(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼板が、質量％で、Ｃ：０．１〜０．４０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：２．８〜４．０％、Ｂ：０．０００２〜０．１％、Ｔｉ：０．００１〜３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、フェライト及びパーライト、又はフェライト、セメンタイト及びパーライトより成る鋼を加熱速度１〜１００℃／秒の加熱速度にて加熱し、７５０〜９００℃の温度域で１０〜６０００秒の保持を行った後、４００〜７００℃の温度域にてプレス成形を行い、前記プレス成形中、金型パンチを下死点にて１〜６０秒保持し、ダイとパンチを用いて１〜５００℃／秒の範囲内の冷却速度にて鋼板を冷却し、冷却後面積率で９５％以上のマルテンサイト組織とすることを特徴とする生産性に優れた熱間プレス成形方法。
【請求項２】
前記鋼板が、質量％で、さらに、Ｍｏ：０．０１〜３．０％を含有することを特徴とする請求項１に記載の生産性に優れた熱間プレス成形方法。
【請求項３】
前記鋼板が、質量％で、さらに、
Ｎｂ：０．０１〜３．０％、
Ｖ：０．００１〜３．０％、
Ｗ：０．００５〜３．０％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の生産性に優れた熱間プレス成形方法。
【請求項４】
前記鋼板が、質量％で、さらに、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、
Ｙ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の生産性に優れた熱間プレス成形方法。
【請求項５】
プレス成形後、金型パンチを下死点にて保持することなく、下死点まで移動させ、鋼板を金型より取り出し、液体又は気体にて冷却することを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の生産性に優れた熱間プレス成形方法。
【請求項６】
鋼板が、その表面にＡｌを主体とする金属皮膜を有することを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の生産性に優れた熱間プレス成形方法。
法。
【請求項７】
部品の一部又は全部が請求項１〜６の何れか１項に記載の方法にて成形した鋼板からなることを特徴とする自動車用部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、衝突安全用補強部材等の高強度を要求される部品を製造するための鋼板の成形方法及びそれを使用した自動車用部材を提供するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車のドアガードバーやサイドメンバー等の部材は、近年の燃費軽量化の動向に対応すべく軽量化が検討されており、材料面では、薄肉化しても強度および衝突安全性が確保されるという観点から鋼板の高強度化が進められている。しかしながら、材料の成形性は強度が上昇するのに伴って劣化するので、上記部材の軽量化を実現するには、成形性と高強度の両方を満足する鋼板を製造する必要がある。高強度と同時に高成形性を得る手法としては特開平１−２３０７１５号公報（特許文献１）や特開平２−２１７４２５号公報（特許文献２）に記載されている残留オーステナイトのマルテンサイト変態を利用したＴＲＩＰ（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼があり、近年用途が拡大しつつある。
【０００３】
しかし、この鋼により、成形性の優れた９８０ＭＰａ級の高強度鋼板を製造することは可能であるが、更に、高強度、例えば１４８０ＭＰａというような超高強度鋼、かつ高成形性を有する鋼板の製造を考えた場合、ＣやＭｎ等の合金元素の大量添加は不可欠であり、それに伴った製造コストの増大と製造性の劣化という問題が生じる。また、ＴＲＩＰ鋼を成形する場合、部材加工時に残留オーステナイトがマルテンサイトに変態することによる遅れ破壊特性の劣化が懸念される。加えて、高強度鋼板をプレス成形する場合、強度が高すぎるため、形状凍結性が悪いという問題を有している。更には、強度が高いため金型による成形や切断機による切断を行う際の損傷が激しいという問題も有している。
【０００４】
一方、成形性に劣る高強度鋼板を形状凍結性良く成形する手法としては、特開２００２−１４３９３５号公報（特許文献３）や特開２００３−１５４４１３号公報（特許文献４）に記載されている温間プレスと呼ばれる手法が存在する。これは、鋼板強度が低下する２００から５００℃程度温度にて成形を行う手法であるが、１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の成形を考えた場合、成形温度を上昇させたとしても、依然として鋼板強度が高く成形しがたい、あるいは、加熱により成形後の鋼板強度が低下してしまい所定の強度が得られないという問題を有することから、１１８０ＭＰａ以上の鋼板の成形には適さない。
【０００５】
これら問題を解決する手法として、軟質な鋼板を所定のサイズに切断後、鋼板を７００℃以上のオーステナイト単相域まで過熱した後、特開２００２−１８５３１号公報（特許文献５）に開示されているようなオーステナイト単相域でプレス成形を行い、その後焼き入れを行う熱間プレスと呼ばれる手法が存在する。これは鋼板強度が低下する高温で加工を行い、その後、焼き入れを行うことで高強度化が可能である。その結果、強度が９８０ＭＰａ以上で、かつ、形状凍結性に優れた部材を製造可能である。この手法によりＣやＭｎのみを含有する単純な組成の鋼においても、９８０ＭＰａ以上の形状凍結性に優れた高強度部材の製造が可能となった。
【０００６】
【特許文献１】特開平１−２３０７１５号公報
【特許文献２】特開平２−２１７４２５号公報
【特許文献３】特開２００２−１４３９３５号公報
【特許文献４】特開２００３−１５４４１３号公報
【特許文献５】特開２００２−１８５３１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
特許文献５に開示されている手法は、焼入れの際のオーステナイトからのマルテンサイト変態を利用した高強度化を行っているため、加熱炉より取り出した鋼板を７００℃以上の高温で加工することが必須となる。しかしながら、加熱炉より取り出された鋼板は、すぐさま温度低下が引き起こされる、あるいは、成形前に鋼板の一部が金型との接触することで、冷却されてしまい７００℃以上での加工が困難であることから、鋼板の加熱温度としては９００℃超での高温加熱を余儀なくされる。さらには、高温まで鋼板を加熱するため、加熱炉中での在炉時間を長くする、もしくは、加熱炉の温度を上げる等の対策が必要となることから、生産性及び経済的に好ましくないという問題を孕んでいる。
【０００８】
あるいは、実際の熱間プレス成形を考えた場合、金型による成形前に、金型との接触により鋼板の一部が７００℃未満となり、この部位にて十分な焼きが入らず、同一部材内においても材質がばらつくという問題を有する場合がある。同時に、９００℃超の温度域に加熱された鋼板強度は非常に柔らかいため、加熱炉内での加熱中、あるいは、取り出した薄い鋼板を搬送する際に、撓んでしまうため搬送しがたい、あるいは、撓んだ鋼板を成形した場合、しわ等の成形部材の形状不良を引き起こすという問題がある。
【０００９】
さらには、９００℃超の高温加熱を行った場合、鋼板の加熱中に結晶粒径が粗大化してしまい、同一の鋼を８００℃にて加熱を行い、その後熱間プレス成形を行った部材に比べ靭性に劣るという問題を有している。
本発明は上記課題を解決し、生産性に優れた熱間プレス用鋼板の成形方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者等は、鋼板成分と熱間プレス成形方法の関係について種々の検討を行った結果、鋼板中に含まれるＭｎ量を２％超とし、ＴｉおよびＢを複合添加した鋼板を、４００℃から７００℃の温度域にて成形したとしても、十分な焼きが入り、かつ、均一な強度を有する部材が成形可能なことを見出した。この結果、従来の熱間プレスの問題点であった高温加熱に要する加熱時間の増大や鋼板強度低下に伴う生産性の低下が解決できる。加えて、得られる部材は内部での材質変動が少なく、部材形状も良好で均一性に優れた自動車用部材の製造が可能である。この効果は、鋼中のＭｎ量を２％超とし、Ｔｉ量を０．０１以上、Ｂ量を０．０００２％以上含有する鋼を、７５０℃から９００℃で加熱し、４００℃から７００℃の温度域にて成形することで発揮される。
【００１１】
（１）鋼板が、質量％で、Ｃ：０．１〜０．４０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：２．８〜４．０％、Ｂ：０．０００２〜０．１％、Ｔｉ：０．００１〜３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、フェライト及びパーライト、又はフェライト、セメンタイト及びパーライトより成る鋼を加熱速度１〜１００℃／秒の加熱速度にて加熱し、７５０〜９００℃の温度域で１０〜６０００秒の保持を行った後、４００〜７００℃の温度域にてプレス成形を行い、前記プレス成形中、金型パンチを下死点にて１〜６０秒保持し、ダイとパンチを用いて１〜５００℃／秒の範囲内の冷却速度にて鋼板を冷却し、冷却後面積率で９５％以上のマルテンサイト組織とすることを特徴とする生産性に優れた熱間プレス成形方法。
【００１２】
（２）前記鋼板が、質量％で、さらに、Ｍｏ：０．０１〜３．０％を含有することを特徴とする（１）に記載の生産性に優れた熱間プレス成形方法。
（３）前記鋼板が、質量％で、さらに、Ｎｂ：０．０１〜３．０％、Ｖ：０．００１〜３．０％、Ｗ：０．００５〜３．０％、の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の生産性に優れた熱間プレス成形方法。
【００１３】
（４）前記鋼板が、質量％で、さらに、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、Ｙ：０．０００５〜０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（３）の何れか１項に記載の生産性に優れた熱間プレス成形方法。
（５）プレス成形後、金型パンチを下死点にて保持することなく、下死点まで移動させ、鋼板を金型より取り出し、液体又は気体にて冷却することを特徴とする（１）〜（４）の何れか１項に記載の生産性に優れた熱間プレス成形方法。
【００１４】
（６）鋼板が、その表面にＡｌを主体とする金属皮膜を有することを特徴とする（１）〜（５）の何れか１項に記載の生産性に優れた熱間プレス成形方法。
（７）部品の一部又は全部が（１）〜（６）の何れか１項に記載の方法にて成形した鋼板からなることを特徴とする自動車用部材にある。
なお、本発明にて、熱間プレス（あるいは、ホットプレスとも言う。）とは、Ａｃ3 以上の温度域に加熱した鋼板をプレス成形する際に、金型を用いて焼き入れることで鋼板を強化する成形方法である。
【発明の効果】
【００１５】
本発明により、加熱温度を９００℃以下、成形温度を７００℃以下という低温域で成形すること、及び成形時の下死点保持の短縮を行うことが可能となり、大幅な生産性の向上をもたらすことができ工業的に大きな価値がある。加えて、成形された部材の材質は均一であり、高温加熱を行った部材に比べ靭性の観点でも優れる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
以下に本発明を更に詳細に説明する。
まず、本発明における鋼の化学成分の限定理由について説明する。
Ｃ：Ｃは、鋼板の強度を上昇できる元素である。また、ＣはＡｃ3 点を下げることから、鋼板の加熱温度を下げることから、その下限を０．１質量％とした。一方では、Ｃが０．４質量％を超えると溶接が困難となる事から、その上限を０．４質量％とした。
Ｓｉ：Ｓｉは、強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることに有効である。しかしながら、ＳｉはＡｃ3 点を上昇させるため、加熱温度の増加を招くため、０．５％を上限とする。下限は特に定めないが、極低下は製造コストの高騰を招くことから、０．００５％以上の添加とすることが望ましい。
【００１７】
Ｍｎ：Ｍｎは、フェライト変態を抑制することから、焼入れ性確保に非常に重要な元素である。加えて、Ａｃ3 点の低下を引き起こすことから、加熱温度の低減も可能となる。この効果は添加量が２．８％以上となることで顕著と成ることから下限値を２．８％とした。しかし、２．８％未満ではこの効果が得られないので、下限値を２．８％とした。逆に多いとＰ、Ｓとの共偏析を助長するだけでなく、製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため４％以下、好ましくは３．０％を上限値とする。
【００１８】
Ｂ：Ｂは、鋼板の強度上昇に有効な元素である。しかし、０．０００２％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．０００２％とした。逆に、０．１％超含有すると熱間加工性が劣化するため、上限値を０．１％とした。
Ｔｉ：Ｔｉは、Ｎと化合物を作り、鋼板中の固溶Ｎ量を低減するため、Ｂを用いて鋼板の焼入れ性を向上させる場合には、添加することが望ましい。そこで下限値を０．００１％とした。逆に、これらの元素を３％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり加工性および耐遅れ破壊性低下が生じるため、上限値を３％とした。また、Ｔｉは、鋼板を再加熱する際、結晶粒の粒成長を抑制し、粒径を小さくする効果も有することから、靭性向上の観点からもその添加は望ましい。また、Ｔｉを含有する析出物および晶出物は水素トラップサイトとなるため、耐水素脆化の観点からも重要である。
【００１９】
Ｐ：Ｐは、０．１質量％を超える量の添加では、溶接性ならびに製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから上限値を、０．１質量％とした。Ｐの下限値は特に定めないが、０．０００１質量％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。
Ｓ：Ｓは、溶接性ならびに製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、その上限値を０．０５質量％以下とした。
Ａｌ：Ａｌは、脱酸材として用いられるために０．００５％以上を添加するが、Ａｃ3 点の増加を引き起こし、高温加熱を余儀なくされるため０．１％を上限とする。
【００２０】
Ｎ：Ｎは、加工性劣化や溶接時のブローホール発生にも寄与するため少ない方が良い。０．０１％を越えると加工性が劣化してくるので、０．０１％を上限とする。
Ｍｏ：Ｍｏは、鋼板の強度上昇、粒径の微細化及び焼入れ性向上に有効である。これらの効果は、添加量が０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．０１％とした。逆に、これらの元素を３％超含有すると、製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を３％とした。また、Ｍｏは、加熱炉を用いて鋼板を再加熱する際、結晶粒の粒成長を抑制し、粒径を小さくする効果も有することから、靭性向上の観点からもその添加は望ましい。
【００２１】
Ｎｉ：Ｎｉは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。加えて、Ａｃ3 点の低下を引き起こすことから、加熱温度の低減も可能となる。しかし、０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．００５％とした。逆に、５％超では製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を５％とした。また、Ｎｉ硫化物が水素侵入を抑制し遅れ破壊特性を向上させる効果や、鋼板の焼入れ性を高めることにより鋼板の強度を確保する効果があることから鋼板への添加は有効である。
【００２２】
Ｃｕ：Ｃｕは、強化に有効である上、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。加えて、Ａｃ3 点の低下を引き起こすことから、加熱温度の低減も可能となる。しかし、０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．００５％とした。また、過剰添加は製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限を５．０％とした。
【００２４】
Ｎｂ：Ｎｂは、鋼板の強度上昇、粒径の微細化及び焼入れ性向上に有効である。これらの効果は、添加量が０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．０１％とした。逆に、これらの元素を３％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり加工性および耐遅れ破壊性低下が生じるため、上限値を３％とした。また、Ｎｂは、鋼板を再加熱する際、結晶粒の粒成長を抑制し、粒径を小さくする効果も有することから、靭性向上の観点からもその添加は望ましい。
【００２５】
Ｖ：Ｖは、鋼板の強度上昇及び粒径の微細化に有効である上、Ｖを含有する析出物および晶出物は水素トラップサイトとなるため非常に重要な元素である。しかし、０．００１％未満ではこの効果が得られないために、下限値を０．００１％とした。逆に、これらの元素の１種又は２種以上の合計として３％超含有すると炭窒化物の析出が顕著になり、延性低下が著しくなる。このため上限値を３％とした。
【００２６】
Ｗ：Ｗは、鋼板の強度上昇に有効である上、Ｗを含有する析出物および晶出物は水素トラップサイトとなるため非常に重要な元素である。しかし、０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００５％とした。逆に、３％超含有すると加工性低下が生じるため、上限値を３％とした。また、Ｗは、鋼板を再加熱する際、結晶粒の粒成長を抑制し、粒径を小さくする効果も有することから、靭性向上の観点からもその添加は望ましい。
【００２７】
ＲＥＭ、Ｃａ、Ｙは、介在物の形態制御に有効で、耐遅れ破壊性に寄与することから、それぞれ０．０００５％以上の添加とした。一方、過剰添加は熱間加工性を劣化させるため、それぞれ０．０１％以下の添加とした。ここで、ＲＥＭはＲａｒｅ  Ｅａｒｔｈ  Ｍｅｔａｌの略でＬａから始まるランタノイド系元素の総称である。
Ｍｇ：Ｍｇは、自身の化合物が耐遅れ破壊向上に効果的なだけでなく、他元素との複合析出物または複合昇出物を生成させ、かつそれらの形態を耐遅れ破壊性向上に寄与するよう制御するために必要な元素であることから、０．０００５％以上とした。しかし、０．０１％超では粗大酸化物および硫化物を生成して、形態制御に効果的でなくなる上、薄鋼板の基本的要求特性である加工性を低下させるため、上限を０．０１％とした。
【００２８】
次に、熱間プレス用鋼板の組織限定理由について述べる。ミクロ組織をフェライト及びパーライト、又はフェライト、セメンタイト及びパーライトとしたのは、熱間プレス用鋼板の機械切断性を向上させるためである。本発明鋼は、多量のＣを含有しているため、熱間プレス用鋼板としての強度が高くなる傾向にある。加えて、その組織をベイナイトやマルテンサイトを含む組織とすると、鋼板の強度が高くなり過ぎてしまい機械切断の際に、切断機を傷めてしまう恐れがある。そこで、鋼板のミクロ組織をフェライト及びパーライト、又はフェライト、セメンタイト及びパーライトとすることで、機械切断を行いやすい熱間プレス用鋼板とした。しかしながら、ガスやレーザーを用いて鋼板の切断を行う場合、鋼板組織をマルテンサイトやベイナイトを多く含む組織としたとしても、材質及び成形上何ら問題を生じず、本発明の熱間プレス成形に用いる鋼板の製造は可能である。
【００２９】
熱間プレス後の部材の組織限定理由について述べる。
面積率で９５％以上をマルテンサイトとする理由は、９８０ＭＰａ以上、好ましくは１１８０ＭＰａ以上の引張強度を得るためであり、そのためには、硬質相であるマルテンサイトを面積率で１００％とすることが好ましい。その他の組織として、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの１種又は２種以上を面積率で５％以下含有しても良い。ただし、ここで言う面積率１００％とは、当然鋼材中には不可避的不純物、炭化物及び介在物が存在し、厳密には１００％とならないが、光学顕微鏡での観察ではこれらの不可避的不純物や介在物が認識できないレベルの大きさで存在することから、１００％であるとした。
【００３０】
次に熱間プレス成形方法について述べる。
熱間プレス成形の条件は、１〜１００℃／秒で昇温して７５０から９００℃に加熱して、１０から６０００秒保持後、プレスダイスの上に置きプレスを行う。昇温速度を１〜１００℃／秒の範囲としたのは、昇温速度が１℃／秒より遅いと生産性が低下することから好ましくない。一方、１００℃／秒より速くする事は通常の炉の昇温では不可能である。しかしながら、高周波加熱等によって、１００℃／秒を上回る昇温速度で加熱したとしても、本発明の効果は得ることができる。
【００３１】
加熱最高温度を７５０から９００℃としたのは、加熱温度が７５０℃より低いと、焼き入れ前の組織がオーステナイト単相とならず、フェライト及びオーステナイトの２相からの焼きいれとなり、所定の強度が得られないからであり、９００℃より高いと本発明の効果である優れた生産性が発揮されない。しかしながら、９００℃超の温度域に加熱し成形を行ったとしても、材質変動のない自動車用部材の生産は可能である。
同時に、加熱温度の低下により、オーステナイト粒の粗大化が抑制され、靭性の向上が図られることから、自動車用部材の特性向上の観点からも好ましい。
【００３２】
また、最高到達温度での保持時間を１０から６０００秒としたのは、保持時間が１０秒未満であると鋼板内部では所定の温度となっておらず、鋼板内部では十分な量のオーステナイトが得られておらず、焼き入れ後に所定の強度が得られないため１０秒以上とする。また、６０００秒より長時間保持するとオーステナイト粒が粗大化し、焼入れ後に所定の強度が得られないため６０００秒以下とする。
【００３３】
プレス時の加工温度は４００から７００℃の温度範囲とする。下限値を４００℃としたのは、温度低下に伴い鋼板強度が向上し、金型を傷つける恐れがあるためである。しかしながら、鋼板温度が４００℃未満にて加工されたとしても、同様の機械特性が発揮される。一方、上限の成形温度を７００℃としたのは、９００℃に過熱された鋼板を取り出し、すぐさま成形を行ったとしても、鋼板の一部が金型との接触により７００℃以下となり、実質７００℃超での成形が困難なためである。しかしながら、７００℃超の温度域で成形したとしても、材質の均一な部材の成形は可能である。
【００３４】
プレス成形時の冷却速度は１〜５００℃／秒とすることが好ましい。ここでプレス成形時の冷却速度を１℃／秒未満とすると、冷却に過度の時間を要するため経済的に好ましくないためである。一方、５００℃／秒より早くする事は製造上困難であるためである。この際の冷却手法は、金型を用いた冷却を基本とするが、成形中に水をはじめとする液体やガスを用いた冷却を行ったとしても何ら問題は生じない。
【００３５】
また、鋼板を成形する際、十分な焼入れ性を確保するため、パンチとダイスを下死点にて１から６０秒の下死点保持を行うことが望ましい。下死点における保持時間が１秒以上であれば十分に焼きが入り、面積率で９５％以上のマルテンサイト組織となり、９８０ＭＰａ以上の強度が確保される。下死点での保持を行わなかったとしても取り出した鋼板は大気により冷却されることから焼きが入り、高強度の自動車用部材の生産は可能である。一方、保持時間の上限を６０秒としたのは、過度の保持時間の増大は、生産性の低下をもたらし経済的に好ましくないためである。しかしながら、６０秒を超える保持を行ったとしても、材質変動のない自動車用部材の生産は可能である。
【００３６】
さらには、金型にての成形後、直ちに鋼板を金型より取り出し、空冷、窒素ガス等の気体、水や有機溶媒等の液体を用いた冷却を行うと、面積率で９５％以上のマルテンサイト組織となり、９８０ＭＰａ以上の強度が確保されるので好ましい。
また、本発明の熱間プレス用鋼板の素材は、通常行われている熱延鋼板、冷延鋼板及びＡｌを主体としためっき鋼板製造設備の内いずれの設備を用いても製造可能である。Ａｌを主体とする金属皮膜とは、質量％で、Ｓｉ：１〜１５％、Ｍｇ：０．５〜１０％を含有するＡｌ系めっきであり、めっきにはＺｎを１〜６０％の範囲内で添加してもよい。
【実施例】
【００３７】
次に、実施例で本発明をより詳細に説明する。表１に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でスラブとした。符号Ａ〜Ｋが本発明に従った成分の鋼で、符号ＬとＭは成分が逸脱するものである。これらの鋼片を加熱炉中で１１６０℃〜１２５０℃の温度で加熱し、仕上げ温度を８５０℃とし６２０℃まで４〜８℃／秒で空冷後巻き取った。この熱延板を５０％冷延し、それぞれ冷延鋼板及びＡｌメッキ鋼板とした。冷延鋼板は最高加熱温度７５０℃で９０秒保持後、１０℃／秒で４５０℃まで冷却後２００秒保持したのち空冷した。また、Ａｌメッキ鋼板は、最高加熱７５０℃で９０秒保持後、５００℃のＡｌ浴中に浸漬し、ガスワイピングでめっき付着量を片面あたり２５μｍに調節した。このときのめっき組成は、主成分のＡｌ以外に残部成分としてＳｉ：９．５％、Ｃｒ：０．０５％、それに２％のＦｅが含まれていたが、Ｆｅは浴中の機器やストリップから供給される不可避のものである。
【００３８】
こうして製造した冷延鋼板、およびめっき鋼板を１〜１００℃／秒で昇温して８００〜１０００℃に加熱した後、３００秒間この温度で保持を行った後、成形直前の板温を５００〜９００℃と変化させ、常温の金型でプレスを行い、下死点にて３０秒保持を行った。また、一部の部材に関しては、下死点での保持を行わず直ちに取り出し空冷を施した。その後、成形した部材に関してその特性調査を行った。材質調査はプレス成形の際に冷却された部位より、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１  ５号試験片を加工し、同２２４１記載の試験方法に従って行った。本発明鋼ＡからＫは、本発明条件で製造したものは、加熱温度及び成形時の温度が低い場合においても、熱間プレス後の高強度が確保されており、かつ、成形温度に材質が依存せず、機械特性の変動の少ない鋼板が得られた。その結果を表２〜４に示す。
【００３９】
【表１】
0004673558.tif 000002
【００４０】
【表２】
0004673558.tif 000003
【００４１】
【表３】
0004673558.tif 000004
【００４２】
【表４】
0004673558.tif 000005