ｍｎが偏析して加工性が劣化する原因となる。よって、Ｍｎ含有量は、３％以下、好ましくは２．８％以下、より好ましくは２．６％以下とする。
　［Ｐ：０％超０．０２％以下］
　Ｐは、不可避的に含有する元素であり、鋼板の溶接性を劣化させる元素である。したがって、Ｐ含有量は、０．０２％以下、好ましくは０．０１８％以下、より好ましくは０．０１７％以下とする。なお、Ｐ含有量はできるだけ少ないほうがよいため、０％超であればよいが、工業的には０．０００５％以上である。
　［Ｓ：０％超０．００２％以下］
　Ｓは、Ｐと同様、不可避的に含有する元素であり、鋼板の溶接性を劣化させる元素である。また、Ｓが含まれることによって、鋼板中にＭｎＳが生成され、その結果、Ｍｎの濃度分布の均質性が低下し、Ｍｎが偏析する原因となる。したがって、Ｓ含有量は、０．００２％以下、好ましくは０．００１８％以下、より好ましくは０．００１５％以下とする。Ｓ含有量はできるだけ少ないほうがよいため、０％超であればよいが、工業的には０．０００１％以上である。
　［ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％以上０．０６％以下］
　ｓｏｌ．Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。このような作用を有効に発揮させるには、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．０２％以上、より好ましくは０．０２５％以上とする。しかし、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が過剰になると、焼入れ部材の硬度が低下するため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．０６％以下、好ましくは０．０５５％以下、より好ましくは０．０５％以下とする。
　［Ｎ：０％超０．０１％以下］
　Ｎは、不可避的に含有する元素であり、Ｎ含有量が過剰になると、ホウ化物が生成され、Ｂ含有量が減少するため、鋼板の焼入れ性が低下するおそれがある。したがって、Ｎ含有量は、０．０１％以下、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下とする。なお、Ｎ含有量はできるだけ少ないほうがよいため、０％超であればよいが、工業的には０．０００１％以上である。
　［Ｏ：０％超０．０１％以下］
　Ｏは、不可避的に含有する元素であり、過剰に含まれると焼入れ部材のＴ方向曲げ性の低下を招く元素である。したがって、Ｏ含有量は、０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下とする。なお、Ｏ含有量はできるだけ少ないほうがよいため、０％超であればよいが、工業的には０．０００１％以上である。
　［Ｂ：０．０００５％以上０．００５％以下］
　Ｂは、鋼板の焼入れ性を向上させる元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｂ含有量は、０．０００５％以上、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００１２％以上、さらに好ましくは０．００１５％以上とする。しかし、Ｂが過剰に含有すると、粗大な鉄窒化物が生成して、靭性が劣化するため、Ｂ含有量は、０．００５％以下、好ましくは０．００４％以下、より好ましくは０．００３５％以下とする。
　［Ｔｉ：０．００５％以上０．１％以下］
　Ｔｉは、ＴｉＮを生成させることでＢ含有量の減少を抑制し、Ｂによる鋼板の焼入れ性を向上させることができる。そのため、Ｔｉ含有量は、０．００５％以上、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０１５％以上とする。しかし、過剰に含有すると粒界に炭化物が析出し、鋼板の焼入れ性が劣化する。したがって、Ｔｉ含有量は、０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下とする。
　［その他の成分］
　前記焼入れ用鋼板は、上記成分組成を満足し、残部は鉄及び不可避的不純物である。前記焼入れ用鋼板には、不可避的に含有される不純物として、例えば、鋼中に原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれることがある上記Ｐ、Ｓ、Ｎ、及びＯだけではなく、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂ、及びＳｎ等のトランプ元素が含まれることがある。なお、ここでの不可避的不純物とは、上記Ｐ、Ｓ、Ｎ、及びＯ以外の不純物であり、例えば、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｓｎ等のトランプ元素が挙げられる。
　また、上記本発明の作用に悪影響を与えない範囲で、更に他の元素として、（Ａ）Ｃｒ：０％超３％以下、及びＭｏ：０％超３％以下よりなる群から選択される少なくとも一種、（Ｂ）Ｎｂ：０％超０．１％以下、及びＶ：０％超０．１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有してもよい。これら（Ａ）、（Ｂ）の元素は、単独で、或いは（Ａ）に記載の元素と（Ｂ）に記載の元素とを組み合わせて含有させることができる。こうした範囲を定めた理由は次の通りである。
　［（Ａ）Ｃｒ：０％超３％以下、及びＭｏ：０％超３％以下よりなる群から選択される少なくとも一種］
　Ｃｒ及びＭｏは、いずれも焼入れ性を高めて焼入れ部材の強度を向上させるのに有効な元素であり、単独で、或いは併用して使用できる。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｒ及びＭｏの含有量は、夫々、０％超であり、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．３％以上とする。しかし、過剰に含有すると熱間圧延後の強度が増加するため、冷間圧延性が悪化し、高コストとなることから、Ｃｒ及びＭｏの含有量は、夫々単独で含有させる場合には、好ましくは３％以下、より好ましくは２．５％以下、更に好ましくは２％以下である。
　［（Ｂ）Ｎｂ：０％超０．１％以下、及びＶ：０％超０．１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種］
　Ｎｂ及びＶは、いずれも鋼板中に炭化物を形成し、焼入れ部材の強度を向上させるのに有効な元素であり、単独で、或いは併用して使用できる。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｎｂ及びＶの含有量は、夫々、０％超であり、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００８％以上である。しかし、過剰に含有すると粒界に炭化物が析出し、鋼板の焼入れ性が劣化する。したがって、Ｎｂ及びＶの含有量は、夫々、好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０６％以下である。
　［Ｍｎの濃度分布］
　本発明者らは、上記成分組成を満たす焼入れ用鋼板において、Ｍｎの濃度分布を以下の式（１）の範囲内となるように適切に制御する、すなわち、Ｍｎの偏析を抑えることによって、焼入れ後の硬度が５１５ＨＶ以上の高強度領域であってもＴ方向曲げ性に優れた焼入れ部材が得られることを導き出した。つまり、鋼板の板厚１／４位置（厚さｔの焼入れ用鋼板の１／４×ｔ部の位置、以下同様）が、以下の式（１）を満たす焼入れ用鋼板とすることによって、焼入れ部材の硬度が高いにもかかわらず、良好なＴ方向曲げ性を示すことを明らかにした。なお、Ｔ方向曲げ性の評価方法については後述する。
　　Ｓ１＋Ｓ２＜－１０×［Ｍｎ］＋４４　（１）
　［Ｍｎ］：誘導結合プラズマ発光分光法で分析した鋼板のＭｎ濃度（質量％）
　Ｓ１：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の２倍以上である領域の面積％
　Ｓ２：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の０．５倍以下である領域の面積％
　本明細書において、「Ｍｎの偏析」とは、母材（焼入れ用鋼板）のＭｎ濃度の２倍以上である領域の面積％（Ｓ１）と母材のＭｎ濃度の０．５倍以下である領域の面積％（Ｓ２）との合計（Ｓ１＋Ｓ２（面積％））が大きいことを意味する。Ｓ１＋Ｓ２（面積％）の求め方については後述する。
　母材のＭｎ濃度［Ｍｎ］は、焼入れ用鋼板を誘導結合プラズマ発光分光法で化学分析することによって算出される。すなわち、［Ｍｎ］は、鋼板全体におけるＭｎ濃度の平均値である。
　また、本発明者らは、上記式（１）に示すとおり、母材のＭｎ濃度が低い場合に比べて、母材のＭｎ濃度が高い場合は、Ｍｎの偏析をさらに抑制しなければならないことも導き出した。例えば、［Ｍｎ］が１．３質量％のときは、Ｓ１＋Ｓ２は３１面積％未満であればよいが、［Ｍｎ］が２．３質量％のときは、Ｓ１＋Ｓ２は２１面積％未満でなければならない。
　Ｓ１＋Ｓ２の値は、－１０×［Ｍｎ］＋４４の値より小さければよいが、Ｍｎ含有量の下限が１％であることから、３４面積％未満であることが好ましく、３１面積％以下であることがより好ましく、２５面積％以下であることがさらに好ましく、２１面積％以下であることが特に好ましい。下限についても、特に限定されず、０面積％でもよいが、工業的には５面積％以上であり、現実的には１０面積％以上である。
　Ｓ１＋Ｓ２の値は、－１０×［Ｍｎ］＋４４の値より小さければよい。すなわち、－１０×［Ｍｎ］＋４４－（Ｓ１＋Ｓ２）が０より大きければよい。また、－１０×［Ｍｎ］＋４４－（Ｓ１＋Ｓ２）が１．０以上であることが好ましく、２．０以上であることがより好ましい。また、－１０×［Ｍｎ］＋４４－（Ｓ１＋Ｓ２）が１０以下であることが好ましく、５．０以下であることがより好ましい。
　〔焼入れ用鋼板の組織〕
　次に、本実施形態に係る焼入れ用鋼板の組織を説明する。
　Ｍｎは、フェライト中に固溶しにくいため、フェライトが多く生成するとＭｎが偏析しやすくなる。そのため、全組織に対するフェライトの面積率は５０％以下であることが好ましい。全組織に対するフェライトの面積率は５０％未満であることがより好ましく、４５％以下であることがさらに好ましく、３０％以下であることがさらにより好ましい。また、フェライトは少ない方が好ましく、０％であってもよい。フェライトの面積率は、鋼板の板厚１／４位置を光学顕微鏡又は走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）で観察して測定する。なお、フェライト粒内に炭化物の析出が認められる場合があるが、その場合、炭化物は無いものとして、炭化物を含めてフェライト面積率を測定すればよい。すなわち、炭化物の析出によってフェライト面積率が変化することはない。
　前記焼入れ用鋼板において、主要組織は、フェライト以外の組織であることが好ましく、例えば、パーライト、ベイナイト、及びマルテンサイト(オートテンパーマルテンサイトを含む)を主要組織とするものであることが好ましい。なお、後述するように、前記焼入れ用鋼板は、焼戻しを行わずに製造されるため、焼戻しマルテンサイトは０％であることが好ましい。
　〔焼入れ用鋼板の製造方法〕
　次に、本実施形態に係る焼入れ用鋼板の製造方法を説明する。
　まず、上述した成分組成を有する鋼を用いて、熱間圧延を行う。熱間圧延では、オーステナイト域で仕上げ圧延を行った後、仕上げ圧延温度から巻取温度までの平均冷却速度［Ｒ］（℃／ｓ）で冷却し、巻取温度［Ｔ］（℃）で巻取る。巻取った後、巻取温度から「巻取温度－５０℃」までの温度で［ｔ］時間保持する。ここで、上記［Ｒ］、［ｔ］、［Ｔ］は、下記式（２）を満たすことが必要である。
　　６．０＜２×１０４×（ｌｎ［Ｒ］＋１０）／（（ｌｎ［ｔ］＋７０）×［Ｔ］）　（２）
　巻取温度［Ｔ］が高くなるほど、Ｍｎが偏析しやすくなる。また、巻取温度から巻取温度－５０℃までの温度での保持時間［ｔ］が長くなるほど、Ｍｎが偏析しやすくなる。そして、仕上げ圧延温度から巻取温度までの平均冷却速度［Ｒ］が遅いほど、Ｍｎが偏析しやすくなる。上述の［Ｒ］、［ｔ］、［Ｔ］の各パラメータとＭｎの偏析との関係、及び「土山聡宏、焼戻しパラメータの物理的意味の解釈と連続加熱・冷却熱処理過程への応用、熱処理、４２巻、３号、Ｐ１６３」の論文に記載の方法によって求められる連続加熱時の焼戻しパラメータを参考にして、上記式（２）を導き出した。以下、上記式（２）の各パラメータについて詳述する。
　＜仕上げ圧延温度から巻取温度までの平均冷却速度［Ｒ］（℃／ｓ）＞
　冷却速度が遅いと冷却中にフェライトが生成し、フェライトに固溶しにくいＭｎは未変態オーステナイト中へ拡散するため、Ｍｎが偏析しやすくなる。そのため、平均冷却速度［Ｒ］は、好ましくは１０℃／ｓ以上であり、より好ましくは１５℃／ｓ以上である。平均冷却速度［Ｒ］の上限は、特に限定されないが、工業的には２００℃／ｓ以下であることが好ましく、１００℃／ｓ以下であることがより好ましく、５０℃／ｓ以下であることがさらに好ましい。
　仕上げ圧延温度は、オーステナイト域であれば特に限定されないが、熱間変形抵抗の増加を抑える観点から、Ａｒ３変態点以上であることが好ましい。また、常法に従い、スケール発生を抑える観点から、９５０℃以下であることが好ましい。
　＜巻取温度［Ｔ］（℃）＞
　巻取温度が高いと未変態オーステナイトが生成されやすいため、未変態オーステナイトへのＭｎの拡散を助長し、その結果、鋼板中のＭｎ濃度が不均一となるおそれがある。一方、巻取温度が低いと鋼板の強度が高くなってしまい、冷間圧延性が損なわれてしまう。そのため、巻取温度［Ｔ］は、好ましくは３２０℃以上６５０℃以下であり、より好ましくは３５０℃以上６００℃以下である。
　＜巻取温度から「巻取温度－５０℃」までの温度での保持時間［ｔ］（時間）＞
　巻取温度にもよるが、上記温度域での保持時間［ｔ］は、好ましくは１５時間以下であり、より好ましくは１０時間以下である。巻取温度から巻取温度－５０℃までの温度での保持時間が長すぎるとＭｎが偏析しやすくなる。また、上記保持時間［ｔ］の下限は、特に限定されないが、工業的には０．２５時間以上であることが好ましい。
　上記「保持」とは、必ずしも同一温度で保持し続けなくてもよく、上記温度域の範囲内であれば、変動してもよい。例えば、上記温度域の範囲内で恒温保持してもよいし、この範囲内で変化、即ち、温度低下や加熱による温度上昇、変態に伴う復熱による温度上昇等を含んでもよい。
　本実施形態に係る製造方法では、上記温度域で所定の時間保持した後、室温まで冷却するが、その際の冷却速度は特に限定されず、例えば、空冷等でよい。
　［酸洗、冷延］
　上記熱間圧延後は、必要に応じて酸洗し、冷延率３０～８０％程度の冷間圧延を行ってもよい。
　［めっき］
　上記熱間圧延後は、製造工程における鋼板温度の上昇が３００℃以下であれば、めっきを行ってもよい。
　［焼入れ部材］
　Ｍｎの偏析が抑えられた本実施形態に係る焼入れ用鋼板を使用して製造することによって、硬度が５１５ＨＶ以上の高強度であり、かつ、Ｔ方向曲げ性に優れた焼入れ部材を得ることができる。具体的には、Ｍｎの偏析が抑えられた本実施形態に係る焼入れ用鋼板を焼入れすることによって、焼入れ後の硬度が５１５ＨＶ以上の高強度であり、かつ、Ｔ方向曲げ性に優れた焼入れ部材を得ることができる。焼入れ部材の硬度は、５２５ＨＶ以上であることが好ましく、５３５ＨＶ以上であることがより好ましい。焼入れ部材の硬度の上限は、特に限定されないが、例えば６８０ＨＶ以下であり、６５０ＨＶ以下であることが好ましく、６００ＨＶ以下であることがより好ましく、５７０ＨＶ以下であることが更に好ましい。
　また、前記焼入れ部材は、Ｔ方向曲げの曲げ試験で得られる最大荷重時の変位を、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８－１００）で変換した曲げ角度と、上記硬度との関係を示す下記式（５）の値が、０より大きいことが好ましく、５以上であることがより好ましい。下記式（５）の値が、０より大きいということは、硬度及び曲げ角度がともに大きいことを示す。
　　曲げ角度－（－０．６×硬度＋３７６）　（５）
　一般に、強度と曲げ性とは相反する傾向にあり、高強度になればなるほど曲げ性は低下するが、前記焼入れ部材は、このように強度も曲げ性も高い。
　次に、焼入れ部材の製造方法について説明する。
　例えば、本実施形態に係る焼入れ用鋼板を熱間プレス成形に適用する場合における焼入れ部材の製造方法は、特に限定されず、ダイクエンチ法等の公知の方法を用いることができる。詳しくは、焼入れ用鋼板をオーステナイト単相となる温度に加熱して強度を低下させて、成形を容易にした状態で、金型にてプレス成形を行う方法等が挙げられる。より具体的には、本実施形態に係る焼入れ用鋼板を、下記式（３）で規定されるＡｃ３点以上の温度に加熱した後、金型により前記鋼板のプレス成形を開始し、プレス成形の開始後、下記式（４）で規定されるＭｓ点の範囲までを、前記金型内で２０～３００℃／ｓの平均冷却速度を確保しつつ冷却する方法が挙げられる。
　Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］１／２＋４４．７×［Ｓｉ］－３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］－１１×［Ｃｒ］＋３１．５×［Ｍｏ］－２０×［Ｃｕ］－１５．２×［Ｎｉ］　（３）
　Ｍｓ（℃）＝５５０－３６１×［Ｃ］－３９×［Ｍｎ］－１０×［Ｃｕ］－１７×［Ｎｉ］－２０×［Ｃｒ］－５×［Ｍｏ］＋３０×［Ａｌ］　（４）
　なお、熱間プレス成形に適用する場合の焼入れ部材の製造方法は、５１５ＨＶ以上の硬度を満たす限り、上記手法に特に限定されず、例えば、オーステナイト単相となる温度に加熱し、熱間プレス成形を行った後、空冷等の冷却を行ってもよい。
　あるいは、本実施形態に係る焼入れ用鋼板を、熱間プレス以外のプレス成形に適用した後、焼入れを行なって焼入れ部材とすることもできる。例えば、本実施形態に係る焼入れ用鋼板を温間プレス成形に適用する場合、おおむね２００～７００℃の温度に加熱して温間プレスを行なった後、硬度が必要な部分のみ高周波等で焼入れを行い、焼入れ部材を製造することができる。また、本実施形態に係る焼入れ用鋼板を冷間プレス成形に適用する場合、冷間プレスを行なった後、硬度が必要な部分のみ高周波等で焼入れを行い、焼入れ部材を製造することができる。
　本明細書は、上述したように、様々な態様の技術を開示しているが、そのうち主な技術を以下に纏める。
　本発明の一局面は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．２％超０．４％以下、Ｓｉ：０．８％以上１．４％以下、Ｍｎ：１％以上３％以下、Ｐ：０％超０．０２％以下、Ｓ：０％超０．００２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％以上０．０６％以下、Ｎ：０％超０．０１％以下、Ｏ：０％超０．０１％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００５％以下、及びＴｉ：０．００５％以上０．１％以下を満たし、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、かつ、Ｍｎ濃度が下記式（１）を満たすことを特徴とする焼入れ用鋼板である。
　　Ｓ１＋Ｓ２　＜　－１０×［Ｍｎ］＋４４　　（１）
　［Ｍｎ］：誘導結合プラズマ発光分光法で分析した鋼板のＭｎ濃度（質量％）
　Ｓ１：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の２倍以上である領域の面積％
　Ｓ２：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の０．５倍以下である領域の面積％
　前記焼入れ用鋼板は、鋼板の板厚１／４位置におけるフェライトの面積率が０％以上５０％以下であることが好ましい。
　前記焼入れ用鋼板は、成分組成が、質量％で、Ｂ：０．００１％以上０．００５％以下を満たすことが好ましい。
　前記焼入れ用鋼板は、更に他の元素として、質量％で、Ｃｒ：０％超３％以下、Ｍｏ：０％超３％以下、Ｎｂ：０％超０．１％以下、及びＶ：０％超０．１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有することが好ましい。
　また、本発明の他の一局面は、前記焼入れ用鋼板を使用して製造された焼入れ部材であって、硬度が５１５ＨＶ以上であることを特徴とするＴ方向曲げ性に優れた焼入れ部材である。
　本発明の他の一局面は、前記焼入れ用鋼板を製造するための方法であって、オーステナイト域で仕上げ圧延を行った後、下記式（２）を満たす工程を有することを特徴とする焼入れ用鋼板の製造方法である。
　　６．０＜２×１０４×（ｌｎ［Ｒ］＋１０）／（（ｌｎ［ｔ］＋７０）×［Ｔ］）　（２）
　［Ｒ］：「仕上げ圧延温度」から「巻取温度」までの平均冷却速度（℃／ｓ）
　［ｔ］：「巻取温度」から「巻取温度－５０℃」までの温度で保持した時間（ｈ）
　［Ｔ］：「巻取温度」（℃）
　また、前記焼入れ用鋼板の製造方法において、前記平均冷却速度Ｒが、１０℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下であることが好ましい。
　また、前記焼入れ用鋼板の製造方法において、前記保持した時間ｔが、０．２５時間以上１５時間以下であることが好ましい。
　また、前記焼入れ用鋼板の製造方法において、前記巻取温度Ｔが、３２０℃以上６５０℃以下であることが好ましい。
　本発明によれば、前記焼入れ用鋼板を用いることによって、焼入れ後の硬度が５１５ＨＶ以上の高強度領域であっても、Ｔ方向曲げ性に優れた焼入れ部材を提供することができる。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は、もとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　［実験Ｎｏ．１］
　下記表１に示す成分組成の鋼（残部は鉄及び不可避的不純物、表１において空欄は元素を添加していないことを意味する）を溶製し、下記に記載の熱間圧延を行い、熱延鋼板を得た。その後、表面を研削し、厚さ１．４ｍｍの焼入れ用鋼板を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　［熱間圧延］
　スラブを１２５０℃まで加熱し、圧下率９０％にて、表２に示す「仕上げ圧延温度（℃）」となるように板厚２．３ｍｍまで熱間圧延した。その後、この温度から表２に示す「平均冷却速度（℃／ｓ）」で表２に示す「巻取温度（℃）」まで冷却して巻取った後、表２に示す「保持時間（ｈ）」の間、「巻取温度－５０（℃）」以上「巻取温度（℃）」以下の温度で保持した。続いて、室温まで空冷して熱延鋼板を製造した。
　［実験Ｎｏ．６、１１、１７、２２］
　成分組成、仕上げ圧延温度、平均冷却速度、巻取温度、及び保持時間を表１及び表２に記載の条件に変更した以外は、実験Ｎｏ．１と同様の製造方法で焼入れ用鋼板を得た。
　［実験Ｎｏ．２～５、７～１０、１２～１６、１８～２１、２３～２６］
　成分組成、仕上げ圧延温度、平均冷却速度、巻取温度、及び保持時間を表１及び表２に記載の条件に変更して熱延鋼板を製造した以外は、実験Ｎｏ．１と同様の製造方法で熱延鋼板を製造した。その後、得られた上記熱延鋼板を酸洗して表面のスケールを除去した後、冷間圧延を行い、板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を製造して、焼入れ用鋼板を得た。
　実験Ｎｏ．１～２６の焼入れ用鋼板について、下記に詳述する通り、金属組織及びＭｎ濃度の測定を行った。さらに、実験Ｎｏ．１～２６の焼入れ用鋼板を後述の焼入れ試験によって得られた焼入れ部材について、下記に詳述する通り、各種機械的特性の評価を行い、表２に示した。
　［フェライトの面積率］
　焼入れ用鋼板のＬ方向（圧延方向と平行）断面を研磨した後に、ナイタールで腐食させた。その後、光学顕微鏡を用いて、板厚の１／４位置を倍率１０００倍で３視野（１００μｍ×１００μｍサイズ／視野）観察し、格子間隔５μｍ、格子点数２０×２０の点算法にてフェライトの面積率を測定し、３視野の平均値を算出した。
　［Ｍｎの濃度分布］
　以下の式（１）を用いて、Ｍｎの濃度分布を下記基準で評価して、Ａ評価を合格、Ｂ評価を不合格とした。なお、［Ｍｎ］の測定方法、Ｓ１＋Ｓ２の算出方法は、以下のとおりである。
　　Ｓ１＋Ｓ２＜－１０×［Ｍｎ］＋４４　（１）
　［Ｍｎ］：誘導結合プラズマ発光分光法で分析した鋼板のＭｎ濃度（質量％）
　Ｓ１：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の２倍以上である領域の面積％
　Ｓ２：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の０．５倍以下である領域の面積％
　（評価基準）
　Ａ：式（１）を満たす（Ｓ１＋Ｓ２の値が－１０×［Ｍｎ］＋４４の値より小さい）
　Ｂ：式（１）を満たさない（Ｓ１＋Ｓ２の値が－１０×［Ｍｎ］＋４４以上の値である）
　（［Ｍｎ］の測定方法）
　焼入れ用鋼板の幅方向中部から、３０ｍｍ×１００ｍｍサイズの試料を切り出した。切り出した試料を粉末にして、この粉末を塩酸と硝酸との混酸溶液にて溶解させた後、この溶液を、誘導結合プラズマ発光分光分析装置（島津製作所社製　ＩＣＰＶ－１０１７）を用いて、結合プラズマ発光分光法で化学分析することによって、［Ｍｎ］を得た。
　（Ｓ１＋Ｓ２の算出方法）
　焼入れ用鋼板をＬ方向の横断面で切断し、樹脂に埋め込み、上記横断面を研磨した。その後、鋼板の板厚１／４位置において、約１２０μｍ×９５μｍの範囲を、電子線マイクロプローブ分析計（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ：ＥＰＭＡ、日本電子社製ＪＸＡ－８１００シリーズ）を用い、ビーム径約５μｍの条件でＭｎ濃度を測定した。なお、当該ＥＰＭＡ装置での具体的設定は、以下の通りとした。
　　測定エリア　Ｘ：３００ポイント　Ｙ：２４０ポイント
　　送り：０．４μｍ
　　ビーム径設定：ゼロ
　　取り込み時間：２０ｍｓｅｃ／ポイント
　　電子ビーム加速電圧：１５ｋＶ
　　照射電流：１×１０－６Ａ（１μＡ）
　次に、上記条件で測定した各ポイントにおけるＭｎ濃度を［Ｍｎ］で除して、Ｍｎ濃度が［Ｍｎ］の２倍以上であるポイント数及びＭｎ濃度が［Ｍｎ］の０．５倍以下であるポイント数を求めた。さらに、Ｍｎ濃度が［Ｍｎ］の２倍以上であるポイント数とＭｎ濃度が［Ｍｎ］の０．５倍以下であるポイント数との合計値を、トータルの測定ポイント数（３００×２４０ポイント）で除することにより、Ｓ１＋Ｓ２（面積％）を算出した。
　［焼入れ試験］
　焼入れ試験は、金型を模擬したダイクエンチ方法を用い、以下の条件で行った。
　　焼入れ用鋼板の板温：９００℃
　　加熱時間：１００秒
　　放冷時間：約１５秒
　　ダイクエンチ開始温度：７００℃
　　ダイクエンチ荷重：２０００ｋｇｆ
　　成形下死点保持時間：３０秒
　[スケール密着性の評価］
　上記焼入れ試験後の成形品（焼入れ部材）を金型退避させた状態で自然放冷し常温まで冷却して、焼入れ部材の表面を目視で観察し、スケール剥離の有無を調べた。本実施例では、焼入れ部材の表面積に対するスケールの剥離部分の割合を算出し、下記基準で評価した。
　（評価基準）
　合格（〇）：スケールの剥離部分が焼入れ部材の表面積の１５％未満
　不合格（×）：スケールの剥離部分が焼入れ部材の表面積の１５％以上
　［硬度］
　焼入れ部材のビッカーズ硬度（ＨＶ）については、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に記載の方法により測定した。
　[硬度を考慮したＴ方向曲げ性の評価]
　焼入れ部材のＴ方向曲げ性は、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８－１００）に基づいて、以下の測定条件で評価を行った。本実施例では、曲げ試験で得られる最大荷重時の変位をＶＤＡ基準で角度に変換し、曲げ角度を求めた。また、一般的に焼入れ部材の硬度が高いほど、曲げ角度は低くなるという相関性を有することから、焼入れ部材の硬度に対する曲げ角度の大きさに基づき、Ｔ方向曲げ性を評価した。具体的には、下記式（５）の値によりＴ方向曲げ性を下記基準で評価して、Ａ評価を合格（○）、Ｂ評価を不合格（×）とした。また、各焼入れ部材の硬度［焼入れ後硬度（ＨＶ）］と曲げ角度［焼入れ後曲げ角度（°）］との関係を図１に示した。
　　曲げ角度－（－０．６×硬度＋３７６）　（５）
　（評価基準）
　Ａ：式（５）の値が０より大きい（曲げ角度の値が－０．６×硬度＋３７６の値よりも大きい）
　Ｂ：式（５）の値が０以下である（曲げ角度の値が－０．６×硬度＋３７６の値以下である）
　（測定条件）
　　試験方法：ロール支持、ポンチ押し込み
　　ロール径：φ３０ｍｍ
　　ポンチ形状：先端Ｒ＝０．４ｍｍ
　　ロール間距離：３．５ｍｍ
　　押し込み速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
　　試験片寸法：６０ｍｍ×６０ｍｍ
　　曲げ方向：圧延直角方向
　　試験機：島津製作所社製のＡＵＴＯＧＲＡＰＨ　２０ｋＮ
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１及び表２より、以下のように考察することができる。
　本発明の成分組成を満たす表１の鋼種Ａ１～Ａ７、Ｂ１～Ｂ４を用いて、上記式（２）を満たす製造条件にて製造された表２の各実験（実験Ｎｏ．１、４、６、８、９、１１、１４、１５、１７、１８、及び２３～２６）は、上記式（１）を満たしており、焼入れ部材は、５１５ＨＶ以上の高強度でありながら、Ｔ方向曲げ性に優れており、さらに、スケール密着性に優れていた。
　これに対し、上記以外の鋼板は、下記に詳述する通り、本発明で規定する成分組成又は製造条件を満たさず、所望の特性が得られなかった。
　上記式（２）を満たさない製造条件にて製造した実験Ｎｏ．２、３、５、７、１０、１２、１３、及び１６は、上記式（１）を満たしておらず、焼入れ部材のＴ方向曲げ性が悪かった。
　表１の鋼種Ａ８及びＡ９は、Ｓｉ含有量が本発明で規定した下限値（０．８％）を下回っているため、実験Ｎｏ．１９～２２は、焼入れ部材の硬度が不足しており、焼入れ部材のＴ方向曲げ性及びスケール密着性も悪かった。
　この出願は、２０１６年２月２９日に出願された日本国特許出願特願２０１６－０３７６３５及び２０１６年１０月２４日に出願された日本国特許出願特願２０１６－２０７６７３を基礎とするものであり、その内容は、本願に含まれるものである。
　本発明を表現するために、上述において図面を参照しながら実施形態を通して本発明を適切且つ十分に説明したが、当業者であれば上述の実施形態を変更及び／又は改良することは容易に為し得ることであると認識すべきである。したがって、当業者が実施する変更形態又は改良形態が、請求の範囲に記載された請求項の権利範囲を離脱するレベルのものでない限り、当該変更形態又は当該改良形態は、当該請求項の権利範囲に包括されると解釈される。
　本発明によれば、前記焼入れ用鋼板を用いることによって、焼入れ後の硬度が５１５ＨＶ以上の高強度領域であっても、Ｔ方向曲げ性に優れた焼入れ部材が提供される。

Claims (9)

  1. 　成分組成が、質量％で、
    Ｃ：０．２％超０．４％以下、
    Ｓｉ：０．８％以上１．４％以下、
    Ｍｎ：１％以上３％以下、
    Ｐ：０％超０．０２％以下、
    Ｓ：０％超０．００２％以下、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％以上０．０６％以下、
    Ｎ：０％超０．０１％以下、
    Ｏ：０％超０．０１％以下、
    Ｂ：０．０００５％以上０．００５％以下、及び
    Ｔｉ：０．００５％以上０．１％以下
    を満たし、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、かつ、Ｍｎ濃度が下記式（１）を満たすことを特徴とする焼入れ用鋼板。
    　　Ｓ１＋Ｓ２＜－１０×［Ｍｎ］＋４４　（１）
    　［Ｍｎ］：誘導結合プラズマ発光分光法で分析した鋼板のＭｎ濃度（質量％）
    　Ｓ１：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の２倍以上である領域の面積％
    　Ｓ２：鋼板の板厚１／４位置の組織において、電子線マイクロプローブ分析計で分析したＭｎ濃度が前記［Ｍｎ］の０．５倍以下である領域の面積％
  2. 　鋼板の板厚１／４位置におけるフェライトの面積率が０％以上５０％以下である請求項１に記載の焼入れ用鋼板。
  3. 　前記成分組成が、質量％で、
    Ｂ：０．００１％以上０．００５％以下を満たす請求項１に記載の焼入れ用鋼板。
  4. 　前記成分組成は、更に他の元素として、質量％で、
    Ｃｒ：０％超３％以下、
    Ｍｏ：０％超３％以下、
    Ｎｂ：０％超０．１％以下、及び
    Ｖ：０％超０．１％以下
    よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１に記載の焼入れ用鋼板。
  5. 　請求項１～４のいずれか１項に記載の焼入れ用鋼板を使用して製造された焼入れ部材であって、
    　硬度が５１５ＨＶ以上であることを特徴とするＴ方向曲げ性に優れた焼入れ部材。
  6. 　請求項１～４のいずれか１項に記載の焼入れ用鋼板を製造するための方法であって、
    　オーステナイト域で仕上げ圧延を行った後、下記式（２）を満たす工程を有することを特徴とする焼入れ用鋼板の製造方法。
    　　６．０＜２×１０４×（ｌｎ［Ｒ］＋１０）／（（ｌｎ［ｔ］＋７０）×［Ｔ］）　（２）
    　［Ｒ］：「仕上げ圧延温度」から「巻取温度」までの平均冷却速度（℃／ｓ）
    　［ｔ］：「巻取温度」から「巻取温度－５０℃」までの温度で保持した時間（ｈ）
    　［Ｔ］：「巻取温度」（℃）
  7. 　前記平均冷却速度が、１０℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下である請求項６に記載の焼入れ用鋼板の製造方法。
  8. 　前記保持した時間が、０．２５時間以上１５時間以下である請求項６に記載の焼入れ用鋼板の製造方法。
  9. 　前記巻取温度が、３２０℃以上６５０℃以下である請求項６に記載の焼入れ用鋼板の製造方法。
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