JP2023504791A - 熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びこれらの製造方法 - Google Patents

熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びこれらの製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明の一実施形態は、重量％で、Ｃ：０．０６～０．１％、Ｓｉ：０．０５～０．６％、Ｍｎ：０．６～２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～０．８％、Ｍｏ：０．０１～０．５％、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、下記関係式１で表される合金指数（ａｌｌｏｙ ｆａｃｔｏｒ）が７以上であり、円相当直径が０．５μｍ以上の炭化物が１０５個／ｍｍ２以下である熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びこれらの製造方法を提供する。［関係式１］合金指数＝Ｉ（Ｍｎ）×Ｉ（Ｓｉ）×Ｉ（Ｃｒ）×Ｉ（Ｍｏ）（但し、上記関係式１において各成分に対するＩ値は、Ｉ（Ｍｎ）＝３．３４×Ｍｎ＋１、Ｉ（Ｓｉ）＝０．７×Ｓｉ＋１、Ｉ（Ｃｒ）＝２．１６×Ｃｒ＋１、Ｉ（Ｍｏ）＝３×Ｍｏ＋１であり、各成分に対する含量は重量％である。）

Description

本発明は、熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びこれらの製造方法に関するものである。
熱間成形超高強度部材は、近年、自動車の軽量化による燃費向上及び乗客保護などの目的で自動車の構造部材に多く適用されている。このような熱間成形に関する代表的な技術として特許文献１が提案されている。特許文献１は、Ａｌ－Ｓｉめっき鋼板を８５０℃以上に加熱した後、プレスによる熱間成形及び急冷によって部材の組織をマルテンサイトに形成させることにより、引張強度が１６００ＭＰａを超える超高強度を確保する技術を提案している。特許文献１で提案された技術の場合、高温で成形するため複雑な形状も容易に成形可能であり、金型内の急冷による強度上昇によって高強度化による軽量化効果が期待できる。
しかし、熱間成形により製造された熱間成形部材の場合、微細組織がマルテンサイトからなって衝突時の強度は高いものの、曲げ性に劣るため、エネルギー吸収能の観点からは限界がある。よって、相対的に劣ったエネルギー吸収能を補うために異種素材あるいは異種厚さの組み合わせを有するブランク（ＴＷＢ、Ｔａｉｌｏｒ ｗｅｌｄｅｄ ｂｌａｎｋ）を熱間成形に取り入れた技術が提案され、様々な研究が行われている。
ところが、このようにＴＷＢ熱間成形のための素材としてエネルギー吸収能の観点から優れた低強度の熱間成形用鋼材が開発され適用されているものの、通常のＴＷＢ用の熱間成形用鋼材の場合、低い硬化能が原因となって実際の部品内における位置別冷却条件などの差により、均一な物性を確保することが容易ではなく、且つ、引張強度が５００～６００ＭＰａレベルに過ぎないため、強度向上による更なる軽量化効果への達成が求められている実情である。
米国特許第６２９６８０５号明細書
本発明の一側面は、部材に高い強度を有しながらも、優れた衝突エネルギー吸収能を付与することができる熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びこれらの製造方法を提供することである。
本発明の課題は、上述した内容に限定されない。本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、本発明の明細書における全体的な事項から本発明の更なる課題を理解する上で何らの困難もない。
本発明の一実施形態は、重量％で、Ｃ：０．０６～０．１％、Ｓｉ：０．０５～０．６％、Ｍｎ：０．６～２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～０．８％、Ｍｏ：０．５％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、下記関係式１で表される合金指数（ａｌｌｏｙ ｆａｃｔｏｒ）が７以上であり、円相当直径が０．５μｍ以上の炭化物が１０５個／ｍｍ２以下である熱間成形用鋼材を提供する。
［関係式１］
合金指数＝Ｉ（Ｍｎ）×Ｉ（Ｓｉ）×Ｉ（Ｃｒ）×Ｉ（Ｍｏ）
（但し、上記関係式１において各成分に対するＩ値は、Ｉ（Ｍｎ）＝３．３４×Ｍｎ＋１、Ｉ（Ｓｉ）＝０．７×Ｓｉ＋１、Ｉ（Ｃｒ）＝２．１６×Ｃｒ＋１、Ｉ（Ｍｏ）＝３×Ｍｏ＋１であり、各成分に対する含量は重量％である。）
本発明の他の実施形態は、重量％で、Ｃ：０．０６～０．１％、Ｓｉ：０．０５～０．６％、Ｍｎ：０．６～２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～０．８％、Ｍｏ：０．５％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、下記関係式１で表される合金指数（ａｌｌｏｙ ｆａｃｔｏｒ）が７以上であり、円相当直径が０．５μｍ以上の炭化物が１０４個／ｍｍ２以下である熱間成形部材を提供する。
［関係式１］
合金指数＝Ｉ（Ｍｎ）×Ｉ（Ｓｉ）×Ｉ（Ｃｒ）×Ｉ（Ｍｏ）
（但し、上記関係式１において各成分に対するＩ値は、Ｉ（Ｍｎ）＝３．３４×Ｍｎ＋１、Ｉ（Ｓｉ）＝０．７×Ｓｉ＋１、Ｉ（Ｃｒ）＝２．１６×Ｃｒ＋１、Ｉ（Ｍｏ）＝３×Ｍｏ＋１であり、各成分に対する含量は重量％である。）
本発明のさらに他の実施形態は、重量％で、Ｃ：０．０６～０．１％、Ｓｉ：０．０５～０．６％、Ｍｎ：０．６～２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～０．８％、Ｍｏ：０．５％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、下記関係式１で表される合金指数（ａｌｌｏｙ ｆａｃｔｏｒ）が７以上の鋼スラブを１０５０～１３００℃で加熱する段階と、上記加熱された鋼スラブを８００～９５０℃で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を５００～７００℃で巻き取る段階と、上記巻き取られた熱延鋼板を巻取温度から４００℃まで１０℃／Ｈｒ以上の冷却速度で冷却する段階と、上記冷却された熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、上記冷延鋼板を４００℃から焼鈍温度までの温度範囲を２０℃／ｓ以下の速度で加熱する段階と、上記加熱された冷延鋼板を７４０～８６０℃で焼鈍する段階と、上記焼鈍された冷延鋼板を焼鈍温度から６６０℃まで１℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する段階と、を含む熱間成形用鋼材の製造方法を提供する。
［関係式１］
合金指数＝Ｉ（Ｍｎ）×Ｉ（Ｓｉ）×Ｉ（Ｃｒ）×Ｉ（Ｍｏ）
（但し、上記関係式１において各成分に対するＩ値は、Ｉ（Ｍｎ）＝３．３４×Ｍｎ＋１、Ｉ（Ｓｉ）＝０．７×Ｓｉ＋１、Ｉ（Ｃｒ）＝２．１６×Ｃｒ＋１、Ｉ（Ｍｏ）＝３×Ｍｏ＋１であり、各成分に対する含量は重量％である。）
本発明のさらに他の実施形態は、上述の熱間成形用鋼材を用いてブランクを得る段階と、上記ブランクをＡｃ３～９８０℃で加熱した後、１～１０００秒間保持する段階と、上記加熱及び保持されたブランクを熱間成形した後、常温まで冷却する段階と、を含む熱間成形部材の製造方法を提供する。
本発明の一側面によると、引張強度を基準に１０００ＭＰａ以上の高強度を有しながらも、高い衝突エネルギー吸収能を有し、材質均一性に優れた部材を製造することができる熱間成形用鋼材、これを用いた熱間成形部材及びこれらの製造方法を提供することができる。
本発明の多様かつ有益な利点及び効果は上述した内容に限定されず、本発明の具体的な実施形態を説明する過程でより容易に理解することができる。
本発明において衝突エネルギー吸収能を評価する基準であるＣＩＥ（Ｃｒａｃｋ ｉｎｉｔｉａｔｉｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ）の概念を簡略に示したものである。 本発明の一実施例によって製造された熱間成形部材を示す模式図である。 本発明の一実施例に係る発明例１～７及び比較例３～９の炭素含量及び合金指数による衝突エネルギー吸収能を示すグラフである。
ここで使用される専門用語は、単に特定の実施例を言及するためのものであり、本発明を限定することを意図するものではない。ここで使用される単数形は、語句がこれと明らかに反対の意味を示さない限り、複数の形態も含む。
明細書で使用される「含む」の意味は、特定の特性、領域、整数、段階、動作、要素及び／又は成分を具体化し、他の特定の特性、領域、整数、段階、動作、要素、成分及び／又は群の存在や付加を除外するものではない。
他に定義されていないが、ここで使用される技術用語及び科学用語を含むすべての用語は、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者が一般的に理解する意味と同じ意味を有する。通常使用される辞書に定義されている用語は、関連技術文献と現在開示されている内容に一致する意味を有するものとして追加解釈され、定義されない限り、理想的又は非常に公式的な意味として解釈されない。
本発明者らは、熱間成形部材の衝突エネルギー吸収能を向上させることができる方法について鋭意研究した。そこで、本発明者らは、熱間成形部材の衝突エネルギー吸収能をよく表現できる指標として、３点曲げ試験（ＶＤＡ２３８－１００）時の最大荷重までのエネルギー（荷重－変位曲線の面積）値を用いて多様な成分、製造条件、組織などの影響を評価した。
その結果、熱間成形用鋼材において、炭素含量の範囲、合金元素の硬化能、熱間圧延後の冷却条件、焼鈍時の加熱及び冷却条件と組織内に存在する粗大炭化物の数密度を一定レベルに制御すると、熱間成形部材の衝突エネルギー吸収能を最大化することができるという結論を得ており、本発明はこのような結論に基づいて完成したものである。
以下では、発明の一側面による熱間成形用鋼材について詳細に説明する。本発明において、各元素の含量を示す際に特に断らない限り、重量％を意味することに留意する必要がある。なお、結晶や組織の割合は、特に別途表現しない限り、面積を基準とする。
まず、本発明の一側面による熱間成形用鋼材の成分系について説明する。本発明による熱間成形用鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０６～０．１％、Ｓｉ：０．０５～０．６％、Ｍｎ：０．６～２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～０．８％、Ｍｏ：０．０１～０．５％、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むことができる。
炭素（Ｃ）：０．０６～０．１％
炭素（Ｃ）は、熱処理部材の強度を向上させるために添加される必須の元素である。通常、超高強度の熱間成形用鋼材では、Ｃ含量を０．２％以上に高く使用することが一般的であるが、衝突エネルギー吸収能の観点から最大の効果を奏するためには適切なＣ含量が必要である。Ｃ含量が０．０６％未満であると、十分な強度を確保することが困難であり、最終的には、曲げ性が高くても衝突エネルギー吸収能はむしろ低下するため、０．０６％以上添加される必要がある。一方、Ｃ含量が０．１％を超えると、強度は高くなるが、曲げ性が低下して衝突エネルギー吸収能は低下するため、０．１％以下に制限することができる。したがって、上記Ｃの含量は０．０６～０．１％の範囲を有することが好ましい。上記Ｃ含量の下限は０．０６５％であることがより好ましく、０．０７％であることがさらに好ましい。上記Ｃ含量の上限は０．０９５％であることがより好ましく、０．０９％であることがさらに好ましい。
シリコン（Ｓｉ）：０．０５～０．６％
シリコン（Ｓｉ）は、製鋼において脱酸剤として添加されるべき元素であるとともに、固溶強化元素であって、炭化物生成を抑制する元素として熱間成形部材の強度上昇に寄与し、材質均一化に効果的な元素として添加される。その含量が０．０５％未満の場合、上記のような効果が期待できない。一方、Ｓｉ含量が０．６％を超えると、焼鈍中に鋼板の表面に生成されるＳｉ酸化物によりめっき性が大きく低下するため、０．６％以下に添加を制限することができる。したがって、上記Ｓｉの含量は０．０５～０．６％の範囲を有することが好ましい。上記Ｓｉ含量の下限は０．１％であることがより好ましく、０．１５％であることがさらに好ましい。上記Ｓｉ含量の上限は０．５５％であることがより好ましく、０．５％であることがさらに好ましい。
マンガン（Ｍｎ）：０．６～２％
マンガン（Ｍｎ）は、固溶強化の効果が確保できるだけでなく、硬化能の向上によって、熱間成形時にフェライト形成を抑制するために添加される必要がある。Ｍｎ含量が０．６％未満であると、上記効果を得るのに限界があるだけでなく、Ｍｎ含量が低すぎる場合、不十分な硬化能のために他の高価な合金元素が過剰に必要となり、製造コストが大きく増加するという問題が発生する可能性がある。一方、上記Ｍｎ含量が２％を超えると、熱間成形工程前に鋼板の強度上昇により冷間圧延性が低下するだけでなく、微細組織相の圧延方向に配列されたバンド（ｂａｎｄ）性組織が深化して衝突エネルギー吸収能が劣る可能性がある。したがって、上記Ｍｎの含量は０．６～２％の範囲を有することが好ましい。上記Ｍｎ含量の下限は０．７％であることがより好ましく、０．８％であることがさらに好ましく、０．９％であることが最も好ましい。上記Ｍｎ含量の上限は１．８％であることがより好ましく、１．６％であることがさらに好ましく、１．４％であることが最も好ましい。
リン（Ｐ）：０．０５％以下
リン（Ｐ）は鋼中に不純物として存在し、その含量が０．０５％を超える場合、熱間成形部材の溶接性を大きく脆化させる可能性がある。一方、上記Ｐは不純物であって、その下限について特に限定しなくてもよいが、Ｐ含量を０．００１％未満に制御するためには、高い製造コストを要する可能性があるため０．００１％以上に限定することができる。
硫黄（Ｓ）：０．０２％以下
硫黄（Ｓ）は鋼中に不純物として存在し、熱間成形部材の延性、衝撃特性及び溶接性を阻害させる元素であるため、最大含量を０．０２％に制限することができる。一方、上記Ｓは不純物であって、その下限について特に限定しなくてもよいが、Ｓ含量を０．０００１％未満に制御するためには、高い製造コストを要する可能性があるため、０．０００１％以上に限定することができる。
アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．１％
アルミニウム（Ａｌ）はＳｉと共に、製鋼において脱酸作用をして鋼の清浄度を高める元素である。Ａｌ含量が０．０１％未満では、上記効果が得られにくく、その含量が０．１％を超えると、連鋳工程中に形成される過剰なＡｌＮによる高温延性が低下し、スラブクラックが発生しやすいという問題点がある。したがって、上記Ａｌの含量は０．０１～０．１％の範囲を有することが好ましい。上記Ａｌ含量の下限は０．０１５％であることがより好ましい。上記Ａｌ含量の上限は０．０８％であることがより好ましく、０．０７％であることがさらに好ましく、０．０６％であることが最も好ましい。
クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．８％
クロム（Ｃｒ）は、Ｍｎのように鋼の硬化能を確保するために添加される。上記Ｃｒ含量が０．０１％未満であると、十分な硬化能を確保し難い可能性がある。一方、その含量が０．８％を超えると、添加量に比べて硬化能向上効果は僅かであり、粗大な鉄炭化物の形成を助長して衝突エネルギー吸収能を劣らせるため、その上限を０．８％に制限することができる。したがって、上記Ｃｒの含量は０．０１～０．８％の範囲を有することが好ましい。上記Ｃｒ含量の下限は０．０１５％であることがより好ましく、０．０２％であることがさらに好ましい。上記Ｃｒ含量の上限は０．７５％であることがより好ましく、０．７％であることがさらに好ましい。
モリブデン（Ｍｏ）：０．５％以下（０％は除く）
モリブデン（Ｍｏ）は、Ｃｒ、Ｍｎのように鋼の硬化能を向上させる効果があるだけでなく、微細析出物の形成による結晶粒微細化によって曲げ性の増加などの効果が得られる。但し、上記Ｍｏ含量が０．５％を超えると、効果に比べて過度な合金鉄コストの上昇を招くため、その上限を０．５％に制限することができる。したがって、上記Ｍｏの含量は０．５％以下（０％は除く）の範囲を有することが好ましい。上記Ｍｏ含量は０．４５％以下であることがより好ましく、０．４％以下であることがさらに好ましく、０．３５％以下であることが最も好ましい。
窒素（Ｎ）：０．０２％以下
上記Ｎは鋼中に不純物として含まれる。Ｎ含量が０．０２％を超えると、前述のＡｌの場合と同様に、ＡｌＮの形成によるスラブクラックが発生しやすくなるという問題がある。一方、上記Ｎは不純物であって、その下限について特に限定しなくてもよいが、Ｎ含量を０．００１％未満に制御するためには、高い製造コストを要する可能性があるため、０．００１％以上に限定することができる。
一方、本発明の一側面による熱間成形用鋼材は、上述した合金成分以外に選択的にＮｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下のうち１種以上をさらに含むことができる。
ニッケル（Ｎｉ）：０．５％以下
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイト安定化元素であって、Ｎｉ添加によって鋼の硬化能を向上させることができる。但し、Ｎｉは高価な合金元素であるため、硬化能向上効果に対する製造コストの上昇を考慮すると、その上限を０．５％とすることが好ましい。したがって、上記Ｎｉの含量は０．５％以下の範囲を有することが好ましい。一方、Ｎｉ添加による硬化能の効果を十分に得るためには、上記Ｎｉ含量の下限が０．０１％であることがより好ましく、０．０３％であることがさらに好ましく、０．０５％であることが最も好ましい。上記Ｎｉ含量の上限は０．４５％であることがより好ましく、０．４％であることがさらに好ましく、０．３５％であることが最も好ましい。
ニオブ（Ｎｂ）：０．１％以下
ニオブ（Ｎｂ）は、微細析出物の形成による析出強化効果が得られる元素であって、これにより強度上昇及び結晶粒微細化による曲げ性を改善する効果を得ることができる。それだけでなく、熱間成形のための加熱中、過度な結晶粒成長を抑制して熱処理条件の変動に対する頑健化を図ることができる。但し、Ｎｂ含量が０．１％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、析出温度の増加により相対的に粗大な析出物が増加してコストに比べて効率性が低下する可能性がある。したがって、上記Ｎｂの含量は０．１％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｎｂ含量の下限は０．００５％であることがより好ましく、０．０１％であることがさらに好ましく、０．０１５％であることが最も好ましい。上記Ｎｂ含量の上限は０．０９％であることがより好ましく、０．０８％であることがさらに好ましく、０．０７％であることが最も好ましい。
チタン（Ｔｉ）：０．１％以下
チタン（Ｔｉ）は、鋼に不純物として残存する窒素と結合してＴｉＮを生成させることで、硬化能の確保のためにＢを添加する場合に併せて添加されることもある元素である。また、ＴｉＣ析出物の形成によって析出強化及び結晶粒微細化効果が期待できる。但し、Ｔｉ含量が０．１％を超えると、むしろ粗大なＴｉＮが多量に形成され、衝突エネルギー吸収能を劣らせるため、その上限は０．１％に制限することができる。したがって、上記Ｔｉの含量は０．１％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｔｉ含量の下限は０．００５％であることがより好ましく、０．０１％であることがさらに好ましく、０．０１５％であることが最も好ましい。上記Ｔｉ含量の上限は０．０８％であることがより好ましく、０．０６％であることがさらに好ましく、０．０５％であることが最も好ましい。
ボロン（Ｂ）：０．０１％以下
ボロン（Ｂ）は、少量の添加でも硬化能を向上させることができるだけでなく、旧オーステナイト結晶粒界に偏析してＰ又は／及びＳの粒界偏析による熱間成形部材の脆性を効果的に抑制することができる元素である。しかし、その含量が０．０１％を超えると、Ｆｅ２３ＣＢ６複合化合物の形成により熱間圧延において脆性を引き起こすため、その上限を０．０１％に制限することができる。したがって、上記Ｂの含量は０．０１％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｂ含量の下限は０．０００１％であることがより好ましく、０．０００３％であることがさらに好ましく、０．０００５％であることが最も好ましい。上記Ｂ含量の上限は０．００９％であることがより好ましく、０．００７％であることがさらに好ましく、０．００５％であることが最も好ましい。
上述の鋼組成以外に、残りはＦｅ及び不可避不純物を含むことができる。不可避不純物は、通常の鉄鋼製造工程において意図せずに混入し得るものであって、これを全面的に排除することはできず、通常の鉄鋼製造分野における技術者であれば、その意味を容易に理解することができる。また、本発明は、上述の鋼組成以外の他の組成の添加を全面的に排除するものではない。
本発明の一側面による熱間成形用鋼材は、上述した成分系を満たすとともに、熱間成形部材における衝突エネルギー吸収能を最大にし、硬度偏差を最小化するために、下記関係式１で表される合金指数（ａｌｌｏｙ ｆａｃｔｏｒ）が７以上に制御されることが好ましい。上記合金指数が７未満の場合には、十分な硬化能の確保が困難であり、熱間成形部材において硬度偏差が大きく発生する可能性がある。また、熱間成形部材の表層部に粒界フェライトが形成され、衝突エネルギー吸収能が大きく劣る可能性がある。上記合金指数は７．５以上であることがより好ましく、８以上であることがさらに好ましい。本発明では、上記合金指数が７以上であるだけでも、本発明が得ようとする効果が確保できるため、その上限については特に限定しない。但し、例えば、製造コスト削減の観点から、上記合金指数は４０以下であってもよく、より好ましくは３０以下であってもよい。一方、下記関係式１は、本発明者らが同一の炭素含量を基準に主要合金元素の含量を変化させた多数の合金鉄を用いて、オーステナイト領域に加熱した後、冷却速度別の最終硬度変化試験によって各元素別に硬化能に及ぼす影響を線形回帰分析を通じて導出した式である。
［関係式１］
合金指数＝Ｉ（Ｍｎ）×Ｉ（Ｓｉ）×Ｉ（Ｃｒ）×Ｉ（Ｍｏ）
（但し、上記関係式１において各成分に対するＩ値は、Ｉ（Ｍｎ）＝３．３４×Ｍｎ＋１、Ｉ（Ｓｉ）＝０．７×Ｓｉ＋１、Ｉ（Ｃｒ）＝２．１６×Ｃｒ＋１、Ｉ（Ｍｏ）＝３×Ｍｏ＋１であり、各成分に対する含量は重量％である。）
ＴＷＢ用に使用される熱間成形用鋼材の場合、エネルギー吸収能は重要な特性の一つであり、このようなエネルギー吸収能は強度と曲げ特性に影響を受ける。すなわち、強度が高く曲げ特性に優れるほど、エネルギー吸収能は優れている。一般的に、熱間成形用鋼材を熱間成形した後、強度に最も大きく影響を及ぼす因子はマルテンサイト分率であり、特に、マルテンサイトを主要組織とする場合、炭素含量に応じて大きく影響を受ける。また、曲げ特性は組織の構成によって多少異なるが、通常、単一相で構成された場合は優れた特性を示し、２相以上の組織で構成された場合は相間の強度差が小さいほど、優れた特性を示す。このような特性を考慮すると、０．０６％未満の炭素含量の領域では強度も低いだけでなく、冷却中に軟質のフェライト形成を避けにくく、むしろ最終組織の相間強度が増加するにつれて強度に対する曲げ特性が劣り、衝突エネルギー吸収能が低下する。一方、Ｃ含量が０．１％を超える領域では、高い強度のマルテンサイト単相組織は容易に確保できるが、強度増加による曲げ特性が低下し、最終的には衝突エネルギー吸収能が低下するようになる。また、Ｃ含量が本発明の範囲を満たしていても、合金指数値が７未満の場合には、不十分な硬化能により冷却中にフェライトのような軟質相の形成を避けにくく曲げ特性が低下するようになり、そのため衝突エネルギー吸収能が低下する。したがって、衝突エネルギー吸収能を良好なレベルに確保するためには、強度と曲げ特性の両方を考慮しなければならない。
本発明の一側面による熱間成形用鋼材は、円相当直径が０．５μｍ以上の炭化物が１０５個／ｍｍ２以下であることが好ましい。本発明者らは、熱間成形部材において優れた衝突エネルギー吸収能を最大にするためには、素材の強度と曲げ性を適切に確保することが重要であるという結論を得て、様々な実験を通じて鋼板から粗大な炭化物の数密度を適切に制御することにより、曲げ性の確保が可能であることを確認した。上記円相当直径が０．５μｍ以上である粗大な炭化物が１０５個／ｍｍ２を超えると、熱間成形のための加熱中に一部の鉄炭化物が再固溶されても、他の一部は熱間成形後に部材に残留する。このように完全に固溶されずに残留した粗大炭化物は、曲げ変形中にクラック発生の開始点として作用するため、曲げ性を低下させる要因となり、最終的には衝突エネルギー吸収能を劣らせる。このような粗大炭化物の数密度は低いほど有利であるため、本発明では、その下限値について特に限定しない。
本発明の一側面による熱間成形用鋼材は、フェライト：５０～９０面積％と、パーライト：３０面積％以下、ベイナイト：２０面積％以下、及びマルテンサイト：２０面積％以下のうち１つ以上を含むことができる。上記フェライトは軟質相であって、ブランク作製時に鋼板のブランキング工程の負荷低減に効果的な組織であり、上記効果を得るためには、５０面積％以上確保することが好ましい。但し、９０面積％を超える場合には、ブランク作製時にフェライト以外の組織に炭素が過度に分配され、熱間成形後にも炭素が不均一に分布する可能性がある。したがって、上記フェライトは５０～９０面積％の範囲を有することが好ましい。上記パーライトが３０面積％を超える場合には、熱間成形後にセメンタイトが不完全溶解して強度を低下させたり、材質の不均一性をもたらす可能性がある。上記ベイナイトとマルテンサイトがそれぞれ２０面積％を超える場合には鋼板の強度が過度に上昇し、ブランク作製時に金型摩耗などの問題が生じる可能性がある。
本発明の一側面による熱間成形用鋼材は、少なくとも一面にアルミニウム系めっき層が形成されていてもよい。本発明では、上記アルミニウム系めっき層について特に限定しないが、非制限的な一態様例として、重量％で、Ｓｉ：６～１２％、Ｆｅ：１～４％、残部Ａｌ及び不可避不純物を含むことができる。
以下では、本発明の一側面による熱間成形部材について詳細に説明する。本発明の一側面による熱間成形部材は、上述した熱間成形用鋼材を熱間プレス成形して製造することができる。本発明の一側面による熱間成形部材は、上述した合金組成及び合金指数を有することが好ましい。また、円相当直径が０．５μｍ以上の炭化物が１０４個／ｍｍ２以下であることが好ましい。熱間成形前に鋼板内に存在する炭化物は、熱間成形のための加熱段階で鋼中に溶解するため、炭化物の数密度及びサイズは熱間成形前の鋼板状態と比べて減少するようになる。しかし、一定サイズ以上の粗大な炭化物は、通常の加熱段階で完全に溶解せず、熱間成形部材にも残留するようになる。したがって、熱間成形部材において円相当直径が０．５μｍ以上の炭化物が１０４個／ｍｍ２を超えると、上述したように粗大炭化物が曲げ変形時にクラック発生の開始点として作用し、衝突エネルギー吸収能を劣らせる可能性がある。
本発明の一側面による熱間成形部材は、微細組織がマルテンサイト単相組織又はマルテンサイトと４０面積％以下のベイナイトを含む混合組織を有することができる。上記マルテンサイトは、本発明が目標とする強度確保に効果的な組織であるため、本発明の微細組織はマルテンサイト単相組織であってもよい。一方、ベイナイトはマルテンサイトよりやや強度の低い組織ではあるが、マルテンサイト基地内に形成する際、曲げ性を大きく低下させず、強度を確保するのに有利な組織であるため、本発明では、上記マルテンサイトとともに４０面積％以下のベイナイトを含む混合組織を有してもよい。但し、上記ベイナイトの分率が４０面積％未満である場合には、本発明で目標とする強度確保が難しい可能性がある。
一方、上記微細組織は、１０面積％以下のフェライト及び５面積％以下の残留オーステナイトのうち１つ以上をさらに含むことができる。上記フェライト及び残留オーステナイトは製造工程上、不可避に含有され得る組織である。上記フェライト組織が１０面積％を超える場合には、強度が低下するだけでなく、曲げ特性が大きく劣る可能性があり、上記残留オーステナイト組織が５面積％を超える場合には、強度が低下したり、熱間成形中に雰囲気ガスから水素流入が増加し、水素脆性が発生する可能性が高くなり得る。
本発明の一側面による熱間成形部材は、ＶＤＡ規格（ＶＤＡ２３８－１００）に従って３点曲げ試験を行ったとき、上記３点曲げ試験で得られた荷重－変位曲線から最大荷重に達するまでの面積（ＣＩＥ：Ｃｒａｃｋ ｉｎｉｔｉａｔｉｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ）が２５０００Ｎｍ以上であってもよい。図１は、本発明において衝突エネルギー吸収能を評価する基準であるＣＩＥ（Ｃｒａｃｋ ｉｎｉｔｉａｔｉｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ）の概念を簡略に示したものである。
本発明の一側面による熱間成形部材は、上記熱間成形部材の任意の地点について硬度を測定し、最大値と最小値との差を硬度偏差とし、上記硬度偏差を熱間成形部材の平均硬度で除した値を偏差レベルとするとき、上記偏差レベルが０．３以下であってもよい。一方、本発明では、上記任意の地点の数について特に限定せず、例えば、任意の９点について硬度を測定することができる。
本発明の一側面による熱間成形部材は、降伏強度（ＹＳ）：８００ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）：１０００ＭＰａ以上、伸び率（Ｅｌ）：５％以上であってもよい。
以下では、本発明の一側面による熱間成形用鋼材の製造方法について詳細に説明する。但し、以下で説明する製造方法は、全ての可能な実施形態のうち１つの実施形態に過ぎず、本発明の熱間成形用鋼材が必ずしも以下の製造方法によってのみ製造されるべきであることを意味するものではない。
まず、上述の合金組成と合金指数を満たす鋼スラブを１０５０～１３００℃で加熱する。上記鋼スラブの加熱温度が１０５０℃未満の場合、スラブの組織が均質化しにくいだけでなく、析出元素を活用する場合、再固溶させにくい可能性がある。一方、加熱温度が１３００℃を超えると、過剰な酸化層が形成され、熱間圧延後に表面欠陥を誘発する可能性が高くなり得る。したがって、上記鋼スラブの加熱温度は１０５０～１３００℃であることが好ましい。上記鋼スラブ加熱温度の下限は１０７０℃であることがより好ましく、１１００℃であることがさらに好ましい。上記鋼スラブ加熱温度の上限は１２８０℃であることがより好ましく、１２５０℃であることがさらに好ましい。
その後、上記加熱された鋼スラブを８００～９５０℃で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る。上記仕上げ熱間圧延温度が８００℃未満であると、二相域圧延による鋼板表層部の混粒組織が発生し、板状制御が難しい可能性がある。一方、上記仕上げ熱間圧延温度が９５０℃を超えると、熱間圧延による結晶粒の粗大化が発生しやすいという問題がある。したがって、上記仕上げ熱間圧延温度は８００～９５０℃であることが好ましい。上記仕上げ熱間圧延温度の下限は８１０℃であることがより好ましく、８２０℃であることがさらに好ましい。上記仕上げ熱間圧延温度の上限は９４０℃であることがより好ましく、９３０℃であることがさらに好ましい。
その後、上記熱延鋼板を５００～７００℃で巻き取る。上記巻取温度が５００℃未満であると、鋼板の全体又は部分的にマルテンサイトが形成されて板状制御が難しいだけでなく、熱延鋼板の強度上昇により、以後の冷間圧延工程における圧延性が低下するという問題が発生する可能性がある。一方、巻取温度が７００℃を超えると、粗大な炭化物が形成され、熱間成形部材の衝突エネルギー吸収能が低下する可能性がある。したがって、上記巻取温度は５００～７００℃であることが好ましい。上記巻取温度の下限は５２０℃であることがより好ましく、５５０℃であることがさらに好ましい。上記巻取温度の上限は６８０℃であることがより好ましく、６５０℃であることがさらに好ましい。
その後、上記巻き取られた熱延鋼板を巻取温度から４００℃まで１０℃／Ｈｒ以上の冷却速度で冷却する。上記冷却速度が１０℃／Ｈｒ未満の場合には、炭化物が成長するのに十分な時間であるために、熱延コイルの冷却中に粗大な炭化物が多数形成されるという欠点が生じる可能性がある。したがって、上記冷却速度は１０℃／Ｈｒ以上であることが好ましい。上記冷却速度は１２℃／Ｈｒ以上であることがより好ましく、１５℃／Ｈｒ以上であることがさらに好ましい。一方、本発明では、上記冷却速度が１０℃／Ｈｒ以上であるだけでも、本発明が得ようとする効果が得られるため、上記冷却速度の上限については特に限定しない。但し、例えば、設備投資によるコスト削減の観点から、上記冷却速度は５００℃／Ｈｒ以下であってもよく、より好ましくは４５℃／Ｈｒ以下、さらに好ましくは４００℃／Ｈｒ以下であってもよい。
上記巻取及び冷却の後、冷間圧延の前には、上記冷却された熱延鋼板を酸洗する工程をさらに含むことができる。上記酸洗工程によって、鋼板の表面に形成されたスケールを除去して製品表面の品質を向上させることができる。
その後、上記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る。本発明では、上記冷間圧延時の圧下率について特に限定しないが、例えば、目標とする鋼材の厚さを得るために３０～８０％の圧下率を適用することができる。
一方、本発明の一側面によると、上記冷延鋼板に対して連続焼鈍及びアルミニウム系めっきを施してもよく、冷却された熱延鋼板に対して酸洗した直後にアルミニウム系めっきを施してもよい。
その後、上記冷延鋼板の焼鈍のために、上記冷延鋼板を４００℃から焼鈍温度までの温度範囲を２０℃／ｓ以下の速度で加熱することが好ましい。上記４００℃～焼鈍温度まで加熱速度が２０℃／ｓを超えると、熱延段階で析出した炭化物が再固溶される時間が十分でなく、粗大な炭化物が残留することがあり、最終的に得られる熱間成形部材の衝突エネルギー吸収能が低下する可能性がある。したがって、上記４００℃～焼鈍温度までの加熱速度は２０℃／ｓ以下であることが好ましい。上記加熱速度は１８℃／ｓ以下であることがより好ましく、１５℃／ｓ以下であることがさらに好ましい。一方、本発明では、上記加熱速度が２０℃／ｓ以下であるだけでも、本発明が得ようとする効果が得られるため、上記加熱速度の下限については特に限定しない。但し、例えば、焼鈍生産性を考慮すると、上記加熱速度は０．５℃／ｓ以上であってもよく、より好ましくは１℃／ｓ以上、さらに好ましくは１．５℃／ｓ以上であってもよい。他方、本発明では、冷間圧延温度から４００℃未満までの温度範囲では、加熱速度について特に限定せず、これは加熱速度を制御しても炭化物の再固溶に対する効果が僅かであるためである。
上記加熱された冷延鋼板は、７４０～８６０℃で焼鈍することが好ましい。上記焼鈍温度が７４０℃未満であると、冷間圧延された組織の再結晶が十分に行われず、板状が不良となったり、めっき後の強度が過度に高くなってブランキング工程中に金型摩耗を誘発する可能性がある。一方、焼鈍温度が８６０℃を超える場合、焼鈍工程中にＳｉ、Ｍｎ等が表面酸化物を形成してめっき表面が不良になるという問題が発生する可能性がある。したがって、上記焼鈍温度は７４０～８６０℃であることが好ましい。上記焼鈍温度の下限は７５０℃であることがより好ましく、７６０℃であることがさらに好ましい。上記焼鈍温度の上限は８５０℃であることがより好ましく、８４０℃であることがさらに好ましい。
一方、上記連続焼鈍時の雰囲気は、非酸化性雰囲気とすることが好ましく、例えば、水素－窒素混合ガスを使用することができ、このとき、雰囲気ガスの露点温度（Ｄｅｗ ｐｏｉｎｔ）は－７０～－３０℃であってもよい。露点温度が－７０℃未満となるためには、制御のための付加的な設備が必要であるため、製造コストが上昇するという問題があり、露点が－３０℃を超えると、焼鈍中に鋼板の表面に焼鈍酸化物が過剰に形成され、未めっきなどの不良を引き起こす可能性がある。したがって、上記連続焼鈍時の雰囲気ガスの露点温度（Ｄｅｗ ｐｏｉｎｔ）は－７０～－３０℃であることが好ましい。上記雰囲気ガスの露点温度の下限は－６５℃であることがより好ましく、－６０℃であることがさらに好ましい。上記雰囲気ガスの露点温度の上限は－３５℃であることがより好ましく、－４０℃であることがさらに好ましい。
その後、上記焼鈍された冷延鋼板を焼鈍温度から６６０℃まで１℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。本発明で目標とする円相当直径が０．５μｍ以上である炭化物の数密度を１０５個／ｍｍ２以下とするためには、焼鈍温度から６６０℃まで冷却速度を１℃／ｓ以上とすることが好ましく、冷却速度が１℃／ｓ未満の場合には、粗大な炭化物が多量に形成され、最終的に得られる熱間成形部材の衝突エネルギー吸収能が低下する可能性がある。したがって、上記冷却速度は１℃／ｓ以上であることが好ましい。上記冷却速度は１．５℃／ｓ以上であることがより好ましく、２℃／ｓ以上であることがさらに好ましい。一方、本発明では、上記冷却速度が１℃／ｓ以上であるだけでも、本発明が得ようとする効果が得られるため、上記冷却速度の上限については特に限定しない。但し、例えば、鋼板形状の不良抑制の観点から、上記冷却速度は５０℃／ｓ以下であってもよく、より好ましくは４５℃／ｓ以下、さらに好ましくは４０℃／ｓ以下であってもよい。
上記焼鈍された冷延鋼板を冷却する段階後には、上記冷却された冷延鋼板をＡｌ系めっき浴に浸漬してアルミニウム系めっき層を形成する段階をさらに含むことができる。本発明では、上記Ａｌ系めっき浴の組成及びめっき条件については特に限定しない。但し、非制限的な一態様例として、めっき浴の組成は、Ｓｉ：６～１２％、Ｆｅ：１～４％、残部Ａｌ及びその他の不可避不純物を含むことができ、めっき量は当該技術分野において通常に適用される片面基準３０～１３０ｇ／ｍ２であってもよい。上記めっき浴の組成中、Ｓｉ含量が６％未満の場合には、めっき浴温度が過度に上昇して設備を劣化させるという欠点があり、１２％を超える場合には、合金化を過度に遅らせて熱間成形のための加熱時間を長くしなければならないという欠点がある。Ｆｅ含量が１％未満の場合には、めっき密着性やスポット溶接性が低下する可能性があり、４％を超える場合には、めっき浴内にドロス発生が過剰となり、表面品質の不良を誘発する可能性がある。めっき付着量が片面基準３０ｇ／ｍ２未満の場合には、所望の熱間成形部材の耐食性を確保しにくい可能性があり、１３０ｇ／ｍ２を超える場合には、過度なめっき付着量により製造コストが上昇するだけでなく、鋼板においてめっき量をコイル全幅及び長さ方向に均一にめっきすることが容易ではない可能性がある。
以下では、本発明の一側面による熱間成形部材の製造方法について詳細に説明する。但し、以下で説明する製造方法は、全ての可能な実施形態のうち１つの実施形態に過ぎず、本発明の熱間成形部材が必ずしも以下の製造方法によってのみ製造されるべきであることを意味するものではない。
まず、上述した製造方法により製造される熱間成形用鋼材を準備し、上記熱間成形用鋼材を用いて熱間成形のためのブランクを製造する。そして、上記ブランクをオーステナイト単相域温度以上、より具体的にはＡｃ３温度以上９８０℃以下の温度範囲で加熱する。上記ブランク加熱温度がＡｃ３温度未満であると、未変態のフェライトが存在するため、所定の強度を確保しにくい可能性がある。一方、加熱温度が９８０℃を超える場合には、部材の表面に過剰な酸化物が生成されるため、スポット溶接性を確保しにくい可能性がある。したがって、上記ブランク加熱温度はＡｃ３～９８０℃であることが好ましい。上記ブランク加熱温度の下限はＡｃ３＋５℃であることがより好ましく、Ａｃ３＋１０℃であることがさらに好ましい。上記ブランク加熱温度の上限は９７０℃であることがより好ましく、９６０℃であることがさらに好ましい。
上記加熱されたブランクは、上記温度範囲で１～１０００秒間保持することが好ましい。上記保持時間が１秒未満であると、ブランク全体において温度が均一化されず、部位別に材質差を誘発する可能性があり、保持時間が１０００秒を超えると、加熱温度を過度に高くした時と同様に部材の表面に過剰な酸化物を生成するため、スポット溶接性を確保しにくい可能性がある。したがって、上記保持時間は１～１０００秒であることが好ましい。上記保持時間の下限は３０秒であることがより好ましく、６０秒であることがさらに好ましい。上記保持時間の上限は９００秒であることがより好ましく、８００秒であることがさらに好ましい。
その後、上記加熱及び保持されたブランクを熱間成形した後、常温まで冷却して最終的に熱間成形部材を製造する。本発明では、上記熱間成形時の具体的な条件については特に限定せず、本発明が属する技術分野において通常に知られている熱間成形工法をそのまま適用することができる。
以下では、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。但し、下記の実施例は、本発明を例示して具体化するためのものであり、本発明の権利範囲を限定するためのものではないことに留意する必要がある。これは、本発明の権利範囲が、特許請求の範囲に記載された事項及びこれにより合理的に類推される事項によって決定されるためである。
（実施例）
下記表１に記載の合金組成を有する厚さ４０ｍｍの鋼スラブを真空溶解によって製造した。上記鋼スラブを１２５０℃に加熱した後、９００℃の仕上げ熱間圧延温度に熱間圧延して熱延鋼板を得た。その後、各鋼種別に巻取温度及び巻取温度から４００℃までの冷却速度は、模写用熱処理炉を使用して下記表２に記載の条件を適用し、最終熱延厚さは全て３ｍｍとなるように熱間圧延を行った。その後、上記熱延鋼板を酸洗処理した後、冷間圧下率を５０％にして冷間圧延を実施して冷延鋼板を得た。その後、下記表２に記載の条件で上記冷延鋼板を、４００℃～焼鈍温度までの加熱速度を制御して加熱し、５％水素－９５％窒素雰囲気下で焼鈍した後、上記焼鈍温度から６６０℃までの冷却速度を制御して冷延鋼板を製造した。その後、上記冷延鋼板を冷却した後、Ａｌ系めっきを行った。このとき、Ａｌ系めっき浴の組成はＡｌ－９％Ｓｉ－２％Ｆｅ及び残りは不可避不純物で構成され、めっき付着量は片面基準８０ｇ／ｍ２とした。このように製造された鋼板をブランクとして作製した後、熱間成形用金型を用いて熱間成形することにより、図２に示すような形態の熱間成形部材を製造した。このとき、上記ブランクの加熱温度は９００℃であり、保持時間は６分であり、加熱炉から成形するまでの搬送時間は全て１０秒で同様に適用した。上記のように製造された冷延鋼板について、円相当直径が０．５μｍ以上の炭化物の数を測定した後、その結果を下記表２に示した。上記のようにして製造された熱間成形部材について、円相当直径が０．５μｍ以上の炭化物の数、微細組織及び機械的物性を測定した後、その結果を下記表３及び４に示した。
円相当直径が０．５μｍ以上の炭化物の数は、Ｔｈｉｎ ｆｏｉｌ試片を準備した後、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１００００倍の倍率で１０個の視野を観察して測定した。
微細組織は鋼板の表面をナイタル（Ｎｉｔａｌ）を用いてエッチングした後、走査電子顕微鏡を用いて測定した。
降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）及び伸び率（Ｅｌ）は、ＡＳＴＭ規格の試片を鋼板の圧延方向と平行な方向に採取した後、引張試験を行って測定した。
衝突エネルギー吸収能は、ＶＤＡ規格（ＶＤＡ２３８－１００）に従って３点曲げ試験を行った後、これにより得られた荷重－変位曲線から最大荷重に達するまでの面積（ＣＩＥ：Ｃｒａｃｋ ｉｎｉｔｉａｔｉｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ）を測定して評価し、通常の１５００ＭＰａ級熱間成形用鋼材のＣＩＥ値である２５０００Ｎｍより高い場合を「良好」、未満の場合を「不良」と評価した。
また、熱間成形部材の物性均一性を確認するために、成形部材の上面、左側面、右側面から各３箇所ずつ試片を採取した後、ビッカース硬度を用いて硬度測定を行った後、これにより平均硬度、硬度偏差（９箇所の測定硬度のうち最大値と最小値との差）及び偏差レベル（硬度偏差／平均硬度）を測定し、物性均一性は、偏差レベルが０．３以下である場合を「良好」、超過の場合を「不良」と示した。
Figure 2023504791000002
Figure 2023504791000003
Figure 2023504791000004
Figure 2023504791000005
上記表１～４から分かるように、本発明が提案する合金組成、合金指数及び製造条件を全て満たす発明例１～７の場合には、衝突エネルギー吸収能が良好であり、部材内の物性が均一であることが確認できる。
比較例１及び２の場合、合金組成及び合金指数は本発明の範囲を満たしているが、巻取温度、巻取後の冷却速度及び焼鈍時の加熱速度の製造条件が本発明の範囲から外れることによって、粗大炭化物の数密度が増加し、最終的に得られる熱間成形部材において衝突エネルギー吸収能が不良であることが分かる。
比較例３～５は、鋼板の合金組成は満たしているが、合金指数が本発明の条件を満たしていない場合であって、硬化能の不足による硬度偏差が過度に発生し、部材内の物性均一性が不良であることが分かる。
比較例６～８は、Ｃ含量が本発明の条件を超える場合であって、Ｃ含量の増加による強度上昇効果はあるが、強度の増加に比べて曲げ性が大きく低下し、衝突エネルギー吸収能はむしろ劣っていることが分かる。
比較例９は、Ｃ含量が本発明の条件を満たしていない場合であって、目標とする強度が確保できなかっただけでなく、これにより衝突エネルギー吸収能が低下したことが分かる。
図３は、発明例１～７及び比較例３～９の炭素含量及び合金指数による衝突エネルギー吸収能を示すグラフである。図３に示すように、Ｃ含量と合金指数は、熱間成形部材における衝突エネルギー吸収能と直接的な関連があり、本発明が提案するＣ含量及び合金指数を満たした場合にのみ良好な衝突エネルギー吸収能が確保できることが分かる。

Claims (19)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０６～０．１％、Ｓｉ：０．０５～０．６％、Ｍｎ：０．６～２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～０．８％、Ｍｏ：０．５％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、
    下記関係式１で表される合金指数（ａｌｌｏｙ ｆａｃｔｏｒ）が７以上であり、
    円相当直径が０．５μｍ以上の炭化物が１０５個／ｍｍ２以下である、熱間成形用鋼材。
    ［関係式１］
    合金指数＝Ｉ（Ｍｎ）×Ｉ（Ｓｉ）×Ｉ（Ｃｒ）×Ｉ（Ｍｏ）
    （但し、上記関係式１において各成分に対するＩ値は、Ｉ（Ｍｎ）＝３．３４×Ｍｎ＋１、Ｉ（Ｓｉ）＝０．７×Ｓｉ＋１、Ｉ（Ｃｒ）＝２．１６×Ｃｒ＋１、Ｉ（Ｍｏ）＝３×Ｍｏ＋１であり、各成分に対する含量は重量％である。）
  2. 前記鋼材は、Ｎｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下のうち１種以上をさらに含む、請求項１に記載の熱間成形用鋼材。
  3. 前記鋼材は、フェライト：５０～９０面積％と、パーライト：３０面積％以下、ベイナイト：２０面積％以下、及びマルテンサイト：２０面積％以下のうち１つ以上を含む微細組織を有する、請求項１に記載の熱間成形用鋼材。
  4. 前記鋼材は、少なくとも一面にアルミニウム系めっき層が形成されている、請求項１に記載の熱間成形用鋼材。
  5. 前記アルミニウム系めっき層は、重量％で、Ｓｉ：６～１２％、Ｆｅ：１～４％、残部Ａｌ及び不可避不純物を含む、請求項４に記載の熱間成形用鋼材。
  6. 重量％で、Ｃ：０．０６～０．１％、Ｓｉ：０．０５～０．６％、Ｍｎ：０．６～２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～０．８％、Ｍｏ：０．５％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、
    下記関係式１で表される合金指数（ａｌｌｏｙ ｆａｃｔｏｒ）が７以上であり、
    円相当直径が０．５μｍ以上の炭化物が１０４個／ｍｍ２以下である、熱間成形部材。
    ［関係式１］
    合金指数＝Ｉ（Ｍｎ）×Ｉ（Ｓｉ）×Ｉ（Ｃｒ）×Ｉ（Ｍｏ）
    （但し、上記関係式１において各成分に対するＩ値は、Ｉ（Ｍｎ）＝３．３４×Ｍｎ＋１、Ｉ（Ｓｉ）＝０．７×Ｓｉ＋１、Ｉ（Ｃｒ）＝２．１６×Ｃｒ＋１、Ｉ（Ｍｏ）＝３×Ｍｏ＋１であり、各成分に対する含量は重量％である。）
  7. 前記部材は、微細組織がマルテンサイト単相組織又はマルテンサイトと４０面積％以下のベイナイトを含む混合組織である、請求項６に記載の熱間成形部材。
  8. 前記微細組織は、１０面積％以下のフェライト及び５面積％以下の残留オーステナイトのうち１つ以上をさらに含む、請求項７に記載の熱間成形部材。
  9. 前記部材は、ＶＤＡ規格（ＶＤＡ２３８－１００）に従って３点曲げ試験を行ったとき、上記３点曲げ試験で得られた荷重－変位曲線から最大荷重に達するまでの面積（ＣＩＥ：Ｃｒａｃｋ ｉｎｉｔｉａｔｉｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ）が２５０００Ｎｍ以上である、請求項６に記載の熱間成形部材。
  10. 前記部材は、硬度偏差レベルが０．３以下である、請求項６に記載の熱間成形部材。
    （但し、硬度偏差レベルは、硬度偏差を熱間成形部材の平均硬度値で除した値であり、硬度偏差は任意の地点について硬度を測定して得られた最大値と最小値との差を意味する。）
  11. 前記部材は、降伏強度（ＹＳ）：８００ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）：１０００ＭＰａ以上、伸び率（Ｅｌ）：５％以上である、請求項６に記載の熱間成形部材。
  12. 重量％で、Ｃ：０．０６～０．１％、Ｓｉ：０．０５～０．６％、Ｍｎ：０．６～２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～０．８％、Ｍｏ：０．５％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、下記関係式１で表される合金指数（ａｌｌｏｙ ｆａｃｔｏｒ）が７以上の鋼スラブを１０５０～１３００℃で加熱する段階と、
    前記加熱された鋼スラブを８００～９５０℃で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
    前記熱延鋼板を５００～７００℃で巻き取る段階と、
    前記巻き取られた熱延鋼板を巻取温度から４００℃まで１０℃／Ｈｒ以上の冷却速度で冷却する段階と、
    前記冷却された熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
    前記冷延鋼板を４００℃から焼鈍温度までの温度範囲を２０℃／ｓ以下の速度で加熱する段階と、
    前記加熱された冷延鋼板を７４０～８６０℃で焼鈍する段階と、
    前記焼鈍された冷延鋼板を焼鈍温度から６６０℃まで１℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する段階と、を含む、熱間成形用鋼材の製造方法。
    ［関係式１］
    合金指数＝Ｉ（Ｍｎ）×Ｉ（Ｓｉ）×Ｉ（Ｃｒ）×Ｉ（Ｍｏ）
    （但し、上記関係式１において各成分に対するＩ値は、Ｉ（Ｍｎ）＝３．３４×Ｍｎ＋１、Ｉ（Ｓｉ）＝０．７×Ｓｉ＋１、Ｉ（Ｃｒ）＝２．１６×Ｃｒ＋１、Ｉ（Ｍｏ）＝３×Ｍｏ＋１であり、各成分に対する含量は重量％である。）
  13. 前記冷間圧延の前に、上記冷却された熱延鋼板を酸洗する段階をさらに含む、請求項１２に記載の熱間成形用鋼材の製造方法。
  14. 前記冷間圧延時に、圧下率は３０～８０％である、請求項１２に記載の熱間成形用鋼材の製造方法。
  15. 前記焼鈍時の雰囲気ガスの露点温度（Ｄｅｗ ｐｏｉｎｔ）は－７０～－３０℃である、請求項１２に記載の熱間成形用鋼材の製造方法。
  16. 前記焼鈍された冷延鋼板を冷却する段階の後、上記冷却された冷延鋼板をＡｌ系めっき浴に浸漬してアルミニウム系めっき層を形成する段階をさらに含む、請求項１２に記載の熱間成形用鋼材の製造方法。
  17. 前記Ａｌ系めっき浴は、重量％で、Ｓｉ：６～１２％、Ｆｅ：１～４％、残部Ａｌ及び不可避不純物を含む、請求項１６に記載の熱間成形用鋼材の製造方法。
  18. 前記めっき層の形成時に、めっき付着量は片面基準３０～１３０ｇ／ｍ２である、請求項１６に記載の熱間成形用鋼材の製造方法。
  19. 請求項１１から１８のいずれか一項によって製造された熱間成形用鋼材を用いてブランクを得る段階と、
    前記ブランクをＡｃ３～９８０℃で加熱した後、１～１０００秒間保持する段階と、
    前記加熱及び保持されたブランクを熱間成形した後、常温まで冷却する段階と、を含む、熱間成形部材の製造方法。
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