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JP7695582B2 - 鋼板、鋼部材及び被覆鋼部材 - Google Patents
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JP7695582B2 - 鋼板、鋼部材及び被覆鋼部材 - Google Patents

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Description

本発明は、鋼板、鋼部材及び被覆鋼部材に関する。
本願は、２０２１年０３月１７日に、日本に出願された特願２０２１－０４３７２０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
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の両方を向上させるため、高い引張強さを有する鋼板（高強度鋼板）の適用が拡大している。しかしながら、高強度化に伴い鋼板のプレス成形性が低下するので、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、高強度化に伴って鋼板の延性が低下し、複雑な形状に加工した場合に高加工部位で破断するという問題が生じている。また、鋼板の高強度化に伴って、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以上の引張強さを有する鋼板を、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。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、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。そのため、成形時には、鋼材が軟質であり、良好な成形性を有する。これにより、高強度な鋼板であっても、複雑な形状に精度よく成形することができる。また、ホットスタンプ技術では、プレス金型によって成形と同時に焼入れを行うので、成形後の鋼部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、成形後の鋼部材に１４００ＭＰａ以上の引張強さを付与することが可能となることが開示されている。
一方、自動車には、衝突安全性も要求される。自動車の衝突安全性は、車体全体や一部部材の衝突試験における圧壊強度と吸収エネルギーと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ので、自動車部材として、超高強度な鋼部材の需要が飛躍的に高まっている。
しかしながら、一般に鋼部材は、高強度化に伴って破壊靱性および変形能が低下する。そのため、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、十分な吸収エネルギーが得られない場合がある。したがって、自動車の衝突安全性を向上させるためには、用いられる鋼部材に対して、材料強度だけでなく、破壊靱性および変形能の向上、つまり靱性や曲げ性の向上が求められる。したがって、引張強さが１．０ＧＰａを超える高強度鋼部材を車体に適用するためには、従来以上の靭性や曲げ性を具備し、衝突事故が発生した場合でも十分な吸収エネルギーを示す鋼部材を提供する技術が必要である。
特許文献２には、靱性に優れ、かつ引張強さが１．８ＧＰａ以上の熱間プレス成形されたプレス成形品が開示されている。特許文献３には、２．０ＧＰａ以上という極めて高い引張強さを有し、さらに、良好な靱性と延性とを有する鋼材が開示されている。特許文献４には、１．８ＧＰａ以上という高い引張強さを有し、さらに、良好な靱性を有する鋼材が開示されている。特許文献５には、２．０ＧＰａ以上という極めて高い引張強さを有し、さらに、良好な靱性を有する鋼材が開示されている。
しかしながら特許文献１～５には、曲げ性に関する記述はなく、引張強さが１．０ＧＰａを超える高強度鋼材の自動車部材としての使用において、より高い要求に対しては十分応えられない場合がある。
また、鋼部材は、通常、溶接によって組み立てられることで自動車車体に適用される。そのため、自動車部品への用途を想定した場合、上述した高強度、曲げ性に加え、溶接性にも優れることが求められる。
日本国特開２００２－１０２９８０号公報 日本国特開２０１２－１８０５９４号公報 日本国特開２０１２－１８０２号公報 国際公開第２０１５／１８２５９６号 国際公開第２０１５／１８２５９１号
本発明は上記の課題に鑑みてなされた。本発明は、高強度かつ曲げ性及び溶接性に優れる鋼部材と、その鋼部材の素材として好適な鋼板を提供することを課題とする。
本発明者らは、鋼板をホットスタンプして得られる高強度鋼部材において、優れた曲げ性及び溶接性を得るために検討を行った。
その結果、ホットスタンプに供する鋼板（素材鋼板）において、表面に形成されるスケールのＦｅ含有量を高めること、及び内部酸化層と脱炭層との深さ（厚み）を適正な範囲に制御することで、この鋼板をホットスタンプして得られる鋼部材において、高強度かつ優れた曲げ性及び溶接性が得られることを見出した。
本発明は、上記の課題に鑑みてなされた。本発明の要旨は以下の通りである。
［１］本発明の一態様に係る鋼板は、母材鋼板と、前記母材鋼板の表面に形成されたスケールとを有し、前記母材鋼板が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～２．００％、Ｍｎ：０．３０～３．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、Ｃｏ：０～１．００％、及びＲＥＭ：０～０．３０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、前記母材鋼板が、前記スケールとの界面側に形成された脱炭層を有し、前記脱炭層が、前記スケールとの前記界面側に形成された内部酸化層を有し、前記脱炭層の、前記母材鋼板と前記スケールとの前記界面からの深さが、９０μｍ以上であり、前記内部酸化層の、前記界面からの深さが、３０μｍ未満であり、前記スケールが、質量％で、Ｆｅを８０％以上含み、前記スケールの表面に被覆を有しない。
［２］上記［１］に記載の鋼板は、前記スケールが、質量％で、Ｆｅを８０％以上及びＳｉを０．１％以上３．０％未満含む第１の領域と、Ｆｅを６５％以上８０％未満及びＭｎを０．８％以上７．５％未満含む第２の領域と、を含んでもよい。
［３］本発明の一態様に係る鋼部材は、鋼板基材と、前記鋼板基材の表面に形成されるスケールとを有し、前記鋼板基材が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～２．００％、Ｍｎ：０．３０～３．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、Ｃｏ：０～１．００％、及びＲＥＭ：０～０．３０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、前記鋼板基材が、前記スケールとの界面側に形成された脱炭層を有し、前記脱炭層が、前記スケールとの前記界面側に形成された内部酸化層を有し、前記脱炭層の、前記鋼板基材と前記スケールとの前記界面からの深さが、６０μｍ以上であり、前記内部酸化層の、前記界面からの深さが、４０μｍ未満であり、前記スケールが、質量％で、Ｆｅを７０％以上含み、前記スケールの表面に被覆を有しない。
［４］上記［１］に記載の鋼板は、前記内部酸化層の、前記界面からの前記深さが、１８μｍ以下であってもよい。

本発明の上記態様に依れば、高強度かつ曲げ性及び溶接性に優れる鋼部材（被覆鋼部材を含む）と、その鋼部材の素材として好適な鋼板を提供することができる。
本実施形態に係る鋼板の例を示す模式図である。 本実施形態に係る鋼部材の例を示す模式図である。 本実施形態に係る鋼部材の別の態様（被覆鋼部材）の例を示す模式図である。
以下、本発明の一実施形態に係る鋼板（本実施形態に係る鋼板）及び鋼部材（被覆鋼部材を含む）（本実施形態に係る鋼部材）並びにそれらの好ましい製造方法について説明する。
まず、本実施形態に係る鋼板について説明する。図１に示すように、本実施形態に係る鋼板１０は、以下に示す化学組成を有する母材鋼板１１と、母材鋼板１１の表面に形成された、Ｆｅを８０質量％以上含むスケール１２とを有する。また、この母材鋼板１１は、スケール１２との界面側（界面に接する領域）に、所定の深さの脱炭層１３を有し、この脱炭層１３は、母材鋼板１１とスケール１２との界面側に内部酸化層１４を有する。
図１では片面のスケールのみが示されているが、スケールは、両面に形成されていてもよく、その場合、脱炭層１３、内部酸化層１４は、母材鋼板１１の、スケールとの両側の界面に接する領域に形成される。
本実施形態において、「スケール側」とは、「母材鋼板の板厚方向におけるスケール側」を意味し、「スケールとの界面側」とは、「母材鋼板の板厚方向における母材鋼板とスケールとの界面側（界面に接する領域）」を意味する。
＜母材鋼板＞
［化学組成］
下記する「～」を挟む数値限定範囲には、両端の値が下限値及び上限値としてその範囲に含まれる。ただし、「超」または「未満」と示す数値は、その値が数値範囲に含まれない。各元素の含有量に関する「％」は、断りがない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０．１０～０．６５％
Ｃは、鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ後の（鋼板をホットスタンプして得られる）鋼部材の強度を向上させる元素である。しかしながら、Ｃ含有量が０．１０％未満では、ホットスタンプ後の鋼部材（鋼板をホットスタンプすることによって得られる鋼部材）において十分な強度（１．０ＧＰａ超）を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．１０％以上とする。Ｃ含有量は０．１５％以上が好ましく、０．２６％以上がより好ましい。
一方、Ｃ含有量が０．６５％を超えると、ホットスタンプ後の鋼部材の強度が高くなり過ぎて、曲げ性の劣化が著しくなる。また、溶接性も劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．６５％以下とする。Ｃ含有量は、０．６０％以下が好ましい。
Ｓｉ：０．１０～２．００％
Ｓｉは、鋼の焼入れ性を高め、かつホットスタンプ後の鋼部材において強度を安定して確保するために効果のある元素である。この効果を得るためには、Ｓｉ含有量を０．１０％以上とする必要がある。Ｓｉ含有量は０．３５％以上が好ましい。
一方、鋼板中のＳｉ含有量が２．００％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が上昇する場合がある。さらに、Ｓｉ含有量が２．００％超であると、焼入れ部の靱性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、１．６０％以下が好ましい。
Ｍｎ：０．３０～３．００％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ後の鋼部材において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。Ｍｎはさらに、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。また、Ｍｎは、Ａｌ－Ｆｅ系被覆中に拡散して耐食性を向上させる効果を有する元素である。Ｍｎ含有量が０．３０％未満ではこれらの効果が十分ではないので、Ｍｎ含有量を０．３０％以上とする。Ｍｎ含有量は０．４０％以上が好ましい。
一方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると上記の効果が飽和する上、焼入れ部の靭性や曲げ性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、２．８０％以下が好ましく、２．５０％以下がより好ましい。
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、ホットスタンプ後の鋼部材の靱性を劣化させる元素である。特に、Ｐ含有量が０．０５０％を超えると、靭性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下に制限する。Ｐ含有量は、０．００５％以下に制限することが好ましい。Ｐ含有量は少ない方が好ましいので、０％でもよいが、コストの観点から０．００１％以上としてもよい。
Ｓ：０．０１００％以下
Ｓは、ホットスタンプ後の鋼部材の靱性や曲げ性を劣化させる元素である。特に、Ｓ含有量が０．０１００％を超えると、靭性や曲げ性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０１００％以下に制限する。Ｓ含有量は、０．００５０％以下に制限することが好ましい。Ｓ含有量は少ない方が好ましいので、０％でもよいが、コストの観点から０．０００１％以上としてもよい。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、ホットスタンプ後の鋼部材の靱性を劣化させる元素である。特に、Ｎ含有量が０．０１０％を超えると、鋼中に粗大な窒化物が形成され、靭性が著しく劣化する。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量の下限は特に限定する必要はなく０％でもよいが、Ｎ含有量を０．０００２％未満とすることは製鋼コストの増大を招き、経済的に好ましくない。そのため、Ｎ含有量は０．０００２％以上としてもよく、０．０００８％以上としてもよい。
Ｏ：０．０１０％以下
Ｏは、ホットスタンプ後の鋼部材の靱性を劣化させる元素である。特に、Ｏ含有量が０．０１０％を超えると、鋼中に粗大な酸化物が形成され、靭性が著しく劣化する。したがって、Ｏ含有量は０．０１０％以下とする。Ｏ含有量の下限は特に限定する必要はなく０％でもよいが、Ｏ含有量を０．０００２％未満とすることは製鋼コストの増大を招き、経済的に好ましくない。そのため、Ｏ含有量は０．０００２％以上としてもよく、０．０００８％以上としてもよい。
本実施形態に係る鋼部材は、強度、靱性、曲げ性、耐食性、脱酸性の向上のため、上記の元素に加えてさらに、下記に示すＴｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｗ、Ｓｂ、Ｚｒ、Ｃｏ、およびＲＥＭから選択される１種以上の元素を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、必ずしも含有する必要がないので、下限は０％である。
Ｔｉ：０～０．１００％
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、ホットスタンプ後の鋼部材の靭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元素である。そのため、Ｔｉを含有させてもよい。上記の効果を十分に得る場合、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０２０％以上である。
一方、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、ＴｉＣの析出量が増加してＣが消費されるため、ホットスタンプ後の鋼部材の強度が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０８０％以下である。
Ｂ：０～０．０１００％
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元素であり、鋼板の加熱時にオーステナイトの粒成長を抑制する元素である。そのため、Ｂを含有させてもよい。上記の効果を十分に得る場合、Ｂ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００２０％以上である。
一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、粗大な化合物が多く析出し、ホットスタンプ後の鋼部材の靭性が劣化する。したがって、含有させる場合、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。
Ｃｒ：０～１．００％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ後の鋼部材の強度を安定して確保するために有効な元素である。そのため、Ｃｒを含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｃｒ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．０８％以上である。
一方、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると上記の効果は飽和する上、コストが増加する。またＣｒは鉄炭化物を安定化させる作用を有するので、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると鋼板の加熱時に粗大な鉄炭化物が溶け残り、ホットスタンプ後の鋼部材の靱性が劣化する場合がある。したがって、含有させる場合、Ｃｒ含有量は１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．８０％以下である。
Ｍｏ：０～１．００％
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ後の鋼部材の強度を安定して確保するために有効な元素である。そのため、Ｍｏを含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０５％以上である。
一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると上記の効果は飽和する上、コストが増加する。またＭｏは、鉄炭化物を安定化させる作用を有するので、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると鋼板の加熱時に粗大な鉄炭化物が溶け残り、ホットスタンプ後の鋼部材の靱性が劣化する場合がある。したがって、含有させる場合、Ｍｏ含有量は１．００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．８０％以下である。
Ｎｉ：０～１．００％
Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高め、かつホットスタンプ後の鋼部材の強度を安定して確保するために有効な元素である。そのため、Ｎｉを含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．１０％以上である。
一方、Ｎｉ含有量が１．００％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、Ｎｉ含有量は１．００％以下とする。
Ｎｂ：０～０．１０％
Ｎｂは、微細な炭化物を形成し、その細粒化効果により鋼の靱性を高める作用を有する元素である。そのため、Ｎｂを含有させてもよい。上記の効果を十分に得る場合、Ｎｂ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０３％以上である。
一方、Ｎｂ含有量が０．１０％を超えると、炭化物が粗大化し、鋼部材の靭性が劣化する。したがってＮｂ含有量は０．１０％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０８％以下が好ましい。
Ｃｕ：０～１．００％
Ｃｕは、鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ後の鋼部材の強度を安定して確保するために有効な元素である。そのため、Ｃｕを含有させてもよい。また、Ｃｕは、鋼部材の耐食性を向上させる効果を有する元素である。上記の効果を得る場合、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．０５％以上である。
一方、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると上記の効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、含有させる場合、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．８０％以下である。
Ｖ：０～１．００％
Ｖは、微細な炭化物を形成し、その細粒化効果により鋼の靱性を高める元素である。そのため、Ｖを含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．１０％以上である。
一方、Ｖ含有量が１．００％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、Ｖ含有量は１．００％以下とする。
Ｃａ：０～０．０１０％
Ｃａは、鋼中の介在物を微細化し、ホットスタンプ後の靱性を向上させる効果を有する元素である。そのため、Ｃａを含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｃａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００２％以上である。
一方、Ｃａ含有量が０．０１０％を超えるとその効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０１０％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００５％以下であり、より好ましくは０．００４％以下である。
Ｍｇ：０～０．０１０％
Ｍｇは、鋼中の介在物を微細化し、ホットスタンプ後の鋼部材の靱性を向上させる効果を有する元素である。そのため、Ｍｇを含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｍｇ含有量を０．００１％以上とすることが好まし。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．００２％以上である。
一方、Ｍｇ含有量が０．０１０％を超えるとその効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、含有させる場合、Ｍｇ含有量は０．０１０％以下とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００５％以下であり、より好ましくは０．００４％以下である。
Ａｌ：０～１．００％
Ａｌは、鋼の脱酸剤として一般的に用いられる元素である。そのため、Ａｌを含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ａｌ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ａｌ含有量が１．００％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、Ａｌ含有量は１．００％以下とする。
Ｓｎ：０～１．００％
Ｓｎは腐食環境において耐食性を向上させる元素である。そのため、Ｓｎを含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｓｎ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｓｎ含有量が１．００％を超えると粒界強度が低下し、ホットスタンプ後の鋼部材の靭性が劣化する。したがって、含有させる場合、Ｓｎ含有量は１．００％以下とする。
Ｗ：０～１．００％
Ｗは鋼の焼入れ性を高め、かつホットスタンプ後の鋼部材の強度を安定して確保することを可能にする元素である。そのため、Ｗを含有させてもよい。また、Ｗは、腐食環境において耐食性を向上させる元素である。上記の効果を得る場合、Ｗ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｗ含有量が１．００％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、Ｗ含有量は１．００％以下とする。
Ｓｂ：０～１．００％
Ｓｂは腐食環境において耐食性を向上させる元素である。そのため、Ｓｂを含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｓｂ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
しかしながら、Ｓｂ含有量が１．００％を超えると粒界強度が低下し、ホットスタンプ後の鋼部材の靭性が劣化する。したがって、含有させる場合、Ｓｂ含有量は１．００％以下とする。
Ｚｒ：０～１．００％
Ｚｒは、腐食環境において耐食性を向上させる元素である。そのため、Ｚｒを含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｚｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｚｒ含有量が１．００％を超えると粒界強度が低下し、ホットスタンプ後の鋼部材の耐水素脆性が低下する。したがって、含有させる場合、Ｚｒ含有量は１．００％以下とする。
Ｃｏ：０～１．００％
Ｃｏは腐食環境において耐食性を向上させる元素である。そのため、Ｃｏを含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｃｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｃｏ含有量が１．００％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、Ｃｏ含有量は１．００％以下とする。
ＲＥＭ：０～０．３０％
ＲＥＭは、Ｃａと同様に鋼中の介在物を微細化し、ホットスタンプ後の鋼部材の靱性を向上させる効果を有する元素である。そのため、ＲＥＭを含有させてもよい。上記の効果を得る場合、ＲＥＭ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０２％以上である。
一方、ＲＥＭ含有量が０．３０％を超えるとその効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、含有させる場合、ＲＥＭ含有量は０．３０％以下とする。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．２０％以下である。
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ及びＬａ、Ｎｄ等ランタノイドの合計１７元素を指し、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、Ｌａ、Ｎｄ、Ｃｅ、Ｐｒが含まれる。
本実施形態に係る鋼板の母材鋼板の化学組成において、上述してきた元素以外、すなわち残部は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、本実施形態に係る鋼板、本実施形態に係る鋼部材の特性に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
母材鋼板の化学組成は、以下の方法で求めることができる。
母材鋼板から分析試料を切り出し、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ）発光分光分析法などの元素分析を行うことによって得られる。ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用いて測定すればよく、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解-非分散型赤外
線吸収法を用いて測定すればよい。
分析試料は、ＪＩＳ Ｇ ０４１７：１９９９に記載されているように、母材鋼板の板厚全体の平均的な化学組成が得られるように採取する。具体的には、母材鋼板の幅方向端部を避け、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置から、分析試料を採取する。
［脱炭層］
［内部酸化層］
図１に示すように、本実施形態に係る鋼板１０が有する母材鋼板１１は、スケール１２側（母材鋼板１１とスケール１２との界面側）に脱炭層１３を有する。すなわち、母材鋼板１１のスケール１２側の一部は脱炭層１３である。また、脱炭層１３は、は、スケール１２側に内部酸化層１４を有する。すなわち、脱炭層１３のスケール１２側の一部は内部酸化層１４である。内部酸化層１４の、板厚方向断面における母材鋼板１１とスケール１２との界面からの深さ（界面からの板厚方向の距離）が、３０μｍ未満である。脱炭層１３の、板厚方向断面における母材鋼板１１とスケール１２との界面からの深さ（界面からの板厚方向の距離）が、９０μｍ以上である。
鋼板をホットスタンプして得られる鋼部材において、曲げ性を向上させるには、表層を脱炭して軟質化することが極めて有効である。曲げ変形は曲げ外の表層ほど発生する応力やひずみが大きいので、表層を軟質化して破壊限界を向上させることによって曲げ性を向上させることができる。
本実施形態に係る鋼板１０では、ホットスタンプ後の鋼部材の表層に脱炭層を形成するため、母材鋼板１１の、後述するスケール１２との界面側に、界面から９０μｍ以上の深さ（厚さ）となる脱炭層１３を形成する。脱炭層１３の形成される深さ（厚み）が９０μｍ未満では、ホットスタンプ後の鋼部材の鋼板基材において十分な深さまで脱炭層が形成されず、鋼部材の曲げ性が低下する。ホットスタンプによって母材鋼板の表面が復炭し、脱炭層深さが小さくなるものの、母材鋼板１１の脱炭層深さを９０μｍ以上とすることで、通常のホットスタンプ条件であれば、ホットスタンプ後の鋼部材の脱炭層深さを６０μｍ以上とすることができる。
上述のように、鋼板の表層を脱炭させる技術として、鋼板を高露点で焼鈍し、雰囲気中のＨ２Ｏにより脱炭する方法（高露点焼鈍）が知られている。しかしながら、本発明者らが検討した結果、このような高露点焼鈍を行った場合、脱炭と同時に生じる内部酸化（鋼中のＳｉ、Ｍｎ等の易酸化元素の酸化）が様々な問題を引き起こすことが分かった。具体的には、ホットスタンプして得られる鋼部材においては、ホットスタンプ時に内部酸化層を起点として鋼板内部にスケール（内部スケール）が生成し、この鋼板内部から生成したスケールが溶接性を阻害する場合があることが分かった。
本発明者らがさらに検討を行った結果、ホットスタンプに供される鋼板（母材鋼板１１）において、内部酸化層１４の深さを３０μｍ未満とすることで、ホットスタンプ時の鋼板内部のスケールの生成を抑制できることが分かった。そのため、本実施形態に係る鋼板１０は、母材鋼板１１の内部酸化層１４の、母材鋼板１１とスケール１２との界面からの深さ（厚さ）を３０μｍ未満とする。
内部酸化層の深さは５μｍ未満であることが好ましい。この場合、曲げ性がさらに優位となる。
脱炭層１３の深さを確保しつつ、内部酸化層の１４深さを抑制するためには、後述するように、焼鈍条件を制御する必要がある。
また、内部酸化層の深さ（厚さ）に対する脱炭層の深さ（厚さ）の比が、３以上（脱炭層の厚さ／内部酸化層の厚さ≧３）の関係を満たすことが好ましい。この場合、後述の曲げ性がさらに優位となる。より好ましくは上記比が１０以上である。さらに好ましくは上記比が２０以上である。
脱炭層１３の、母材鋼板１１とスケール１２との界面からの深さについては、ＧＤＳを用いて、以下の方法で求めることができる。
鋼板の表面から板厚方向にＧＤＳ（グロー放電発光分析）を行い、脱炭層の深さを求める。ＧＤＳの測定は、鋼板の幅方向端部から板幅（短手）の１／４の位置において、表面（スケールの表面）から板厚方向に向かって、５０ｎｍ以下のピッチで、Ｃ含有量及びＦｅ含有量を測定する。測定の結果、Ｆｅ含有量が初めて９５％以上となる位置を、母材鋼板とスケールとの界面とする。また、ＧＤＳ分析で得られるＣ含有量が、上述した母材鋼板の表面から板厚の１／４の位置のＣ含有量となる位置を、脱炭層の最も深い位置とする。母材とスケールとの界面から脱炭層の最も深い位置までの距離を、脱炭層の母材鋼板とスケールとの界面からの深さ（脱炭層の厚み）とする。ただし、上記の測定は、箇所を変えて５回行い、５回の平均値を、本実施形態に係る鋼板の脱炭層の母材鋼板とスケールとの界面からの深さとする（全脱炭深さとも云う）。
脱炭層がＧＤＳの測定限界を超えるほど深い場合は、ＪＩＳ Ｇ ０５５８（２００７）に記載されているように顕微鏡観察から脱炭層の深さを求めても良い。この場合、鋼板の幅方向端部から幅方向に板幅（短手）の１／４の位置から断面観察用サンプルを採取し、このサンプルに、ナイタールエッチングを施し、光学顕微鏡による断面観察を行う。母材鋼板の表面（スケールとの界面）から板厚の１／４の位置と同等の組織となる深さを測定し、その位置の深さを脱炭層の深さとする。ただし、測定は箇所を変えて５回行い、５回の平均値を脱炭層深さとする。
内部酸化層の母材鋼板とスケールとの界面からの深さについては、鋼板断面のＳＥＭ（電子走査型電子顕微鏡）観察によって求める。
鋼板の幅方向端部から板幅（短手）の１／４の位置から断面観察用サンプルを採取し、ＳＥＭによるＣＯＭＰＯ像観察を行う。内部酸化は粒内より粒界の方が深く進行し、ＣＯＭＰＯ像には母材鋼板の定常部（Ｆｅ含有量が高い）より暗く映るので、色の違いにより内部酸化層を同定し、母材鋼板とスケールとの界面から最も深い内部酸化層の深さを測定する。ただし、上記の測定は、箇所を変えて５回行い、５回の平均値を本実施形態に係る鋼板の内部酸化層スケールとの界面からの深さとする。
［スケール］
本実施形態に係る鋼板は、母材鋼板の表面に形成されたスケールを有する。本実施形態に係る鋼板は、後述するように、圧延等で母材鋼板の表面に形成されたスケールのＯを活用して母材鋼板の脱炭を行う。そのため、脱炭が生じた後のスケールでは、熱間圧延等で通常形成されるＦｅＯ、Ｆｅ２Ｏ３、Ｆｅ３Ｏ４等からなる通常のスケールに対し、Ｏ含有量が大きく低下し、質量％で、Ｆｅを８０％以上含むことになる。
すなわち、スケールのＦｅ含有量が８０％以上になる条件で脱炭を行うことで、上述した深さの内部酸化層及び脱炭層を有する鋼板を得ることができる。
言い換えれば、鋼板は、加工等に際しスケールが除去される、またはスケールが剥離する場合があるが、内部酸化層及び脱炭層の深さが上述した範囲にある鋼板は、本実施形態に係る鋼板が備えるスケールと同等のスケールを有していたとも考えることができる。
また、脱炭のためのＯの供給という点で、スケールの厚みは５μｍ以上とすることが好ましい。より好ましくは８μｍ以上、さらに好ましくは１０μｍ以上である。鋼板の歩留まりの点で、スケールの厚みは１００μｍ未満であることが好ましい。より好ましくは５０μｍ以下、または３０μｍ以下である。
本実施形態に係る鋼板が備えるスケールは、質量％で、Ｆｅを８０％以上及びＳｉを０．１％以上３．０％未満含む第１の領域と、Ｆｅを６５％以上８０％未満及びＭｎを０．８％以上７．５％未満含む第２の領域と、を含むことが好ましい。実質的に、第１の領域と第２の領域とからなることが好ましい。ただし、スケールは、「その他の領域」として、最表層に不純物やＣｒ、Ｓｉ等を主とした酸化物、あるいはＣｕ等の難酸化元素の単体が存在することもあり得る。
このような構成のスケールを有することで、車体を組付ける際のスポット溶接において、チリが発生する電流限界を向上させ、適正電流範囲が広い、すなわち溶接性が良い鋼板を得ることができる。
第１の領域にはＦｅ、Ｓｉ、Ｏ以外にＣ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどが含まれる場合がある。第２の領域にはＦｅ、Ｍｎ、Ｏ以外にＣ、Ｎｉなどが含まれる場合がある。
第１の領域と第２の領域とが存在する場合、マトリックスである第１の領域に、第２の領域が島状に存在する形態をとることが多い。第２の領域は島状に分散している場合もあれば、いくつかの島が結合している場合もある。いずれにおいても、後述の方法によって第１の領域と第２の領域とを区別することができる。
スケールのＦｅ含有量は、以下の方法で求める。鋼板の幅方向端部から板幅（短手）の１／４の位置において、表面から板厚方向にＧＤＳ（グロー放電発光分析）を行い、スケールのＦｅ含有量、Ｏ含有量を求める。Ｏ含有量が０．１％以上となる領域を不純物として除き、表面からＯ含有量が０．１％未満である領域におけるＦｅ含有量の平均値を測定する。測定は箇所を変えて５回行い、５回の平均値をスケールのＦｅ含有量とする。
スケールの第１の領域におけるＦｅ含有量、Ｓｉ含有量、および第２の領域におけるＦｅ含有量、Ｍｎ含有量はＳＥＭ（電子走査型電子顕微鏡）および電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて求める。鋼板の幅方向端部から幅方向に板幅（短手）の１／４の位置から、鋼板の板厚方向の断面が観察できるようにサンプルを採取する。この試料に対し、走査型電子顕微鏡を用いてＣＯＭＰＯ像を取得し、スケールを構成するコントラストの異なる２種類の組織の存在を確認する。第１の領域は、重元素であるＦｅを第２の領域より多く含むため、第２の領域より明るく見える。そのため、相対的に明るい領域を第１の領域とし、相対的に暗い領域を第２の領域とする。この２種類の組織（第１の領域及び第２の領域）のそれぞれに対し、電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、スポットの元素分析（ビーム径１μｍ以下）を行うことでスケールの第１の領域に含まれるＦｅ含有量、Ｓｉ含有量および第２の領域に含まれるＦｅ含有量、Ｍｎの含有量を求めることができる。測定に際しては、それぞれに１０点の分析を行い、その平均値をスケールの第１の領域に含まれるＦｅ、Ｓｉ含有量および第２の領域に含まれるＦｅ含有量、Ｍｎの含有量とする。スケールは、上記のように「その他の領域」を含む場合もある。Ｃｒ、Ｓｉ、またはＣｕを１０質量％以上含む領域は、上記「その他の領域」とする。
スケールの厚みは、ＳＥＭによって求める。鋼板の幅方向端部から幅方向に板幅（短手）の１／４の位置から断面観察用サンプルを採取し、ＳＥＭによるＣＯＭＰＯ像観察を行う。スケールが剥離していない箇所のスケール厚を１０か所測定し、その平均値をスケールの厚みとする。
＜鋼部材＞
図２に示すように、本実施形態に係る鋼部材１１０は、所定の化学組成を有する鋼板基材１１１と、鋼板基材１１１の表面に形成され、Ｆｅを７０質量％以上含むスケール１１２とを有する。また、鋼板基材１１１は、スケール１１２側（スケール１１２との界面側）に形成された所定の深さの脱炭層１１３を有し、この脱炭層１１３が、スケール１１２側に形成された内部酸化層１１４を有する。
また、本実施形態に係る鋼部材１１０は、上述した本実施形態に係る鋼板１０をホットスタンプ等の熱処理（及び加工）に供することで得られる。
図では本実施形態に係る鋼部材１１０は平板の形態で示されているが、ホットスタンプして得られる部材であり、平板に限られない。
［化学組成］
ホットスタンプによって鋼板の化学組成は実質的に変化しないので、本実施形態に係る鋼部材１１０の鋼板基材１１１の化学組成は、本実施形態に係る鋼板１０の母材鋼板１１の化学組成と同じであり、母材鋼板と同等の測定方法で測定できる。
［脱炭層］
［内部酸化層］
本実施形態に係る鋼部材１１０は、鋼板基材１１１のスケール１１２との界面側に脱炭層が存在し、脱炭層１１３のスケール１１２との界面側に、内部酸化層１１４が存在する。また、脱炭層１１３の、鋼板基材１１１とスケール１１２との界面からの深さが、６０μｍ以上であり、内部酸化層１１４の、鋼板基材１１１とスケール１１２との界面からの深さが、４０μｍ未満である。
鋼部材において、曲げ性を向上させるには、表層を脱炭して軟質化することが極めて有効である。曲げ変形は曲げ外の表層ほど発生する応力やひずみが大きいので、表層を軟質化して破壊限界を向上させることによって曲げ性を向上させることができる。
本実施形態に係る鋼部材１１０の表層に形成される脱炭層１１３の深さ（厚さ）が、６０μｍ以上であれば、曲げ性が向上する。そのため、脱炭層１１３の、鋼板基材１１１とスケール１１２との界面からの深さを６０μｍ以上とする。
また、鋼部材において、内部酸化層深さが、４０μｍ以上であると、ホットスタンプ時に鋼板内部に生成したスケールによって溶接性が低下する。そのため、内部酸化層１１４の深さを４０μｍ未満とする。
＜スケール＞
本実施形態に係る鋼部材１１０は、鋼板基材１１１の表面に形成されたスケール１１２を有する。本実施形態に係る鋼部材１１０は、Ｆｅを８０質量％以上含むスケールを有する鋼板をホットスタンプして得られる。スケールは、ホットスタンプによって表層の酸化が進むものの、本実施形態に係る鋼部材１１０が有するスケール１１２は、質量％で、Ｆｅを７０％以上含む。
本発明の別の実施形態に係る鋼部材は、上述した本実施形態に係る鋼板を、酸洗等に供し、表面のスケールを除去した後、めっき等のＡｌを含有する被覆を成して被覆鋼板とし、この被覆鋼板をホットスタンプ等の熱処理に供することで得られる被覆鋼部材であってもよい。
この場合、図３に示すように、本発明の別の実施形態に係る鋼部材（被覆鋼部材）２１０は、鋼板基材２１１と、鋼板基材２１１の表面に形成されるＡｌ及びＦｅを含有する被覆２１５とを有し、鋼板基材２１１とＡｌ及びＦｅを含有する被覆２１５との間にスケールを含まない。
また、鋼板基材２１１が、被覆２１５側に形成された脱炭層２１３を有し、脱炭層２１３が、被覆２１５側に形成された内部酸化層２１４を有し、脱炭層２１３の、鋼板基材２１１と被覆２１５との界面からの深さが、３０μｍ以上であり、内部酸化層２１４の、鋼板基材２１１と被覆２１５との界面からの深さが、２０μｍ未満である。
脱炭層２１３の深さ（厚さ）が、３０μｍ以上であれば、曲げ性が向上する。また、内部酸化層２１４の深さが、２０μｍ未満であると、溶接性が向上する。
被覆を有する被覆鋼部材の場合は、ホットスタンプ等の熱処理の際における表面の酸化状態が被覆を有しない前述の鋼部材の場合と異なるため、脱炭層の深さや内部酸化層の深さが異なる。
＜製造方法＞
本実施形態に係る鋼板、本実施形態に係る鋼部材は、製造方法によらず、上記の特徴を有していれば効果を得ることができるが、以下に示す工程（鋼板は（Ｉ）～（ＩＶ）、鋼部材は（Ｉ）～（Ｖ））を含む製造方法であれば、安定して製造できるので好ましい。
（Ｉ）所定の化学組成を有する鋼片を製造する鋼片製造工程
（ＩＩ）前記鋼片を加熱し、熱間圧延し、熱延鋼板とする熱間圧延工程
（ＩＩＩ）前記熱延鋼板を巻き取って熱延コイルとする巻取工程
（ＩＶ）熱延スケールが形成された前記熱延コイルを箱焼鈍（ＢＡＦ）する焼鈍工程
（Ｖ）前記焼鈍工程後の前記熱延コイルから、所定のサイズのブランクを切出し、熱処理を行って鋼部材を得る熱処理工程
以下、各工程について説明する。以下で説明していない工程や条件は、適宜公知の方法で行うことができる。
（Ｉ）鋼片製造工程
鋼片製造工程では、上述した好ましい化学組成を有するスラブ等の鋼片を製造する。公知の条件で、所定の化学組成に調整した溶鋼を連続鋳造等によって鋼片とすればよい。
（ＩＩ）熱間圧延工程
熱間圧延工程では、得られた鋼片を加熱し、熱間圧延することによって、熱延鋼板とする。熱間圧延工程では、鋼板の表面にスケール（熱延スケール）が形成される。
熱間圧延条件は、特に限定されず、要求される鋼板の特性に応じて、公知の条件範囲で適宜設定すればよい。
（ＩＩＩ）巻取工程
巻取工程では、熱延工程で得られた熱延鋼板をコイル状に巻き取り、熱延コイルとする。
巻取温度等の条件は特に限定されない。
（ＩＶ）焼鈍工程
焼鈍工程では、表面に熱延スケールが形成された熱延コイルに対し、スケール除去を行わないで（いわゆる黒皮の状態で）、箱焼鈍（ＢＡＦ）を行う。
焼鈍に際しては、焼鈍雰囲気を、不活性ガス雰囲気（Ｎ２雰囲気、Ｈ２雰囲気等）とし、６５０～９００℃で４～１６時間焼鈍する。通常の脱炭焼鈍では、高露点焼鈍を行い、雰囲気中のＨ２Ｏを脱炭源とする。これに対し、本実施形態にでは、熱延スケールがついた状態の熱延コイルに対して焼鈍を行うことで、スケール中のＯを脱炭源として脱炭を行う。具体的には、母材鋼板の最表層のＣは、スケール中のＯと反応してＣＯガスとなることで脱炭が生じる。また、続いて不足したＣが母材鋼板の内部から最表層へ供給され、そのＣがＣＯガスとなることで、さらに脱炭反応が進む。このとき、スケール中のＯが消費され、スケール中のＦｅ含有量が高くなる。
しかしながら、焼鈍温度が６５０℃未満である、または焼鈍時間が４時間未満であると、十分に脱炭が進まない。一方、焼鈍温度が９００℃超、または焼鈍時間が１６時間超だと、スケールの還元反応が完了し、その後も鋼板内部から表層へのＣの供給が続くため、脱炭が浅くなる。また、生成したＣＯガスがスケールの周辺に滞留すると、さらなる脱炭反応が進まず、深い脱炭層が得られない。そのため、本実施形態に係る鋼板の製造方法においては、焼鈍炉内の気体を移動させ、生成したＣＯガスがスケールの周辺に滞留しないようにすることが重要である。具体的には、焼鈍炉内にファン等を設置し、その風量を２５０ｍ３／Ｈｒ以上とすることで、焼鈍炉内の流速を確保し、脱炭反応を進めることができる。風量が２５０ｍ３／Ｈｒ未満では、ＣＯガスのスケール周辺への滞留を十分に抑制できず、脱炭が不十分となる。風量は熱延コイル周辺の風量とし、所定の風量を得るため焼鈍炉のサイズに応じてファン等を複数設置しても良い。熱延コイルのサイズは、板厚９ｍｍ以下、板幅２１００ｍｍ以下、外形２０００ｍｍ以下、コイル１個の重量が３０トン以下であることが望ましい。
高露点焼鈍で雰囲気中のＨ２Ｏを脱炭源とする場合に比べ、スケール中のＯを脱炭源とした場合、脱炭源のＯが母材鋼板の内部へ侵入しにくく、その結果、内部酸化が進行しにくくなる。
すなわち、上述のように黒皮状態の熱延コイルに対し、不活性ガス雰囲気で風量が２５０ｍ３／Ｈｒ以上となるように送風して箱焼鈍を行うことで、本実施形態に係る鋼板で説明した、所望の、脱炭層深さ、内部酸化層深さ、及びスケール中のＦｅ含有量が得られる。
（Ｖ）熱処理工程
熱処理工程では、焼鈍工程後の熱延コイルから、所定のサイズのブランクを切出し、このブランクに熱処理を行って鋼部材とする。
熱処理は、１．０～１０００℃／秒の平均昇温速度で、Ａｃ３点～（Ａｃ３点＋３００）℃まで加熱し、Ｍｓ点（℃）以下まで上部臨界冷却速度以上の平均冷却速度で冷却する条件で行うことが好ましい。
昇温速度が１．０℃／秒未満であると熱処理の生産性が低下するので好ましくない。一方、昇温速度が１０００℃／超であると混粒組織となり限界水素量が低下するので好ましくない。
また、熱処理温度がＡｃ３点（℃）未満であると、冷却後にフェライトが残存し、強度が低くなるので好ましくない。一方、熱処理温度がＡｃ３点＋３００℃超であると、組織が粗粒化し限界水素量が低下するので好ましくない。
上部臨界冷却速度とは、組織にフェライトやパーライトを析出させず、オーステナイトを過冷してマルテンサイトを生成させる最小の冷却速度のことであり、上部臨界冷却速度未満の平均冷却速度で冷却するとフェライトやパーライトが生成し、強度が不足する。
加熱時には、加熱温度の±１０℃以内の範囲で、１～３００秒の保持を行ってもよい。
また、Ｍｓ点以下の温度まで冷却した後に、鋼材の強度を調整するために１００～６００℃程度の温度範囲での焼戻し処理を行ってもよい。
この熱処理では、同時に加工を行ってもよい。すなわち、いわゆるホットスタンプを行ってもよい。
また、本実施形態に係る鋼部材（被覆鋼部材を含む）は、熱間成形または熱処理を素材となる鋼板の一部に対して行って得られる、強度の異なる領域を持つ鋼部材であってもよい。
（ＶＩ）酸洗、冷間圧延、及び被覆
鋼部材を、被覆鋼部材とする場合、焼鈍工程と、熱処理工程との間において、熱延コイルを、酸洗し、冷間圧延し、さらに、Ａｌを含む被覆を表面に形成してもよい。
この場合、酸洗、冷間圧延、被覆は、公知の条件で行えばよい。酸洗時にスケールが十分に剥離されない場合は、酸洗前にショットブラストを行い、機械的にスケール剥離を助長させても良い。ショット粒度は例えば＃６０を使えば良い。
まず、表１に示す化学成分を有する鋼を溶製し、熱間圧延用のスラブを得た。
＜実施例１＞
得られたスラブに熱間圧延を施して、厚さ３．２ｍｍ、板幅１０００ｍｍの熱延鋼板とし、この熱延鋼板を８００℃以下の温度で巻き取り、外形１７００ｍｍ、コイル１個の重量が１４トンの熱延コイルとした。
得られた熱延コイルに表２－１～表２－３に記載の条件（温度、時間、風量）で、箱焼鈍を行った。焼鈍雰囲気は、窒素雰囲気とした。
Figure 0007695582000001
Figure 0007695582000002
Figure 0007695582000003
Figure 0007695582000004
得られた焼鈍後の熱延コイルから所定のサイズの鋼板（ブランク）を切り出し、ＧＤＳ（グロー放電発光分析）、ＳＥＭ観察、ＥＰＭＡ分析、光学顕微鏡観察を上述した要領で行い、脱炭層深さ、内部酸化層深さ、スケール厚、スケールのＦｅ含有量を評価した。また、スケールを構成する第１の領域におけるＦｅ含有量、Ｓｉ含有量、第２の領域におけるＦｅ含有量、Ｍｎ含有量を上述した要領で評価した。評価結果を表２－１～表２－３に示す。
また、鋼板の板厚方向に表面から板厚の１／４の位置の化学組成は、スラブの化学組成と同様であった。
表２－１～表２－３に示すとおり、本発明範囲を満足する発明例Ｂ１～Ｂ６０は、所定の化学組成、組織を有する鋼板が得られた。一方、本発明範囲を満足していない比較例ｂ１～ｂ２３は、目的とする組織の少なくとも１つを満足しない結果となった。例えばｂ７～ｂ１９では第１の領域が観察されなかった。
＜実施例２＞
上記表２－１～表２－３に示す鋼板に、表３－１～表３－３に示す条件で熱処理を施し、鋼部材を得た。
得られた鋼部材を切り出し、ＧＤＳ（グロー放電発光分析）、ＳＥＭ観察、光学顕微鏡観察を、上述した要領で行い、脱炭層深さ、内部酸化層深さ、スケールのＦｅ含有量を求めた。
結果を表３－１～表３－３に示す。
また、得られた鋼部材に対し、以下の方法で、引張試験、曲げ試験、スポット溶接試験を行い、引張強さ、曲げ性、溶接性（溶接適正電流範囲）を評価した。
＜引張強さ（引張強度）＞
引張試験はＡＳＴＭ規格Ｅ８の規定に準拠して実施した。
鋼部材の均熱部位を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。そして、３ｍｍ／ｍｉｎのひずみ速度で室温引張試験を行い、引張強さ（最大強度）を測定した。
本実施例においては、１０００ＭＰａを超える引張強さを有する場合を高強度であると評価した。
＜曲げ性＞
曲げ試験はＶＤＡ２３８―１００の規定に準拠して実施した。鋼部材の均熱部位より、圧延方向に平行に６０ｍｍ、垂直に３０ｍｍの曲げ用試験片を採取した。曲げパンチを圧延方向と垂直となるように合わせ、最大荷重時の曲げ角度を測定した。曲げ角度は強度と相関があるため、本実施例においては、引張強さが２１００ＭＰａ未満では５５度、引張強さが２１００ＭＰａ以上では４５度を超える曲げ角度を有する場合を従来技術より曲げ性に優れると評価した。
＜適正電流範囲＞
スポット溶接をＪＩＳ Ｚ ３００１－６：２０１３に準拠して実施した。電源は単相交流式の６０Ｈｚを用い、電極は先端径８ｍｍを用いて、溶接時間は１０サイクルとした。鋼部材の均熱部位より、圧延方向に４０ｍｍ、垂直に３０ｍｍのスポット溶接用試験片を採取した。これらを張り合わせ、ナゲット径が３√ｔとなる溶接電流からチリが発生しない上限の電流までの範囲を求め、適正電流範囲とした。
ナゲット径はピール試験より得られるピール径とし、各電流において５回溶接試験片を採取し、それらピール径の平均値をナゲット径とした。
適正電流範囲が、２．５ｋＡ以上であれば、溶接性に優れると判断した。
Figure 0007695582000005
Figure 0007695582000006
Figure 0007695582000007
表３－１～表３－３に示すとおり、本発明範囲を満足する発明例Ｃ１～Ｃ６０は、組織、特性ともに良好な結果であるが、本発明範囲を満足していない比較例ｃ１～ｃ１９は、組織、特性の少なくとも１つが目標を満足しない結果となった。
＜実施例３＞
上記表２－１～表２－３に示す鋼板に、酸洗、冷間圧延、溶融Ａｌめっきを施し、厚さ２．０ｍｍの被覆鋼板を得た。被覆鋼板に、表４－１～表４－３に示す条件で熱処理を施し、被覆鋼部材を得た。
得られた鋼部材を切り出し、ＧＤＳ（グロー放電発光分析）、ＳＥＭ観察、光学顕微鏡観察を、上述した要領で行い、脱炭層深さ、内部酸化層深さ、スケール中のＦｅ含有量を求めた。
また得られた鋼部材に対し、実施例２と同じ要領で引張試験、曲げ試験、スポット溶接試験を行い、引張強さ、曲げ性、溶接性を評価した。
結果を表４－１～表４－３に示す。
Figure 0007695582000008
Figure 0007695582000009
Figure 0007695582000010
表４－１～表４－３に示すとおり、本発明範囲を満足する発明例Ｄ１～Ｄ６０は、組織、特性ともに良好な結果であるが、本発明範囲を満足していない比較例ｄ１～ｄ２３は、化学組成、組織（内部酸化層、脱炭層の深さ）が本発明範囲を外れ、曲げ性、溶接性、引張強さの少なくとも１つが目標を満足しない結果となった。
本発明によれば、衝突特性に優れる高強度な鋼部材および鋼板を得ることが可能となる。本発明に係る鋼部材は、特に自動車の骨格部品として用いるのに好適である。
１０ 鋼板
１１ 母材鋼板
１２ スケール
１３ 脱炭層
１４ 内部酸化層
１１０ 鋼部材
１１１ 鋼板基材
１１２ スケール
１１３ 脱炭層
１１４ 内部酸化層
２１０ 鋼部材
２１１ 鋼板基材
２１３ 脱炭層
２１４ 内部酸化層
２１５ 被覆

Claims (4)

  1. 母材鋼板と、
    前記母材鋼板の表面に形成されたスケールとを有し、
    前記母材鋼板が、質量％で、
    Ｃ：０．１０～０．６５％、
    Ｓｉ：０．１０～２．００％、
    Ｍｎ：０．３０～３．００％、
    Ｐ：０．０５０％以下、
    Ｓ：０．０１００％以下、
    Ｎ：０．０１０％以下、
    Ｏ：０．０１０％以下、
    Ｔｉ：０～０．１００％、
    Ｂ：０～０．０１００％、
    Ｃｒ：０～１．００％、
    Ｍｏ：０～１．００％、
    Ｎｉ：０～１．００％、
    Ｎｂ：０～０．１０％、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    Ｖ：０～１．００％、
    Ｃａ：０～０．０１０％、
    Ｍｇ：０～０．０１０％、
    Ａｌ：０～１．００％、
    Ｓｎ：０～１．００％、
    Ｗ：０～１．００％、
    Ｓｂ：０～１．００％、
    Ｚｒ：０～１．００％、
    Ｃｏ：０～１．００％、及び
    ＲＥＭ：０～０．３０％、
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
    前記母材鋼板が、前記スケールとの界面側に形成された脱炭層を有し、
    前記脱炭層が、前記スケールとの前記界面側に形成された内部酸化層を有し、
    前記脱炭層の、前記母材鋼板と前記スケールとの前記界面からの深さが、９０μｍ以上であり、
    前記内部酸化層の、前記界面からの深さが、３０μｍ未満であり、
    前記スケールが、質量％で、Ｆｅを８０％以上含み、
    前記スケールの表面に被覆を有しない、
    ことを特徴とする鋼板。
  2. 前記スケールが、質量％で、Ｆｅを８０％以上及びＳｉを０．１％以上３．０％未満含む第１の領域と、Ｆｅを６５％以上８０％未満及びＭｎを０．８％以上７．５％未満含む第２の領域と、を含む、
    ことを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
  3. 鋼板基材と、
    前記鋼板基材の表面に形成されるスケールとを有し、
    前記鋼板基材が、質量％で、
    Ｃ：０．１０～０．６５％、
    Ｓｉ：０．１０～２．００％、
    Ｍｎ：０．３０～３．００％、
    Ｐ：０．０５０％以下、
    Ｓ：０．０１００％以下、
    Ｎ：０．０１０％以下、
    Ｏ：０．０１０％以下、
    Ｔｉ：０～０．１００％、
    Ｂ：０～０．０１００％、
    Ｃｒ：０～１．００％、
    Ｍｏ：０～１．００％、
    Ｎｉ：０～１．００％、
    Ｎｂ：０～０．１０％、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    Ｖ：０～１．００％、
    Ｃａ：０～０．０１０％、
    Ｍｇ：０～０．０１０％、
    Ａｌ：０～１．００％、
    Ｓｎ：０～１．００％、
    Ｗ：０～１．００％、
    Ｓｂ：０～１．００％、
    Ｚｒ：０～１．００％、
    Ｃｏ：０～１．００％、及び
    ＲＥＭ：０～０．３０％、
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
    前記鋼板基材が、前記スケールとの界面側に形成された脱炭層を有し、
    前記脱炭層が、前記スケールとの前記界面側に形成された内部酸化層を有し、
    前記脱炭層の、前記鋼板基材と前記スケールとの前記界面からの深さが、６０μｍ以上であり、
    前記内部酸化層の、前記界面からの深さが、４０μｍ未満であり、
    前記スケールが、質量％で、Ｆｅを７０％以上含み、
    前記スケールの表面に被覆を有しない、
    ことを特徴とする鋼部材。
  4. 前記内部酸化層の、前記界面からの前記深さが、１８μｍ以下である、
    ことを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
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