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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公表特許公報(A)
(11)【公表番号】
(43)【公表日】2024-08-14
(54)【発明の名称】熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びそれらの製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20240806BHJP
C22C 38/38 20060101ALI20240806BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20240806BHJP
C22C 21/02 20060101ALI20240806BHJP
C21D 9/00 20060101ALI20240806BHJP
C21D 9/46 20060101ALI20240806BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301T
C22C38/38
C22C38/58
C22C21/02
C21D9/00 Z
C21D9/46 J
【審査請求】有
【予備審査請求】未請求
(21)【出願番号】P 2024504232
(86)(22)【出願日】2022-11-14
(85)【翻訳文提出日】2024-01-23
(86)【国際出願番号】 KR2022017875
(87)【国際公開番号】W WO2023120985
(87)【国際公開日】2023-06-29
(31)【優先権主張番号】10-2021-0184705
(32)【優先日】2021-12-22
(33)【優先権主張国・地域又は機関】KR
(81)【指定国・地域】
(71)【出願人】
【識別番号】522492576
【氏名又は名称】ポスコ カンパニー リミテッド
(74)【代理人】
【識別番号】100083806
【弁理士】
【氏名又は名称】三好 秀和
(74)【代理人】
【識別番号】100111235
【弁理士】
【氏名又は名称】原 裕子
(74)【代理人】
【識別番号】100195257
【弁理士】
【氏名又は名称】大渕 一志
(72)【発明者】
【氏名】イ、 サ－ウン
(72)【発明者】
【氏名】オー、 ジン－クン
(72)【発明者】
【氏名】キム、 ソン－ウ
(72)【発明者】
【氏名】キム、 サン－ホン
(72)【発明者】
【氏名】チュン、 ヒョ－シク
(72)【発明者】
【氏名】イ、 ル－リ
【テーマコード（参考）】
4K037
4K042
【Ｆターム（参考）】
4K037EA01
4K037EA02
4K037EA05
4K037EA06
4K037EA11
4K037EA15
4K037EA16
4K037EA17
4K037EA18
4K037EA19
4K037EA20
4K037EA23
4K037EA25
4K037EA27
4K037EA28
4K037EA31
4K037EB06
4K037EB08
4K037EB09
4K037EB11
4K037FA02
4K037FA03
4K037FB00
4K037FC03
4K037FC04
4K037FD03
4K037FD04
4K037FE01
4K037FE02
4K037FE03
4K037FG00
4K037FH03
4K037FJ01
4K037FJ02
4K037FJ05
4K037FJ06
4K037FK02
4K037FK03
4K037GA05
4K042AA25
4K042BA04
4K042BA14
4K042CA01
4K042CA02
4K042CA06
4K042CA08
4K042CA09
4K042CA10
4K042CA12
4K042DA03
4K042DC01
4K042DC02
4K042DC03
4K042DC04
(57)【要約】
本発明は、自動車等に使用される熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びそれらを製造する方法に関する。
【特許請求の範囲】
【請求項1】
素地鋼板及び前記素地鋼板上に形成されためっき層を含み、前記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０４～０．４５％、Ｓｉ：１．５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．２～２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～５．０％、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］を満たす、熱間成形用鋼材。
［関係式１］
熱間成形前の炭素濃化指数：Ｃ（ｐｅａｋ、ＨＰＦ前）／Ｃ（ｎｏｍ、ＨＰＦ前）≧１．５
（関係式１中、Ｃ（ｐｅａｋ、ＨＰＦ前）は、表面においてめっき層の厚さの１／３地点から前記素地鋼板方向に、ＧＤＳ分析結果、炭素プロファイルのうち最初に現れる炭素ピーク（Ｐｅａｋ）の最も高い炭素値であり、Ｃ（ｎｏｍ、ＨＰＦ前）は鋼のノミナル（Ｎｏｍｉｎａｌ）炭素値である。）
【請求項2】
前記素地鋼板は、Ｍｏ：０．５％以下、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。
【請求項3】
前記素地鋼板の微細組織は、面積分率で、フェライト５０～９０％を含み、パーライト３０％以下、ベイナイト２０％以下、及びマルテンサイト２０％以下のうち一つ以上を含む、請求項１に記載の熱間成形用鋼材。
【請求項4】
前記熱間成形用鋼材の白色度は６０以上である、請求項１に記載の熱間成形用鋼材。
【請求項5】
重量％で、Ｃ：０．０４～０．４５％、Ｓｉ：１．５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．２～２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～５．０％、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む鋼スラブを用いてめっき鋼板を得る段階と、前記めっき鋼板を下記［箱焼鈍条件１］の１段階方式で箱焼鈍する段階と、を含む、熱間成形用鋼材の製造方法。
［箱焼鈍条件１］
温度範囲（Ｔ１）：５００～８００℃
保持時間（ｔ１）：１分以上（目標温度での保持時間である）
昇温速度（Ｈ１）：２０～１６０℃／ｈｒ（目標温度までの昇温速度である）
【請求項6】
重量％で、Ｃ：０．０４～０．４５％、Ｓｉ：１．５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．２～２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～５．０％、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む鋼スラブを用いてめっき鋼板を得る段階と、前記めっき鋼板を下記［箱焼鈍条件２］の２段階方式で箱焼鈍する段階と、を含む、熱間成形用鋼材の製造方法。
［箱焼鈍条件２］
１区間の温度範囲（Ｔ２－１）：５００～７８０℃
１区間の保持時間（ｔ２－１）：１分以上（目標温度での保持時間である）
１区間の昇温速度（Ｈ２－１）：２０～１６０℃／ｈｒ（目標温度までの昇温速度である）
２区間の温度範囲（Ｔ２－２）：６００～８００℃
２区間の保持時間（ｔ２－２）：５０分以上（目標温度での保持時間である）
２区間の昇温速度（Ｈ２－２）：０．２５～１６０℃／ｈｒ（目標温度までの昇温速度である）
【請求項7】
前記鋼スラブは、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下のうちの１種以上をさらに含む、請求項５又は６に記載の熱間成形用鋼材の製造方法。
【請求項8】
前記箱焼鈍時に、炉内のパージガスは水素（Ｈ２）、窒素（Ｎ２）及びこれらの混合ガスのうちいずれか一つであり、パージ量は０．１～１００ｍ３／ｈｒである、請求項５又は６に記載の熱間成形用鋼材の製造方法。
【請求項9】
前記箱焼鈍時に循環ファンが作動することができ、前記循環ファンの作動量は１０ｒｐｍ以上である、請求項５又は６に記載の熱間成形用鋼材の製造方法。
【請求項10】
前記めっき鋼板を得る段階は、前記鋼スラブを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り温度から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３０～８０％の圧下率で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焼鈍温度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、
前記焼鈍後にめっきを行う段階と、を含む、請求項５又は６に記載の熱間成形用鋼材の製造方法。
【請求項11】
前記焼鈍時に、雰囲気ガスの露点温度（Ｄｅｗ ｐｏｉｎｔ）は－７０～－３０℃である、請求項１０に記載の熱間成形用鋼材の製造方法。
【請求項12】
前記めっきは、重量％で、Ｓｉ：６～１２％、Ｆｅ：１～４％、残部Ａｌ及び不可避不純物を含むＡｌ系めっき浴に浸漬してアルミニウムめっき層を形成する、請求項１０に記載の熱間成形用鋼材の製造方法。
【請求項13】
重量％で、Ｃ：０．０４～０．４５％、Ｓｉ：１．５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．２～２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～５．０％、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む母材、並びに前記母材上に形成されためっき層を含み、下記［関係式２］の条件を満たす、熱間成形部材。
［関係式２］
Ｃ（ｐｅａｋ、ＨＰＦ後）／Ｃ（ｎｏｍ、ＨＰＦ後）≧０．１
（関係式２中、Ｃ（ｐｅａｋ、ＨＰＦ後）は、表面においてめっき層の厚さの１／３地点から素地鋼板方向に、ＧＤＳ分析結果、炭素プロファイルのうち最初に現れる炭素ピーク（Ｐｅａｋ）の最も高い炭素値であり、Ｃ（ｎｏｍ、ＨＰＦ後）は鋼のノミナル（Ｎｏｍｉｎａｌ）炭素値である。）
【請求項14】
前記母材は、Ｍｏ：０．５％以下、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１３に記載の熱間成形部材。
【請求項15】
前記熱間成形部材の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１３に記載の熱間成形部材。
【請求項16】
前記［関係式２］の値は１．０以下である、請求項１３に記載の熱間成形部材。
【請求項17】
前記熱間成形部材の疲労限度の改善は５％以上である、請求項１３に記載の熱間成形部材。
【請求項18】
前記熱間成形部材は、請求項１から４のいずれか一項に記載の熱間成形用鋼材を用いて製造された、請求項１３に記載の熱間成形部材。
【請求項19】
請求項１から４のいずれか一項に記載の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℃の温度に加熱した後、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に冷却する段階と、を含む、熱間成形部材の製造方法。
【請求項20】
前記冷却は金型冷却方式で行う、請求項１９に記載の熱間成形部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、自動車等に使用される熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びそれらを製造する方法に関する。
【背景技術】
【0002】
最近、自動車の軽量化による燃費向上を図っている。そのためには鋼材の厚さを減少させることが効果的であるが、厚さを減少させる場合には自動車の安定性に問題が生じる可能性があるため、鋼材の強度向上が伴わなければならない。このような理由により、高強度鋼板に対する需要が継続的に発生し、様々な種類の鋼材が開発されている。しかし、このような鋼材は高い強度を有しているため加工性が不良であるという問題がある。
【0003】
このような問題を解決するために、ホットフォーミング（Ｈｏｔ Ｆｏｒｍｉｎｇ）又はホットプレスフォーミング（Ｈｏｔ Ｐｒｅｓｓ Ｆｏｒｍｉｎｇ、ＨＰＦ）と呼ばれる熱間成形法が提案されている。熱間成形法は、鋼材の加工が容易な高温で加工した後、これを低い温度に急冷することにより、鋼材内にマルテンサイト等の低温組織を形成させ、最終製品の強度を高める方法である。このような方法により、高い強度を有する部材を製造する際の加工性の問題を最小化することができる。
【0004】
このような熱間成形に関する技術として、特許文献１がある。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り部材組織をマルテンサイトとして形成させることで、引張強度１６００ＭＰａ以上の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り高強度化に伴う軽量化効果が期待できる。
【0005】
一方、乗客保護の目的に使用される熱間成形部材は、優れた耐久性が要求され、代表的な指標として優れた疲労特性が要求されている。例えば、自動車のＢ－ピラー（Ｂ－ｐｉｌｌａｒ）のような場合、長時間にわたる応力と変形サイクルが繰り返されることにより、降伏強度や引張強度よりもはるかに低い応力下で破断が発生することがあり、特定のサイクル以上でも破断なく支えることができる特性（疲労特性）が求められる。
【0006】
材料の耐久性を決定する主な要因である疲労特性は、これまで主に軸受、車両のシャーシなどに適用される鋼に要求される特性とされてきた。しかし、最近、熱間成形鋼の高強度化に伴い、自動車のピラー（ｐｉｌｌａｒ）類に適用される熱間成形用鋼材又はその部材においても疲労特性の重要性は絶えず高まっている。
【0007】
上記疲労特性を向上させるための様々な方法が提案されてきた。例えば、特許文献２では、製品の表層浸炭窒化処理後、熱処理により表層硬度を確保することで、部品の耐久性を向上させる方法を提示している。特許文献３では、製品の表面にショットピーニング（ｓｈｏｔ ｐｅｅｎｉｎｇ）処理を施して表層に圧縮残留応力を形成することにより、材料の疲労寿命を向上させる方法を提案している。
【0008】
しかし、上記のような方案は製品の成形完了後に適用する方法であり、めっき等が行われた場合には表面品質を阻害する可能性があるため、上記のような方法を適用することができないという限界がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0009】
【特許文献1】米国登録特許第６２９６８０５号
【特許文献2】韓国登録特許第１０－１１２９３７０号
【特許文献3】韓国登録特許第１０－０３７３２８０号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0010】
本発明の課題は、熱間成形部材が高い強度を有するとともに、優れた表面品質及び疲労特性を有する熱間成形用鋼材及びそれを用いて製造された熱間成形部材、並びにそれらの製造方法を提供することにある。
【0011】
本発明の課題は、上述した事項に限定されない。本発明のさらなる課題は、明細書の全体的な内容に記載されており、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、本発明の明細書に記載された内容から本発明のさらなる課題を理解する上で何ら困難がない。
【課題を解決するための手段】
【0012】
本発明の一実施形態は、素地鋼板及び上記素地鋼板上に形成されためっき層を含み、
上記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０４～０．４５％、Ｓｉ：１．５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．２～２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～５．０％、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］を満たす熱間成形用鋼材に関する。
上記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０４～０．４５％、Ｓｉ：１．５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．２～２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～５．０％、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］を満たす熱間成形用鋼材に関する。
【0013】
［関係式１］
熱間成形前の炭素濃化指数：Ｃ（ｐｅａｋ、ＨＰＦ前）／Ｃ（ｎｏｍ、ＨＰＦ前）≧１．５
（関係式１中、Ｃ（ｐｅａｋ、ＨＰＦ前）は、表面においてめっき層の厚さの１／３地点から上記素地鋼板方向に、ＧＤＳ分析結果、炭素プロファイルのうち最初に現れる炭素ピーク（Ｐｅａｋ）の最も高い炭素値であり、Ｃ（ｎｏｍ、ＨＰＦ前）は鋼のノミナル（Ｎｏｍｉｎａｌ）炭素値である。）
熱間成形前の炭素濃化指数：Ｃ（ｐｅａｋ、ＨＰＦ前）／Ｃ（ｎｏｍ、ＨＰＦ前）≧１．５
（関係式１中、Ｃ（ｐｅａｋ、ＨＰＦ前）は、表面においてめっき層の厚さの１／３地点から上記素地鋼板方向に、ＧＤＳ分析結果、炭素プロファイルのうち最初に現れる炭素ピーク（Ｐｅａｋ）の最も高い炭素値であり、Ｃ（ｎｏｍ、ＨＰＦ前）は鋼のノミナル（Ｎｏｍｉｎａｌ）炭素値である。）
【0014】
本発明の他の一実施形態は、重量％で、Ｃ：０．０４～０．４５％、Ｓｉ：１．５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．２～２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～５．０％、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む鋼スラブを用いてめっき鋼板を得る段階と、
上記めっき鋼板を下記［箱焼鈍条件１］の１段階方式で箱焼鈍する段階と、を含む熱間成形用鋼材の製造方法に関する。
上記めっき鋼板を下記［箱焼鈍条件１］の１段階方式で箱焼鈍する段階と、を含む熱間成形用鋼材の製造方法に関する。
【0015】
［箱焼鈍条件１］
温度範囲（Ｔ１）：５００～８００℃
保持時間（ｔ１）：１分以上（目標温度での保持時間である）
昇温速度（Ｈ１）：２０～１６０℃／ｈｒ（目標温度までの昇温速度である）
温度範囲（Ｔ１）：５００～８００℃
保持時間（ｔ１）：１分以上（目標温度での保持時間である）
昇温速度（Ｈ１）：２０～１６０℃／ｈｒ（目標温度までの昇温速度である）
【0016】
本発明のさらに他の一実施形態は、重量％で、Ｃ：０．０４～０．４５％、Ｓｉ：１．５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．２～２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～５．０％、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む鋼スラブを用いてめっき鋼板を得る段階と、
上記めっき鋼板を下記［箱焼鈍条件２］の２段階方式で箱焼鈍する段階と、を含む熱間成形用鋼材の製造方法に関する。
上記めっき鋼板を下記［箱焼鈍条件２］の２段階方式で箱焼鈍する段階と、を含む熱間成形用鋼材の製造方法に関する。
【0017】
［箱焼鈍条件２］
１区間の温度範囲（Ｔ２－１）：５００～７８０℃
１区間の保持時間（ｔ２－１）：１分以上（目標温度での保持時間である）
１区間の昇温速度（Ｈ２－１）：２０～１６０℃／ｈｒ（目標温度までの昇温速度である）
２区間の温度範囲（Ｔ２－２）：６００～８００℃
２区間の保持時間（ｔ２－２）：５０分以上（目標温度での保持時間である）
２区間の昇温速度（Ｈ２－２）：０．２５～１６０℃／ｈｒ（目標温度までの昇温速度である）
１区間の温度範囲（Ｔ２－１）：５００～７８０℃
１区間の保持時間（ｔ２－１）：１分以上（目標温度での保持時間である）
１区間の昇温速度（Ｈ２－１）：２０～１６０℃／ｈｒ（目標温度までの昇温速度である）
２区間の温度範囲（Ｔ２－２）：６００～８００℃
２区間の保持時間（ｔ２－２）：５０分以上（目標温度での保持時間である）
２区間の昇温速度（Ｈ２－２）：０．２５～１６０℃／ｈｒ（目標温度までの昇温速度である）
【0018】
本発明のさらに他の一実施形態は、重量％で、Ｃ：０．０４～０．４５％、Ｓｉ：１．５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．２～２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～５．０％、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む母材、並びに上記母材上に形成されためっき層を含み、
下記［関係式２］の条件を満たす熱間成形部材に関する。
下記［関係式２］の条件を満たす熱間成形部材に関する。
【0019】
［関係式２］
Ｃ（ｐｅａｋ、ＨＰＦ後）／Ｃ（ｎｏｍ、ＨＰＦ後）≧０．１
（関係式２中、Ｃ（ｐｅａｋ、ＨＰＦ後）は、表面においてめっき層の厚さの１／３地点から素地鋼板方向に、ＧＤＳ分析結果、炭素プロファイルのうち最初に現れる炭素ピーク（Ｐｅａｋ）の最も高い炭素値であり、Ｃ（ｎｏｍ、ＨＰＦ後）は鋼のノミナル（Ｎｏｍｉｎａｌ）炭素値である。）
Ｃ（ｐｅａｋ、ＨＰＦ後）／Ｃ（ｎｏｍ、ＨＰＦ後）≧０．１
（関係式２中、Ｃ（ｐｅａｋ、ＨＰＦ後）は、表面においてめっき層の厚さの１／３地点から素地鋼板方向に、ＧＤＳ分析結果、炭素プロファイルのうち最初に現れる炭素ピーク（Ｐｅａｋ）の最も高い炭素値であり、Ｃ（ｎｏｍ、ＨＰＦ後）は鋼のノミナル（Ｎｏｍｉｎａｌ）炭素値である。）
【0020】
本発明のさらに他の一実施形態は、上記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℃の温度に加熱した後、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に冷却する段階と、を含む熱間成形部材の製造方法に関する。
上記ブランクをＡｃ３～９８０℃の温度に加熱した後、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に冷却する段階と、を含む熱間成形部材の製造方法に関する。
【発明の効果】
【0021】
本発明によれば、熱間成形後に高い強度を有するとともに、優れた表面品質と疲労特性を有し、耐久性に優れた熱間成形部材を製造することができる。そのための熱間成形用鋼材及びそれにより製造された熱間成形部材、並びにそれらの製造方法を提供することができる。
【0022】
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。
【図面の簡単な説明】
【0023】
【図1】鋼の断面構造（ａ）及び熱間成形前後のＣｐｅａｋ値を測定するために行ったＧＤＳ（Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）分析結果、炭素のプロファイル（ｂ）を示したグラフである。
【図2】（ａ）及び（ｂ）はそれぞれ、発明例１と比較例１の箱焼鈍熱処理後の断面を観察したＴＥＭイメージを示したものである。
【図3】（ａ）及び（ｂ）はそれぞれ、発明例２と比較例７の箱焼鈍熱処理後の表面を観察した光学顕微鏡イメージを示したものである。
【発明を実施するための形態】
【0024】
本明細書で使用される用語は本発明を説明するためのものであり、本発明を限定することを意図しない。また、本明細書で使用される単数形は、関連定義がそ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。
【0025】
本明細書で使用される「含む」の意味は、構成を具体化し、他の構成の存在又は追加を除外するものではない。
【0026】
他に定義しない限り、本明細書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に理解する意味と同じ意味を有する。辞書に定義された用語は、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解釈される。
【0027】
まず、本発明の熱間成形用鋼材の一実施形態について詳細に説明する。本発明の鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０４～０．４５％、Ｓｉ：１．５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．２～２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～５．０％、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。以下、各合金組成について詳細に説明し、このとき、％は重量％を意味する。
【0028】
炭素（Ｃ）：０．０４～０．４５％
上記Ｃは、部材の強度を向上させるために添加される必須元素である。上記Ｃ含量が０．０４％未満であると、十分な強度の確保が困難であり、究極的に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、０．０４％以上添加されることが効果的である。一方、Ｃ含量が０．４５％を超えると、強度は高くなるものの曲げ性が低下し、衝突エネルギー吸収能が低下するため、０．４５％以下であることが効果的である。
上記Ｃは、部材の強度を向上させるために添加される必須元素である。上記Ｃ含量が０．０４％未満であると、十分な強度の確保が困難であり、究極的に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、０．０４％以上添加されることが効果的である。一方、Ｃ含量が０．４５％を超えると、強度は高くなるものの曲げ性が低下し、衝突エネルギー吸収能が低下するため、０．４５％以下であることが効果的である。
【0029】
シリコン（Ｓｉ）：１．５％以下（０％を除く）
上記Ｓｉは、製鋼において脱酸剤として添加すべきであり、さらに固溶強化元素にして炭化物生成抑制元素でもあり、熱間成形部材の強度上昇に寄与し、材質の均一化に効果的な元素として添加される。その含有量が１．５％を超える場合には、焼鈍中に鋼板表面に生成されるＳｉ酸化物によりめっき性が低下する可能性がある。したがって、上記Ｓｉは１．５％以下（０％を除く）で含まれることが効果的である。
上記Ｓｉは、製鋼において脱酸剤として添加すべきであり、さらに固溶強化元素にして炭化物生成抑制元素でもあり、熱間成形部材の強度上昇に寄与し、材質の均一化に効果的な元素として添加される。その含有量が１．５％を超える場合には、焼鈍中に鋼板表面に生成されるＳｉ酸化物によりめっき性が低下する可能性がある。したがって、上記Ｓｉは１．５％以下（０％を除く）で含まれることが効果的である。
【0030】
マンガン（Ｍｎ）：０．２～２．５％
上記Ｍｎは、固溶強化効果を確保することができるだけでなく、硬化能の向上により、熱間成形時にフェライトの形成を抑制するために添加される必要がある。上記Ｍｎの含量が０．２％未満であると、上記効果を得る上で限界があり、不足した硬化能を向上させるために、他の高価な合金元素が過剰に必要となり製造コストを大きく増加させるという問題が生じる可能性がある。一方、上記Ｍｎが２．５％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可能性があり、微細組織相の圧延方向に配列されたバンド（ｂａｎｄ）性組織が激しくなって衝突エネルギー吸収能が劣るおそれがある。したがって、上記Ｍｎの含量は０．２～２．５％であることが効果的である。
上記Ｍｎは、固溶強化効果を確保することができるだけでなく、硬化能の向上により、熱間成形時にフェライトの形成を抑制するために添加される必要がある。上記Ｍｎの含量が０．２％未満であると、上記効果を得る上で限界があり、不足した硬化能を向上させるために、他の高価な合金元素が過剰に必要となり製造コストを大きく増加させるという問題が生じる可能性がある。一方、上記Ｍｎが２．５％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可能性があり、微細組織相の圧延方向に配列されたバンド（ｂａｎｄ）性組織が激しくなって衝突エネルギー吸収能が劣るおそれがある。したがって、上記Ｍｎの含量は０．２～２．５％であることが効果的である。
【0031】
リン（Ｐ）：０．０５％以下
上記Ｐは、鋼中に不純物として存在し、その含量が０．０５％を超える場合には、熱間成形部材の溶接性を大きく弱化させる可能性がある。一方、上記Ｐは、鋼材製造時の不可避不純物であって、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％以上であってもよい。
上記Ｐは、鋼中に不純物として存在し、その含量が０．０５％を超える場合には、熱間成形部材の溶接性を大きく弱化させる可能性がある。一方、上記Ｐは、鋼材製造時の不可避不純物であって、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％以上であってもよい。
【0032】
硫黄（Ｓ）：０．０２％以下
上記Ｓは、鋼中の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する元素であるため、最大０．０２％に制限することが効果的である。一方、上記Ｓは不可避不純物であって、その下限について特に限定しなくてもよいが、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％以上であってもよい。
上記Ｓは、鋼中の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する元素であるため、最大０．０２％に制限することが効果的である。一方、上記Ｓは不可避不純物であって、その下限について特に限定しなくてもよいが、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％以上であってもよい。
【0033】
アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．１％
上記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。上記Ａｌ含量が０．０１％未満であると、上記効果が得られにくく、その含量が０．１％を超える場合には、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てスラブクラックが発生する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％であることが効果的である。
上記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。上記Ａｌ含量が０．０１％未満であると、上記効果が得られにくく、その含量が０．１％を超える場合には、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てスラブクラックが発生する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％であることが効果的である。
【0034】
クロム（Ｃｒ）：０．０１～５．０％
上記Ｃｒは、Ｍｎのように鋼の硬化能確保及びＨＰＦ工程時の美麗な表面確保のために添加される。上記Ｃｒ含量が０．０１％未満であると、十分な硬化能の確保が困難になる可能性がある。一方、その含量が５．０％を超えると、添加量に比べて硬化能の向上効果が僅かであり、粗大なＣｒ系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可能性があるため、５．０％を超えないことが効果的である。
上記Ｃｒは、Ｍｎのように鋼の硬化能確保及びＨＰＦ工程時の美麗な表面確保のために添加される。上記Ｃｒ含量が０．０１％未満であると、十分な硬化能の確保が困難になる可能性がある。一方、その含量が５．０％を超えると、添加量に比べて硬化能の向上効果が僅かであり、粗大なＣｒ系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可能性があるため、５．０％を超えないことが効果的である。
【0035】
窒素（Ｎ）：０．０２％以下
上記Ｎは、鋼中に不純物として含まれる。上記Ｎ含量が０．０２％を超えると、前述した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。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％未満に管理するためには、高い製造コストを要する可能性があるため、０．００１％以上であってもよい。
上記Ｎは、鋼中に不純物として含まれる。上記Ｎ含量が０．０２％を超えると、前述した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。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％未満に管理するためには、高い製造コストを要する可能性があるため、０．００１％以上であってもよい。
【0036】
一方、上記鋼材は、上述した合金成分以外に、Ｍｏ：０．５％以下、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。
【0037】
モリブデン（Ｍｏ）：０．５％以下
上記Ｍｏは、Ｃｒ、Ｍｎなどのように、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伴う結晶粒微細化による曲げ性の増加などの効果を得ることができる。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もたらすため、その含量は０．５％を超えないことが効果的である。上記Ｍｏ含量は、０．４５％以下であることがより効果的であり、０．４％以下であることがさらに効果的であり、０．３５％以下であることがさらに効果的である。
上記Ｍｏは、Ｃｒ、Ｍｎなどのように、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伴う結晶粒微細化による曲げ性の増加などの効果を得ることができる。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もたらすため、その含量は０．５％を超えないことが効果的である。上記Ｍｏ含量は、０．４５％以下であることがより効果的であり、０．４％以下であることがさらに効果的であり、０．３５％以下であることがさらに効果的である。
【0038】
ニッケル（Ｎｉ）：０．５％以下
上記Ｎｉはオーステナイト安定化元素であって、Ｎｉの添加により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％とすることが効果的である。一方、Ｎｉの添加による硬化能向上効果を十分に得るためには、最小０．０１％以上含むことが効果的であり、０．０３％以上であることがより効果的であり、０．０５％以上であることがさらに効果的である。上記Ｎｉの上限は０．４５％であることがより効果的であり、０．４％であることがさらに効果的であり、０．３５％であることが最も効果的である。
上記Ｎｉはオーステナイト安定化元素であって、Ｎｉの添加により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％とすることが効果的である。一方、Ｎｉの添加による硬化能向上効果を十分に得るためには、最小０．０１％以上含むことが効果的であり、０．０３％以上であることがより効果的であり、０．０５％以上であることがさらに効果的である。上記Ｎｉの上限は０．４５％であることがより効果的であり、０．４％であることがさらに効果的であり、０．３５％であることが最も効果的である。
【0039】
ニオブ（Ｎｂ）：０．１％以下
上記Ｎｂは、微細析出物の形成による析出強化効果を得ることができる元素であって、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。さらに、熱間成形のための加熱中に、過度な結晶粒の成長を抑制し、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、上記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、コストに比べて効率が低下する可能性がある。したがって、上記Ｎｂ含量は０．１％以下であることが効果的である。上記Ｎｂ含量の下限は０．００５％であることが効果的であり、０．０１％であることがより効果的であり、０．０１５％であることがさらに効果的である。上記Ｎｂ含量の上限は０．０９％であることがより効果的であり、０．０８％であることがさらに効果的であり、０．０７％であることが最も効果的である。
上記Ｎｂは、微細析出物の形成による析出強化効果を得ることができる元素であって、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。さらに、熱間成形のための加熱中に、過度な結晶粒の成長を抑制し、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、上記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、コストに比べて効率が低下する可能性がある。したがって、上記Ｎｂ含量は０．１％以下であることが効果的である。上記Ｎｂ含量の下限は０．００５％であることが効果的であり、０．０１％であることがより効果的であり、０．０１５％であることがさらに効果的である。上記Ｎｂ含量の上限は０．０９％であることがより効果的であり、０．０８％であることがさらに効果的であり、０．０７％であることが最も効果的である。
【0040】
チタン（Ｔｉ）：０．１％以下
上記Ｔｉは、鋼に不純物として残存する窒素と結合してＴｉＮを生成させることにより、硬化能を確保するために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析出物の形成により、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％であることが効果的である。上記Ｔｉの下限は０．００５％であることが効果的であり、０．０１％であることがより効果的であり、０．０１５％であることがさらに効果的である。上記Ｔｉの上限は０．０８％であることがより効果的であり、０．０６％であることがさらに効果的であり、０．０５％であることが最も効果的である。
上記Ｔｉは、鋼に不純物として残存する窒素と結合してＴｉＮを生成させることにより、硬化能を確保するために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析出物の形成により、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％であることが効果的である。上記Ｔｉの下限は０．００５％であることが効果的であり、０．０１％であることがより効果的であり、０．０１５％であることがさらに効果的である。上記Ｔｉの上限は０．０８％であることがより効果的であり、０．０６％であることがさらに効果的であり、０．０５％であることが最も効果的である。
【0041】
ボロン（Ｂ）：０．０１％以下
上記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及び／又は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、その上限は０．０１％であることが効果的である。一方、上記Ｂ含量の下限は０．０００１％であることが効果的であり、０．０００３％であることがより効果的であり、０．０００５％であることがさらに効果的である。上記Ｂ含量の上限は０．００９％であることがより効果的であり、０．００７％であることがさらに効果的であり、０．００５％であることが最も効果的である。
上記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及び／又は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、その上限は０．０１％であることが効果的である。一方、上記Ｂ含量の下限は０．０００１％であることが効果的であり、０．０００３％であることがより効果的であり、０．０００５％であることがさらに効果的である。上記Ｂ含量の上限は０．００９％であることがより効果的であり、０．００７％であることがさらに効果的であり、０．００５％であることが最も効果的である。
【0042】
残りは鉄（Ｆｅ）を含み、通常の製造過程では原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入する可能性があるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、製造過程における通常の技術者であれば、誰でも分かるものであるため、本明細書では、特にその全ての内容について言及しない。
【0043】
上記熱間成形用鋼材は、少なくとも一面にめっき層を含む。上記めっき層は、亜鉛（Ｚｎ）系めっき層、アルミニウム（Ａｌ）系めっき層など、その種類を特に限定するものではなく、溶融めっき、電気めっき等、めっき層の形成方式についても特に限定しない。好ましい例として、Ａｌ系めっき層が形成されてもよい。上記Ａｌ系めっきについて特に限定しないが、一例として、上記Ａｌ系めっき層は、重量％で、Ｓｉ：６～１２％、Ｆｅ：１～４％、残りはＡｌ及び不可避不純物を含むめっき浴によってめっきした後に形成されためっき層が、後続の箱焼鈍によって合金化されためっき層であってもよい。すなわち、上記鋼材におけるめっき層は、めっき浴によってめっきされた純粋なめっき層と見なすことは難しく、素地鋼板とめっき層の合金化が行われためっき層と見なすことが好ましい。
【0044】
上記熱間成形用鋼材は、下記［関係式１］で定義される熱間成形前の表層炭化濃化指数（Ｓｕｒｆａｃｅ ｃａｒｂｏｎ ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ ｆａｃｔｏｒ）が１．５以上であることが効果的である。
【0045】
［関係式１］
Ｃ（ｐｅａｋ、ＨＰＦ前）／Ｃ（ｎｏｍ、ＨＰＦ前）≧１．５
（関係式１中、Ｃ（ｐｅａｋ、ＨＰＦ前）は、表面においてめっき層の厚さの１／３地点から素地鋼板方向に、ＧＤＳ分析結果、炭素プロファイルのうち最初に現れる炭素ピーク（Ｐｅａｋ）の最も高い炭素値であり、Ｃ（ｎｏｍ、ＨＰＦ前）は、鋼のノミナル（Ｎｏｍｉｎａｌ）炭素値を示し、通常、鋼内のターゲット炭素含量を意味する。）
Ｃ（ｐｅａｋ、ＨＰＦ前）／Ｃ（ｎｏｍ、ＨＰＦ前）≧１．５
（関係式１中、Ｃ（ｐｅａｋ、ＨＰＦ前）は、表面においてめっき層の厚さの１／３地点から素地鋼板方向に、ＧＤＳ分析結果、炭素プロファイルのうち最初に現れる炭素ピーク（Ｐｅａｋ）の最も高い炭素値であり、Ｃ（ｎｏｍ、ＨＰＦ前）は、鋼のノミナル（Ｎｏｍｉｎａｌ）炭素値を示し、通常、鋼内のターゲット炭素含量を意味する。）
【0046】
本発明の発明者らは、熱間成形用鋼板に箱焼鈍を適用し、箱焼鈍後の表面特性等を観察し、熱間成形後の部材の表面特性、疲労特性等を観察した結果、箱焼鈍条件、箱焼鈍後の鋼板の表面特性等を一定に管理する場合に、熱間成形部材の表面品質の確保だけでなく、疲労特性を向上させることができるという点を認知するようになった。
【0047】
具体的に、上記熱間成形部材における耐久性を高めるための疲労特性を向上させるために、上記［関係式１］で定義される熱間成形用鋼材の表層炭化濃化指数（Ｓｕｒｆａｃｅ ｃａｒｂｏｎ ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ ｆａｃｔｏｒ）が１．５以上であることが効果的である。
【0048】
上記熱間成形用鋼材の微細組織は、フェライト５０～９０面積％を含み、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％以下のうち一つ以上を含むことができる。
【0049】
上記フェライトは軟質相であって、ブランク作製時に鋼材のブランキング工程の負荷低減に効果的な組織であり、そのためには５０面積％以上であることが効果的である。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％であることが効果的である。
【0050】
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、材質の不均一性を引き起こしたりすることがある。一方、ベイナイトや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といった問題が生じる可能性がある。
【0051】
一方、上記熱間成形用鋼材の白色度は６０以上であり得る。熱間成形用鋼材のめっき層に対する合金化（先合金化）のための箱焼鈍の熱処理が過度に行われると、表面酸化物が過度に形成され白色度が劣り、６０未満になる可能性がある。表面品質が低下する場合、熱間成形時にロール汚染等の問題が発生することがあるため、後述する箱焼鈍条件を行うことが効果的である。
【0052】
次に、本発明の熱間成形用鋼材の製造方法の一実施形態について詳細に説明する。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一つの実施形態に過ぎず、上記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ことを意味するものではない。
【0053】
上述した合金組成を満たす鋼スラブを用いてめっき鋼板を製造し、得られた上記めっき鋼板を箱焼鈍する。
【0054】
上述した［関係式１］で定義される熱間成形前の鋼材の表層炭素濃化指数１．５以上、又は後述する［関係式２］で定義される熱間成形後の部材の表層炭素濃化指数０．１以上を確保するために、箱焼鈍を行うことができる。上記箱焼鈍は、１段階（Ｏｎｅ－ｓｔｅｐ）又は２段階（Ｔｗｏ－ｓｔｅｐ）で行うことができ、これに応じて箱焼鈍条件を異ならせる。それぞれ［箱焼鈍条件１］及び［箱焼鈍条件２］に区分して詳細に説明する。
【0055】
［箱焼鈍条件１］
温度範囲（Ｔ１）：５００～８００℃
保持時間（ｔ１）：１分以上（目標温度での保持時間である）
昇温速度（Ｈ１）：２０～１６０℃／ｈｒ（目標温度までの昇温速度である）
温度範囲（Ｔ１）：５００～８００℃
保持時間（ｔ１）：１分以上（目標温度での保持時間である）
昇温速度（Ｈ１）：２０～１６０℃／ｈｒ（目標温度までの昇温速度である）
【0056】
上記昇温速度（Ｈ１）が２０℃／ｈｒ未満であると、熱処理時間が長くなることによる表層の酸化物形成により表面品質が劣り、昇温速度（Ｈ１）が１６０℃／ｈｒを超えると、幅方向の温度偏差によるエッジ（ｅｄｇｅ）部の過熱により、めっき層の溶融現象によって表面品質が低下する可能性がある。上記目標とする温度範囲（Ｔ１）が５００℃未満の温度で箱焼鈍を行う場合には、めっき層の合金化不良はもちろん、表層炭素濃化指数の不良により表面品質及び疲労特性が劣る可能性がある。一方、８００℃を超える場合には、過度な合金化により表面品質が低下する可能性がある。また、目標温度での保持時間が１分以上であることが効果的であり、保持時間が１分未満であると、めっき層全体を合金化できないおそれがある。但し、保持時間が１００時間を超える場合には、過度な合金化により表面品質が低下する可能性がある。
【0057】
［箱焼鈍条件２］
１区間の温度範囲（Ｔ２－１）：５００～７８０℃
１区間の保持時間（ｔ２－１）：１分以上（目標温度での保持時間である）
１区間の昇温速度（Ｈ２－１）：２０～１６０℃／ｈｒ（目標温度までの昇温速度である）
２区間の温度範囲（Ｔ２－２）：６００～８００℃
２区間の保持時間（ｔ２－２）：５０分以上（目標温度での保持時間である）
２区間の昇温速度（Ｈ２－２）：０．２５～１６０℃／ｈｒ（目標温度までの昇温速度である）
１区間の温度範囲（Ｔ２－１）：５００～７８０℃
１区間の保持時間（ｔ２－１）：１分以上（目標温度での保持時間である）
１区間の昇温速度（Ｈ２－１）：２０～１６０℃／ｈｒ（目標温度までの昇温速度である）
２区間の温度範囲（Ｔ２－２）：６００～８００℃
２区間の保持時間（ｔ２－２）：５０分以上（目標温度での保持時間である）
２区間の昇温速度（Ｈ２－２）：０．２５～１６０℃／ｈｒ（目標温度までの昇温速度である）
【0058】
上記１区間の昇温速度が２０℃／ｈｒ未満の場合には、熱処理時間が過度になり、表面品質が低下する可能性があり、１６０℃／ｈｒを超えると、エッジ部の溶融現象が発生し、表面品質が低下する可能性がある。２区間の昇温速度が０．２５℃／ｈｒ未満の場合には、過度な熱処理による表面酸化物の増加により表面品質が低下する可能性があり、１６０℃／ｈｒを超えると、エッジ部のめっき層における溶融現象により表面品質が低下する可能性がある。
【0059】
上記１区間の目標温度での保持時間が１分未満の場合には、表層炭素濃化指数を満たし難い。但し、その上限を特に限定しないが、保持時間が１００時間を超える場合には、過度な合金化により表面品質が低下する可能性があり、工程コストが過度に増加するという問題が発生することがある。一方、２区間の目標温度での保持時間が５０分未満の場合には、表層炭素濃化指数を満たし難い。但し、その上限を特に限定しないが、保持時間が１００時間を超える場合には、工程コストが過度に増加し、表面酸化物が増加して表面品質が低下するおそれがある。
【0060】
一方、上記１区間及び２区間の目標温度がそれぞれ７８０℃及び８００℃を超えないことが効果的である。上記目標温度を超える場合、過合金化による表面白色度が６０未満と表面品質が低下する可能性があり、投入される熱量の増加により工程コストが過度に増加する可能性がある。一方、１区間と２区間の目標温度がそれぞれ５００℃及び６００℃未満では、箱焼鈍時の完全合金化のために１００時間以上の熱処理を保持する必要があり、表面品質の低下及び投入熱量の増加により工程コストが過度になる可能性がある。上記２区間の目標温度は、１区間の目標温度より高い。
【0061】
上記箱焼鈍炉内のパージガスは、水素（Ｈ２）、窒素（Ｎ２）及びこれらの混合ガスのうちいずれか一つであることが効果的であり、パージ（ｐｕｒｇｅ）量は０．１～１００ｍ３／ｈｒであることが効果的である。上記パージ量が０．１ｍ３／ｈｒ未満であると、箱焼鈍炉内の雰囲気が制御されず、表面品質が低下する可能性があり、パージ量が１００ｍ３／ｈｒを超えると、炉内の温度保持のために投入される熱量が上昇し、製造コストが過度になる可能性がある。
【0062】
また、箱焼鈍時に循環ファンを作動することができ、このとき、循環ファンの作動量は１０ｒｐｍ以上であることが効果的である。上記循環ファンの作動量が少なく１０ｒｐｍ未満であると、コイルの幅方向の温度偏差及びエッジ部の過熱により溶融現象が発生し、表面品質が低下する可能性がある。上記循環ファンの作動量は高ければ高いほど良く、これは、循環ファンのモータの能力に応じて決定されるものであるため、その上限は特に限定しない。
【0063】
上記めっき鋼板を製造するためには様々な方法があり、一例として、上述した組成範囲を満たす鋼スラブを加熱、熱間圧延、巻取り、冷却、冷間圧延、焼鈍、めっき等の過程を経て得られることができる。以下、各過程について説明する。
【0064】
鋼スラブ加熱
上記鋼スラブを１０５０～１３００℃で加熱する。上記鋼スラブの加熱温度が１０５０℃未満の場合には、鋼スラブの組織が均質化され難いだけでなく、析出元素を活用する場合、再固溶させ難くなる可能性がある。一方、加熱温度が１３００℃を超える場合、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、上記鋼スラブ加熱温度は１０５０～１３００℃であることが効果的である。上記鋼スラブ加熱温度の下限は１０７０℃であることがより効果的であり、１１００℃であることがさらに効果的である。上記鋼スラブ加熱温度の上限は１２８０℃であることがより効果的であり、１２５０℃であることがさらに効果的である。
上記鋼スラブを１０５０～１３００℃で加熱する。上記鋼スラブの加熱温度が１０５０℃未満の場合には、鋼スラブの組織が均質化され難いだけでなく、析出元素を活用する場合、再固溶させ難くなる可能性がある。一方、加熱温度が１３００℃を超える場合、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、上記鋼スラブ加熱温度は１０５０～１３００℃であることが効果的である。上記鋼スラブ加熱温度の下限は１０７０℃であることがより効果的であり、１１００℃であることがさらに効果的である。上記鋼スラブ加熱温度の上限は１２８０℃であることがより効果的であり、１２５０℃であることがさらに効果的である。
【0065】
熱間圧延
上記加熱された鋼スラブを熱間圧延し、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、二相域圧延に伴う鋼板表層部の混粒組織が発生し、板形状の制御が困難になる可能性がある。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℃であることが効果的である。上記仕上げ熱間圧延温度の下限は８１０℃であることがより効果的であり、８２０℃であることがさらに効果的である。上記仕上げ熱間圧延温度の上限は９４０℃であることがより効果的であり、９３０℃であることがさらに効果的である。
上記加熱された鋼スラブを熱間圧延し、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、二相域圧延に伴う鋼板表層部の混粒組織が発生し、板形状の制御が困難になる可能性がある。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℃であることが効果的である。上記仕上げ熱間圧延温度の下限は８１０℃であることがより効果的であり、８２０℃であることがさらに効果的である。上記仕上げ熱間圧延温度の上限は９４０℃であることがより効果的であり、９３０℃であることがさらに効果的である。
【0066】
巻取り
上記熱延鋼板を５００～７００℃で巻き取る。上記巻取り温度が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形状の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生じる可能性がある。一方、巻取り温度が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、上記巻取り温度は５００～７００℃であることが効果的である。上記巻取り温度の下限は５２０℃であることがより効果的であり、５５０℃であることがさらに効果的である。上記巻取り温度の上限は６８０℃であることがより効果的であり、６５０℃であることがさらに効果的である。
上記熱延鋼板を５００～７００℃で巻き取る。上記巻取り温度が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形状の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生じる可能性がある。一方、巻取り温度が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、上記巻取り温度は５００～７００℃であることが効果的である。上記巻取り温度の下限は５２０℃であることがより効果的であり、５５０℃であることがさらに効果的である。上記巻取り温度の上限は６８０℃であることがより効果的であり、６５０℃であることがさらに効果的である。
【0067】
冷却
上記巻き取られた熱延鋼板は、巻取り温度から４００℃まで１０℃／ｈｒ以上の冷却速度で冷却（熱延冷却）するが、上記冷却速度が１０℃／ｈｒ未満の場合には、炭化物が成長できる十分な時間により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発生することがある。したがって、上記冷却速度は１０℃／ｈｒ以上であることが効果的であり、１２℃／ｈｒ以上であることがより効果的であり、１５℃／ｈｒ以上であることがさらに効果的である。一方、上記冷却速度が１０℃／ｈｒ以上でさえあれば、本発明を通じて得ようとする効果が得られるため、その上限については特に限定しない。
上記巻き取られた熱延鋼板は、巻取り温度から４００℃まで１０℃／ｈｒ以上の冷却速度で冷却（熱延冷却）するが、上記冷却速度が１０℃／ｈｒ未満の場合には、炭化物が成長できる十分な時間により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発生することがある。したがって、上記冷却速度は１０℃／ｈｒ以上であることが効果的であり、１２℃／ｈｒ以上であることがより効果的であり、１５℃／ｈｒ以上であることがさらに効果的である。一方、上記冷却速度が１０℃／ｈｒ以上でさえあれば、本発明を通じて得ようとする効果が得られるため、その上限については特に限定しない。
【0068】
一方、上記冷却後、冷間圧延前に酸洗する工程を追加することができる。上記酸洗工程により、鋼板表面に形成されたスケール（ｓｃａｌｅ）を除去して製品の表面品質を向上させることができる。
【0069】
冷間圧延
上記工程の後に、熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る。上記冷間圧延時の圧下率については特に限定しないが、目標とする鋼材の厚さを得るためには３０～８０％の圧下率を適用することができる。
上記工程の後に、熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る。上記冷間圧延時の圧下率については特に限定しないが、目標とする鋼材の厚さを得るためには３０～８０％の圧下率を適用することができる。
【0070】
焼鈍及び冷却
上記冷延鋼板に対して焼鈍を行う。そのためには、上記冷延鋼板を加熱し、このとき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効果的である。上記４００℃～焼鈍温度までの加熱速度が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不十分であるため、粗大な炭化物が残留する可能性があり、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以下であることが効果的である。上記加熱速度は１８℃／ｓ以下であることがより効果的であり、１５℃／ｓ以下であることがさらに効果的である。一方、本発明では、上記加熱速度が２０℃／ｓ以下でさえあれば、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、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、より効果的には１℃／ｓ以上、さらに効果的には１．５℃／ｓ以上であってもよい。一方、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しない。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。
上記冷延鋼板に対して焼鈍を行う。そのためには、上記冷延鋼板を加熱し、このとき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効果的である。上記４００℃～焼鈍温度までの加熱速度が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不十分であるため、粗大な炭化物が残留する可能性があり、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以下であることが効果的である。上記加熱速度は１８℃／ｓ以下であることがより効果的であり、１５℃／ｓ以下であることがさらに効果的である。一方、本発明では、上記加熱速度が２０℃／ｓ以下でさえあれば、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、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、より効果的には１℃／ｓ以上、さらに効果的には１．５℃／ｓ以上であってもよい。一方、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しない。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。
【0071】
上記加熱された冷延鋼板を焼鈍温度７４０～８６０℃で焼鈍することが効果的である。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起こらないため、板形状が不良になったり、めっき後の強度が高くなりすぎて、ブランキング工程中に金型摩耗を誘発したりすることがある。一方、焼鈍温度が８６０℃を超える場合、焼鈍工程中にＳｉ、Ｍｎ等の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し得るため、上記焼鈍温度は７４０～８６０℃であることが効果的である。上記焼鈍温度の下限は７５０℃であることがより効果的であり、７６０℃であることがさらに効果的である。上記焼鈍温度の上限は８５０℃であることがより効果的であり、８４０℃であることがさらに効果的である。
【0072】
上記焼鈍時の雰囲気は非酸化性雰囲気とすることが効果的である。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℃とすることができる。上記露点温度が－７０℃未満になるためには、制御のための追加的な設備が必要であり、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、上記連続焼鈍時における雰囲気ガスの露点温度（Ｄｅｗ ｐｏｉｎｔ）は、－７０～－３０℃であることが効果的である。上記雰囲気ガスの露点温度の下限は－６５℃であることがより効果的であり、－６０℃であることがさらに効果的である。上記雰囲気ガスの露点温度の上限は、－３５℃であることがより効果的であり、－４０℃であることがさらに効果的である。
【0073】
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（焼鈍冷却）する。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以上であることが効果的である。上記冷却速度は、１．５℃／ｓ以上であることがより効果的であり、２℃／ｓ以上であることがさらに効果的である。上記冷却速度の上限については特に限定しない。但し、鋼板の形状不良を抑制する観点から、上記冷却速度は５０℃／ｓ以下であってもよく、より効果的には４５℃／ｓ以下、さらに効果的には４０℃／ｓ以下であってもよい。
【0074】
めっき
上記焼鈍された冷延鋼板にめっきをさらに行うことができる。本発明では、めっきの種類及び方式について特に限定しないが、Ａｌ系めっきの一例について説明する。上記めっきは、上記焼鈍された冷延鋼板を冷却し、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。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。
上記焼鈍された冷延鋼板にめっきをさらに行うことができる。本発明では、めっきの種類及び方式について特に限定しないが、Ａｌ系めっきの一例について説明する。上記めっきは、上記焼鈍された冷延鋼板を冷却し、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。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。
【0075】
但し、非限定的な一例として、めっき浴の組成は、重量％で、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適用される片面基準３０～１３０ｇ／ｍ２であることができる。上記めっき浴の組成中、Ｓｉ含量が６重量％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重量％を超える場合には、合金化を過度に遅延さ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重量％未満の場合には、めっき密着性やスポット溶接性に劣る可能性があり、４重量％を超える場合には、めっき浴内にドロスの発生が過剰になり、表面品質の不良を誘発することがある。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くなる可能性があり、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均一にしてコイル全幅及び長さ方向にめっきすることが容易でない可能性がある。
【0076】
一方、本発明の他の実施形態によれば、上記のように、冷延鋼板に対して連続焼鈍及びめっきを行うことができるが、冷却された熱延鋼板に対して酸洗後、直ちにめっきを行うこともできる。
【0077】
次に、本発明の熱間成形部材の一実施形態について詳細に説明する。本発明の熱間成形部材は、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。
【0078】
上記熱間成形部材は、母材及び上記母材上に形成されためっき層 を含み、下記［関係式２］で定義される熱間成形後の表層炭化濃化指数（Ｓｕｒｆａｃｅ ｃａｒｂｏｎ ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ ｆａｃｔｏｒ）が０．１以上であることが効果的である。
【0079】
［関係式２］
Ｃ（ｐｅａｋ、ＨＰＦ後）／Ｃ（ｎｏｍ、ＨＰＦ後）≧０．１
（関係式２中、Ｃ（ｐｅａｋ、ＨＰＦ後）は、表面においてめっき層の厚さの１／３地点から素地鋼板方向に、ＧＤＳ分析結果、炭素プロファイルのうち最初に現れる炭素ピーク（Ｐｅａｋ）の最も高い炭素値であり、Ｃ（ｎｏｍ、ＨＰＦ後）は鋼のノミナル（Ｎｏｍｉｎａｌ）炭素値である。）
Ｃ（ｐｅａｋ、ＨＰＦ後）／Ｃ（ｎｏｍ、ＨＰＦ後）≧０．１
（関係式２中、Ｃ（ｐｅａｋ、ＨＰＦ後）は、表面においてめっき層の厚さの１／３地点から素地鋼板方向に、ＧＤＳ分析結果、炭素プロファイルのうち最初に現れる炭素ピーク（Ｐｅａｋ）の最も高い炭素値であり、Ｃ（ｎｏｍ、ＨＰＦ後）は鋼のノミナル（Ｎｏｍｉｎａｌ）炭素値である。）
【0080】
上記熱間成形部材は、上記熱間成形後の表層炭化濃化指数（Ｓｕｒｆａｃｅ ｃａｒｂｏｎ ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ ｆａｃｔｏｒ）が０．１以上を満たし、優れた表面品質及び耐疲労特性を確保することができる。上記［関係式２］で定義される熱間成形後の表層炭化濃化指数（Ｓｕｒｆａｃｅ ｃａｒｂｏｎ ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ ｆａｃｔｏｒ）は１．０を超えないことが効果的である。
【0081】
上記関係式１で定義される熱間成形前の表層炭化濃化指数は、関係式２で定義される熱間成形後の表層炭化濃化指数に比べて大きいことが効果的である（［関係式１］＞［関係式２］）。
【0082】
一方、Ｃ（ｎｏｍ、ＨＰＦ後）は鋼のノミナル（Ｎｏｍｉｎａｌ）炭素値であり、これは、熱間成形前後における差は殆どないと見なすことができる。したがって、一部の記載において、ＨＰＦ前後を区分せずに、Ｃｎｏｍで記載することもある。
【0083】
上記熱間成形部材の母材は上述の合金組成を満たす。一方、上記母材の微細組織は、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の確保に効果的な組織であるため、上記部材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時、曲げ性を大きく低下させることなく、強度の確保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共に４０面積％以下のベイナイトを含む混合組織を有することもできる。但し、上記ベイナイトの分率が４０面積％を超える場合には、本発明で目標とする強度の確保が難しい可能性がある。
【0084】
一方、上記微細組織は、１０面積％以下のフェライト及び５％以下の残留オーステナイトのうち一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、不可避に形成され得るものである。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の水素の流入が増加して水素脆性が発生したりする可能性が高くなり得る。
【0085】
上記熱間成形部材のめっき層とは、上述した鋼材のめっき層に対して、熱間成形した後に得られためっき層を意味する。
【0086】
上記熱間成形部材は、疲労限度の改善が５％以上であり得る。上記疲労限度の改善とは、先合金化を行わなかったため、表層の炭素濃化のない素材に対する疲労限度の改善率を意味する。上記疲労限度の改善は、引張－圧縮疲労試験で確認することができる。上記疲労限度の改善が５％以上であると、類似の引張物性においても耐久性が向上できる。
【0087】
次に、本発明の熱間成形部材を製造する方法の一実施形態について詳細に説明する。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一つの実施形態に過ぎず、上記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ことを意味するものではない。
【0088】
上述の熱間成形鋼材又は上述の方法で製造された熱間成形鋼材を用意し、これを用いてブランクを製造し、上記ブランクをオーステナイト単相域温度以上、より詳細にはＡｃ３～９８０℃の温度に加熱した後、１～１０００秒間保持する。
【0089】
上記ブランク加熱温度がＡｃ３温度未満であると、未変態フェライトの存在により所定の強度を確保し難い可能性がある。一方、加熱温度が９８０℃を超える場合には、部材表面に過剰な酸化物が生成され、スポット溶接性を確保しにくくなる可能性がある。したがって、上記ブランク加熱温度はＡｃ３～９８０℃であることが効果的である。上記ブランク加熱温度の下限はＡｃ３＋５℃であることがより効果的であり、Ａｃ３＋１０℃であることがさらに効果的である。上記ブランク加熱温度の上限は９７０℃であることがより効果的であり、９６０℃であることがさらに効果的である。
【0090】
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、部位別の材質差を誘発することがあり、保持時間が１０００秒を超えると、加熱温度の過剰と同様に、部材表面に過剰な酸化物が生成され、スポット溶接性を確保しにくくなる可能性がある。したがって、上記保持時間は１～１０００秒であることが効果的である。上記保持時間の下限は３０秒であることがより効果的であり、６０秒であることがさらに効果的である。上記保持時間の上限は９００秒であることがより効果的であり、８００秒であることがさらに効果的である。
【0091】
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（成形冷却）して最終的に熱間成形部材を製造する。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。好ましい一例として、金型冷却方式を用いることができる。
【実施例】
【0092】
次に、本発明の実施例について説明する。
【0093】
下記の実施例は、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であれば、本発明の範疇から逸脱しない範囲内で様々な変形が可能であることは言うまでもない。下記の実施例は、本発明の理解のためのものであって、本発明の権利範囲は下記の実施例に限定して定められてはならず、後述する特許請求の範囲だけでなく、これと均等なものによって定められるべきである。
【0094】
（実施例）
下記表１の組成（重量％、残りはＦｅと不可避不純物である）を有する厚さ１００ｍｍの鋼スラブを真空溶解により製造した。
下記表１の組成（重量％、残りはＦｅと不可避不純物である）を有する厚さ１００ｍｍの鋼スラブを真空溶解により製造した。
【0095】
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で熱間圧延し、６４０℃の巻取り温度で巻き取った後、最終厚さ２．５ｍｍの熱延鋼板を製造した。熱延鋼板を酸洗処理した後、冷間圧下率４５％で冷間圧延を行い、冷延鋼板を製造した。５％水素－９５％窒素雰囲気下で通常の焼鈍温度である７８０℃の温度に焼鈍した後、上記冷延鋼板を冷却してから、Ａｌ系めっきを行った。
【0096】
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７０ｇ／ｍ２とした。
【0097】
上記めっきされた鋼板表層に炭素濃化のための箱焼鈍熱処理を行い、上記箱焼鈍熱処理は工程の種類に応じて、１段階（Ｏｎｅ－ｓｔｅｐ）又は２段階（Ｔｗｏ－ｓｔｅｐ）方式を用いて箱焼鈍を行い、具体的な条件は下記表２に記載した。
【0098】
【表1】
【0099】
【表2】
【0100】
上記表２において、Ｈ１：１段階の箱焼鈍の昇温速度、Ｔ１：１段階の箱焼鈍の目標温度、ｔ１：１段階の箱焼鈍の保持時間、Ｈ２－１：２段階の箱焼鈍の１区間の昇温速度、Ｔ２－１：２段階の箱焼鈍の１区間の目標温度、ｔ２－１：２段階の箱焼鈍の１区間の保持時間、Ｈ２－２：２段階の箱焼鈍の２区間の昇温速度、Ｔ２－２：２段階の箱焼鈍の２区間の目標温度、ｔ２－２：２段階の箱焼鈍の２区間の保持時間を意味する。
【0101】
このように製造された鋼板をブランクに作製した後、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℃、保持時間は５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。
【0102】
上記熱間成形鋼材と熱間成形部材の表層炭化濃化指数（Ｓｕｒｆａｃｅ ｃａｒｂｏｎ ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ ｆａｃｔｏｒ）を測定し、下記表３に示した。上記表層炭化濃化指数は、ＧＤＳ分析装置を用いて深さ方向への炭素分布を測定し、図１に詳細な分析方法を示した。めっき層を含む表層の１／３地点からのＧＤＳ炭素分布のうち、最初の炭素ピークの最も高い炭素量がＣｐｅａｋであり、Ｃｎｏｍは各鋼種の平均炭素量である。一方、図１（ｂ）のグラフにおいて、実線はＨＰＦ前であり、点線はＨＰＦ後の炭素分布を示したものである。
【0103】
【表3】
【0104】
上記表３において、関係式１及び関係式２は、それぞれＣ（ｐｅａｋ、ＨＰＦ前）／Ｃ（ｎｏｍ、ＨＰＦ前）及びＣ（ｐｅａｋ、ＨＰＦ後）／Ｃ（ｎｏｍ 、ＨＰＦ後）の計算値である。
【0105】
一方、白色度は、素材の表面に付着してから剥がしたテープで色差計を用いて測定された値である。疲労限度の場合、特定の荷重条件下で圧縮－引張試験を繰り返して導出された値であり、先合金化熱処理がされておらず、表層濃化のない素材に対する疲労限度の改善率を疲労限度改善分率（％）として示した。先合金化が完了した素材のエッジ部を電子顕微鏡で観察し、エッジ部の溶融の有無を判断し、Ｏ／Ｘで表記した。
【0106】
上記表１～２から分かるように、本発明で提案する合金組成及び箱焼鈍の条件を全て満たす発明例１～７の場合、優れた表面品質及び疲労特性を確保できることが確認できた。
【0107】
比較例１、５、１０及び１５は、本発明で提案する合金組成は満たすものの、箱焼鈍熱処理を行っていないものであって、めっき層の合金化はもちろん、表層炭素濃化指数を確保することができなかった。
【0108】
比較例２及び１２は、上記箱焼鈍過程における昇温速度は本発明で提案する昇温速度であるものの、熱処理温度が５００℃未満と合金化が不足して熱間成形前の鋼材の表層炭素濃化指数が本発明の範囲から外れたものであって、疲労限度の改善が僅かであった。図２の（ａ）及び（ｂ）はそれぞれ、発明例１及び比較例２の箱焼鈍熱処理後のめっき層の断面を観察した写真である。上記図２の（ｂ）を見ると、比較例２は、保持時間が本発明で提示する条件を満たしているにもかかわらず、目標温度を満たしていないため、十分な合金化が得られなかった。一方、先合金化の熱処理条件を全て満たしている発明例１の場合、合金化熱処理後に合金化が完了したことが分かる。
【0109】
比較例３は、１段階の箱焼鈍熱処理を行った素材であって、パージガスの流量及び循環ファンの駆動速度は満たしているが、昇温速度が２０℃／ｈｒ未満と表面酸化物の形成により白色度が６０未満と劣ることが確認できた。一方、比較例１１は、昇温速度が本発明の範囲を超え、エッジ部の過熱によるめっき層の溶融現象により表面品質が低下した。
【0110】
比較例７及び１４は、２段階の箱焼鈍熱処理を適用し、２段階のうち１区間の熱処理の昇温速度が本発明の範囲を超えるものであって、過度な熱処理のためエッジ部の過熱によるめっき層の溶融現象により表面品質が低下した。図３の（ａ）及び（ｂ）はそれぞれ、発明例２と比較例７を光学顕微鏡で観察した写真であって、図３（ａ）の発明例２に比べて、図３（ｂ）の比較例７では、エッジ部にめっき層の溶融が発生した後に凝固し、表面品質が均質でない現象（ボックス部分）が発生したことが確認できた。
【0111】
比較例８及び１３は、それぞれ２段階の箱焼鈍熱処理工程において２区間の昇温速度が本発明の範囲を超えるか、又は及ばなかったものであって、それぞれエッジ部のめっき層に溶融が発生するか、又は白色度が６０未満と表面品質が低下することが確認できた。
【0112】
比較例４及び６は、昇温速度及び保持時間は満たしているものの、パージガスの流量が本発明の範囲を満たしていないものであって、十分な表面白色度を確保できなかった。比較例９及び１６は、箱焼鈍熱処理時に、炉内の循環ファンの稼働が１０ｒｐｍ未満であり、炉内温度の不均一によるエッジ部の過熱により、めっき層の溶融現象が発生して表面品質が低下することが確認できた。
【図1】
【図2】
【図3(a)】
【図3(b)】
【国際調査報告】