JP2007056284A - 鋼製成形品及び亜鉛系めっき鋼材 - Google Patents

Abstract

【課題】 本発明は、優れた耐食性と成形性を有する、亜鉛系めっき鋼材からなる、鋼製成形品を提供することを目的とする。
【解決手段】 本発明は、亜鉛系めっき層を有する鋼材であって、基材である鋼材とめっき層界面の鋼材側に亜鉛拡散相が存在することを特徴とする。本発明において、前記亜鉛拡散相中の亜鉛量が片面当り１ｇ／ｍ^２以上６０ｇ／ｍ^２以下であることが望ましい。本発明において、前記亜鉛拡散相の厚みが１μｍ以上３０μｍ以下であることが望ましい。本発明において、前記亜鉛拡散相に含まれる亜鉛量が、前記めっき層に含まれる亜鉛量と比べて、質量％で１〜１００％であることが望ましい。
【選択図】 なし

Description

本発明は、鋼製成形品及び亜鉛系めっき鋼材に関し、詳しくは、良好な耐食性と加工性を有する亜鉛系めっき鋼材からなる成形品に関するものである。

近年、自動車の高級化を反映し、耐食性及び外観を向上させることを目的として、自動車部材のめっき化が進んでいる。現在では、車内に装着される特定の部材を除いて、亜鉛系めっき鋼板が用いられている。同時に、環境保護と地球温暖化を防止する観点から自動車の燃費向上、車体の軽量化が強く求められ、高い機械強度を持つ材料の使用比率が上がっている。しかし、高い強度を有する材料は、加工時の形状凍結性に問題があり、また、複雑な形状になると、成形そのものが困難となる。これらの問題を解決するために、鋼材を８００℃以上の高温に加熱し、プレス加工を行うと同時に急速冷却する方法が有望である（例えば、特許文献１参照）。この手法によれば、良好な形状凍結性と高強度を実現することが可能となる。

また、加熱時の鋼材表面に生成する酸化物（スケール）を抑制するために、Ａｌ系の金属被覆をした鋼板を用いる方法も示されている（例えば、特許文献３参照）。しかしながら、この方法では、目的とする材料強度は得られるものの、加熱によるＦｅとＡｌの合金化の進展による表面の荒れ、Ａｌ酸化物の生成による塗装耐食性の低下等が問題となる。また、コスト面からも、ＡｌめっきはＺｎめっきと比べて不利である。
Ｚｎめっきの利用は、各方面で鋭意検討が進められている。ＺｎはＡｌと比べて沸点が低く、加熱時に蒸発する恐れがある。そのため、蒸発防止のＺｎ酸化層を設ける方法が提案されている（例えば、特許文献３参照）。

しかしながら、特許文献３に記載の技術では、Ｚｎ酸化層は融点が高く、蒸発防止機能は持つものの、酸素バリアとしては機能せず、Ｚｎの酸化が進み、耐食性の低下が著しいと言う欠点がある。耐食性を維持するために、めっき層の合金化・固溶を利用する方法も提案されている（例えば、特許文献４参照）。しかしながら、特許文献４に記載の技術では、成形性と耐食性を両立できる範囲が狭く、また、ばらつきも大きく、実用化には不十分であることがわかった。
特開２０００−２３４１５３号公報 特開２０００−０３８６４０号公報 特開２００３−０７３７７４号公報 特開２００３−１２６９２１号公報

そこで、本発明は、めっき層ではなく、鋼材中へ亜鉛拡散相を生成し得る亜鉛系めっき鋼材、及び、鋼材中へ生成する亜鉛拡散相を制御することにより、優れた耐食性と成形性を有する、亜鉛系めっき鋼材からなる、鋼製成形品を提供するものである。

本発明者等は、加熱処理された亜鉛系めっき鋼板のめっき組成、鋼板成分、めっき目付量が耐食性、加工性に与える影響を調査した結果、Ｚｎの分布が特許文献４に開示されているものとは異なり、これまで存在が明確に認識されていなかった亜鉛拡散相を良好に制御することで、耐食性と加工性を安定的に両立することができることを見出した。即ち、耐食性の向上にはめっき相に存在するＺｎの存在が重要であり、加工性にはめっき相ではない鋼材側に亜鉛拡散相が存在することが有効であることを見出した。

本発明の特徴とするところは、以下の通りである。
（１） 本発明は、亜鉛系めっき層を有する鋼材であって、基材である鋼材とめっき層界面の鋼材側に亜鉛拡散相が存在することを特徴とする亜鉛系めっき鋼材に関する。
（２） 本発明は、前記亜鉛拡散相中の亜鉛量が片面当り１ｇ／ｍ^２以上６０ｇ／ｍ^２以下である（１）記載の亜鉛系めっき鋼材に関する。
（３） 本発明は、前記亜鉛拡散相の厚みが１μｍ以上３０μｍ以下である（１）又は（２）に記載の亜鉛系めっき鋼材に関する。
（４） 本発明は、前記亜鉛拡散相に含まれる亜鉛量が、前記めっき層に含まれる亜鉛量と比べて、質量％で１〜１００％である（１）〜（３）のいずれかに記載の亜鉛系めっき鋼材に関する。
（５） 本発明は、前記鋼材の成分として、質量％で、Ｎｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．３〜３．５％、又は、Ｃｒ：０．１〜２．５％の少なくとも一つを含む（１）〜（４）のいずれかに記載の亜鉛系めっき鋼材に関する。

（６） 本発明は、亜鉛系めっき層を有する鋼材を、Ａｃ_３点の温度を超えて１０００℃未満で、１０秒以上６００秒未満加熱した後に、さらにＡｃ_１点以上Ａｃ_３点以下の温度で１秒以上６０秒未満保持し、その後、直ちに冷却することにより、前記鋼材と前記めっき層界面の鋼材側に亜鉛拡散相を存在せしめることを特徴とする亜鉛系めっき鋼材の製造方法に関する。
（７） 本発明は、亜鉛系めっき層を有する鋼製成形品であって、該成形品の基材である鋼材とめっき層界面の鋼材側に亜鉛拡散相が存在することを特徴とする鋼製成形品に関する。
（８） 本発明は、前記亜鉛拡散相中の亜鉛量が片面当り１ｇ／ｍ^２以上６０ｇ／ｍ^２以下であることを特徴とする（７）記載の鋼製成形品に関する。
（９） 本発明は、前記亜鉛拡散相の厚みが１μｍ以上３０μｍ以下であることを特徴とする（７）又は（８）に記載の鋼製成形品に関する。

（１０） 本発明は、前記亜鉛拡散相に含まれる亜鉛量が、前記めっき層に含まれる亜鉛量と比べて、質量％で１〜１００％であることを特徴とする（７）〜（９）のいずれかに記載の鋼製成形品に関する。
（１１） 本発明は、前記鋼材の成分として、質量％で、Ｎｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．３〜３．５％、又は、Ｃｒ：０．１〜２．５％の少なくとも一つを含むことを特徴とする（７）〜（１０）のいずれかに記載の鋼製成形品に関する。
（１２） 本発明は、亜鉛系めっき層を有する鋼材を、Ａｃ_３点の温度を超えて１０００℃未満で、１０秒以上６００秒未満、加熱した後に、さらにＡｃ_１点以上Ａｃ_３点以下の温度で１秒以上６０秒未満保持し、その後、直ちにプレス加工して鋼製成形品とすることを特徴とする鋼製成形品の製造方法に関する。

本発明により、良好な耐食性と加工性を有する亜鉛系めっき鋼材、及び、良好な耐食性と加工精度を有する成形品を提供できる。

以下に本発明の実施の形態について説明するが、本発明は以下に説明する実施の形態に限定されるものではない。
本発明に係る実施形態の鋼製成形品は、亜鉛系めっき層を有する鋼材であって、基材である鋼材とめっき層界面の鋼材側に亜鉛拡散相が存在するものである。
まず、本発明で述べる亜鉛拡散相について定義する。
図１は、後述する実施例の表２の上から１０番目に記載された条件で得られた本発明に係る鋼製成形品試料の断面観察結果であり、亜鉛拡散相の存在が確認できた。
本発明に係る鋼製成形品においては、めっき層だけではなく、鋼材中に「亜鉛拡散相」が存在する。ここで述べるめっき層とは、インヒビター（酸洗腐食抑制剤）入りの酸（例えば、朝日化学工業（株）の酸洗腐食抑制剤イビットを１ｍＬ、ＨＣｌを１４０ｍＬ、それらを１Ｌの純水に溶解して作成したＨＣｌ溶液）に常温で数分間浸漬することにより、溶解可能な領域であり、鋼材とはこの酸で溶解不可能な領域である。このため、めっき層と「亜鉛拡散相」は分離し、それぞれに含まれる亜鉛量を定量することが可能である。
例えば、めっき層をインヒビター（酸洗腐食抑制剤）入りの酸に浸漬して溶解除去し、鋼材表面部に残る亜鉛拡散相を亜鉛元素分析するならば、亜鉛拡散相の存在を定量することができる。図１（ａ）に示す鋼材表面部分の断面写真はインヒビター入り塩酸で溶解する前の状態であり、図１（ｂ）に示す鋼材表面部分の断面はインヒビター入り塩酸で溶解した後の状態であるが、この溶解した後の鋼材表面部分を亜鉛元素分析した結果を示す図１（ｃ）では亜鉛拡散相の存在を確認することができる。

めっき層に含まれる亜鉛は、鉄よりも極めて溶解し易い、即ち、亜鉛の特徴である犠牲防食性を持ち、耐食性には極めて有効である。一方で、亜鉛を含むメッキ層は、成形時の割れや剥離につながる恐れがある。前記した特許文献４に開示されている方法では、亜鉛を含むメッキ層は、鉄との特性の相違がまだ大きく、不十分である。
本発明で規定する亜鉛拡散相は、インヒビター（酸洗腐食抑制剤）入りの酸で溶解できないことから、溶解し易さが鉄にかなり近くなっており、耐食性への寄与は小さいものと思われる。しかし、前記特許文献４に開示されている固溶相よりさらに鉄に近い機械的特性を持ち、そのため、本実施形態に係る鋼製成形品は、その表面部分の深さ方向において、めっき層−亜鉛拡散相−鉄と特性が漸変するため、めっき層と鋼材の密着性向上には有効で、成形性に大きく寄与する。

本実施形態の鋼製成形品における亜鉛拡散相中の亜鉛量は、１ｇ／ｍ^２以上、６０ｇ／ｍ^２以下の範囲であればよい。亜鉛量がこの範囲より少ないと、特性を漸変させることができず、成形性が低下する。この範囲より亜鉛量が多いと、前述の効果が飽和してしまう。よって亜鉛拡散相中の亜鉛量について望ましくは、２ｇ／ｍ^２〜３０ｇ／ｍ^２の範囲である。
前記亜鉛拡散相に含まれる亜鉛量が、めっき層に含まれる亜鉛量と比べて、質量％で、１〜１００％であることが望ましい。亜鉛拡散相は、元々めっき層に存在した亜鉛が拡散して生成するものであり、１００％を超えて存在すると、当初の亜鉛の過半量が亜鉛拡散相に行ってしまい、耐食性を損なうことになる。また、亜鉛拡散層に含まれる亜鉛量が１％を下回ると特性を漸変させることができず、成形性が低下してしまう。
この亜鉛拡散相の厚みは、１μｍ〜３０μｍの範囲（１μｍ以上、３０μｍ以下の範囲）であることが望ましい。この範囲より亜鉛拡散相が薄いと、特性を漸変させることができず、成形性が低下する。この範囲より亜鉛拡散相が厚いと、効果が飽和してしまう。
本発明に関わる鋼材の成分は、Ｃ、Ｓｉ等を特に限定はしない。成分元素の内、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒは、亜鉛拡散相の生成を制御するのに有効である。Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒについては、それぞれ望ましい成分範囲が存在し、Ｎｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．３〜３．５％、Ｃｒ：０．１〜２．５％の少なくとも１種類以上を含むことが望ましい。これらの範囲より多く添加すると、亜鉛拡散相が容易には生成し難くなる。これらの範囲より少ないと、亜鉛拡散相が必要以上に生成し、耐食性の低下につながる可能性が高い。

この亜鉛拡散相の生成機構は十分に解明されていないが、Ａｃ_３点の温度を超えて１０００℃未満で、１０秒以上、６００秒未満加熱した後に、さらにＡｃ_１点以上、Ａｃ_３点以下の温度で１秒以上、６０秒未満保持し、その後、直ちに冷却することによって適量が形成できる。
前記亜鉛拡散相の生成理由として、以下のような機構が推測できる。亜鉛の拡散は、温度が高い方が当然早いと考えることができる。一方で、オーステナイト組織よりもフェライト組織の方が、亜鉛が拡散し易い、もしくは、存在し易いのではないかと言うことが考えられる。そのため、Ａｃ_１点以下の温度でかつ拡散が起こるために十分な温度で保持した場合には、適量を超えた拡散が急速に進行してしまい、亜鉛拡散相を制御し難い。
Ａｃ_３点以上に加熱することは、フェライト組織を完全に無くすことによって亜鉛の拡散を制御し易くする目的によるものであり、１０秒以上の保持が必要である。加熱処理時間の上限は、実用性を考えて６００秒未満とする。また、Ａｃ_３点以上の温度で加熱後、Ａｃ_１点以上、Ａｃ_３点以下の温度で保持される時間が１秒未満の場合には、亜鉛が鋼の組織中に円滑に分散せず、冷却後に亜鉛が著しく偏在し、拡散相を形成できなくなる恐れがある。また、６０秒以上保持した場合には前述の効果が飽和する。そのため、上記範囲で保持されることが必要であると考えられる。また、冷却速度は、上記保持によってできた亜鉛拡散相を維持するために早い方が望ましく、５℃／秒以上の冷却速度であることが望ましい。

本実施形態に係る鋼製成形品に適用する加熱前の亜鉛系めっき相の組成は特に制限は無い。純亜鉛めっきでも、Ｆｅ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｍｇ等の合金元素を添加したものであっても構わない。また、めっき後に合金化処理されたものでも構わない。めっき法の限定も特に無い。溶融亜鉛めっきの他、電気めっき、蒸着等いずれの方法でも良い。
本発明における鋼製成形品を製造する際の加熱方法は、特に制限は無く、電気炉、ガス炉、高周波加熱炉等が使用できる。また、加熱時の雰囲気にも、特に制限は無く、大気雰囲気中で行うことがコスト的には最も有利と言える。
本発明における鋼製成形品を製造する場合に適用するプレス加工の方法も特に制限は設けない。プレス加工機を加熱炉近傍に設置し、加熱後、所定に時間保持した後、直ちにプレスできるように配置されていることが実用上望ましい。冷却速度を稼ぐためにプレス金型が過熱しないように水冷か空冷等の冷却機構を有することが望ましい。
このようにして、本発明は、鋼材中に亜鉛拡散相を含むことにより、耐食性、成形性に優れた特性を示す亜鉛めっき鋼材からなる成形品を提供できる。

次に、実施例によって、本発明の作用効果を具体的に説明する。
以下の表１に示す成分の鋼を、常法に従い溶製、熱延、冷延を行い、１．０ｍｍ厚の鋼板とした。その鋼板を８００℃の窒素−水素雰囲気で焼鈍後、目付量６０ｇ／ｍ^２の溶融亜鉛めっきを施した。一部、合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。
合金化処理とは、めっき後の鋼材を窒素雰囲気中で５２０℃、２０秒保持するものとした。

めっき後の各試験片を、大気雰囲気の電気炉で加熱試験を行った。加熱時間は、熱電対をつけた鋼材を同時に炉中に入れて測温し、加熱温度に達してから所定時間保持した時間である。鋼材は、炉から取り出した後、保持温度まで圧縮空気噴き付けで冷却し、この温度で所定時間（保持時間と称する）保持後、プレス試験機で加工成形した。
得られた鋼製成形品は、一部を切り出し、それを、インヒビター（朝日化学工業（株）：酸洗腐食抑制剤イビット）：１ｍＬ、ＨＣｌ：１４０ｍＬを１Ｌの純水に溶解して作成したインヒビター入りの５％ＨＣｌに常温で１０分浸漬して溶解し、溶液をＩＣＰ法で分析して、めっき層中のＺｎ量を求めた。溶解後の切り出し試験片は、さらにインヒビター無しの５％ＨＣｌで溶解した。蛍光Ｘ線で鋼材表面にＺｎが測定されなくなるまで溶解し、溶解後の溶液をＩＣＰで分析して、亜鉛拡散層中のＺｎ量を求めた。亜鉛拡散相の厚みは断面観察（ＥＰＭＡ元素分析）から求めた。
成形性（加工性）は、電気炉から各試験片を取り出し、所定時間保持された後に、５０ｍｍφの円筒加工試験で評価した。ブランクサイズは１４０ｍｍφ、ポンチ径８０ｍｍφ、ポンチ肩Ｒ５ｍｍ、ダイス肩Ｒ５ｍｍ、成形高さ３０ｍｍ、しわ押え力４９ｋＮにて成形及び冷却を同時に行った。その後、表面の外観を観察した。成形性（加工性）の評価基準は下記のとおりである。△以上を良好と判断した。

◎：成形可能で表面に割れ、剥離なし。
○：表面に面積比で１％未満の割れ、剥離有り。
●：表面に面積比で１％以上３％未満の割れ、剥離有り。
△：表面に面積比で３％以上５％未満の割れ、剥離有り。
×：表面に面積比で５％以上の割れ、剥離がある。

耐食性は、加熱後試験片を脱脂した後、化成処理（日本ペイント：ＳＤ５３５０、膜厚２μｍ）後、電着塗装（日本ペイント：パワーニクス１１０、塗膜厚２０μｍ）を行い、カット傷を付与した後、下記に示すＣＣＴ試験１８０サイクルを行った後、膨れ幅を測定した。
ＣＣＴ試験条件：塩水噴霧（５％ＮａＣｌ、３５℃）６時間→乾燥（５０℃、４５％ＲＨ）１時間→湿潤（５０℃、９５％ＲＨ）１４時間→乾燥（５０℃、４５％ＲＨ）１時間を１サイクルとした繰り返し。
また、耐食性の評価基準は下記のとおりである。△以上を良好と判断した。
◎：膨れ幅１．０ｍｍ以下、
○：膨れ幅１．０ｍｍ以上、２．０ｍｍ未満
●：膨れ幅２．０ｍｍ以上、３．０ｍｍ未満
△：膨れ幅３．０ｍｍ以上、４．０ｍｍ未満
×：膨れ幅４．０ｍｍ以上、
表１に示す鋼種の種別、合金化処理の有無、加熱条件、亜鉛拡散相のＺｎ量、Ｚｎ拡散相厚、Ｚｎ拡散相のＺｎ量と評価結果を以下の表２に示す。

表２から分かるように、本発明例は、いずれも耐食性、成形性共に優れた特性を示している。一方、比較例は、耐食性と成形性の両立ができていない。

表２の比較例において、鋼種Ａで加熱温度８５０℃とした試料はＡｃ_３点を越えない温度で加熱したものであるが、亜鉛拡散相が生じていない。鋼種Ｇで加熱温度８００℃とした試料はＡｃ_３点を越えない温度で加熱したものであるが、亜鉛拡散相が生じていない。鋼種Ｂで加熱時間８秒とした試料は加熱時間が１０秒より短いので亜鉛拡散相が生じていない。鋼種Ｇで加熱時間５秒とした試料は加熱時間が１０秒より短いので亜鉛拡散相が生じていない。鋼種Ａで保持時間０の試料、鋼種Ｂで保持時間０の試料、鋼種Ｃで保持時間０．５秒の試料、鋼種Ｇで保持時間０．５秒の試料はいずれも、保持時間が１秒よりも短いので亜鉛拡散相が生じていない。鋼種Ｃで保持温度７８０℃の試料はＡｃ_３点を越える温度で保持しているので亜鉛拡散相が生じていない。鋼種Ｇで保持温度５００℃の試料はＡｃ_１点未満の温度で保持しているので亜鉛拡散相が生じていない。
以上の比較例の試験結果から、亜鉛系めっき層を有する鋼材を、Ａｃ_３点の温度を超えて１０００℃未満で、１０秒以上６００秒未満加熱した後に、さらにＡｃ_１点以上Ａｃ_３点以下の温度で１秒以上６０秒未満保持することが、本発明に係る亜鉛拡散相を生成する場合に重要な条件であることがわかる。

本発明に係る鋼製成形品試料において表２の１０番目の試料を選んで表面分析した。その鋼材表面部分組織のＳＥＭ写真を図１（ａ）に示す。
次いでこの試料に対し、インヒビター（酸洗腐食抑制剤）入りの酸として、朝日化学工業（株）の酸洗腐食抑制剤イビットを１ｍＬ、ＨＣｌを１４０ｍＬ、それらを１Ｌの純水に溶解して作成したＨＣｌ溶液を用い、前記試料をこの酸に常温で１０分間浸漬することにより、めっき層を溶解除去した。その状態の鋼材表面部分組織のＳＥＭ写真を図１（ｂ）に示す。
このようにめっき層を除去した状態の鋼材表面部分は分析可能であるので、ＥＰＭＡ法により亜鉛元素分析した結果を図１（ｃ）に示す。この図１（ｃ）に示す如く、本発明に係る試料では亜鉛拡散相の存在を確認することができた。また、図１（ｂ）と図１（ｃ）の観察から、亜鉛拡散相の厚さは約１６μｍと同定できる。

図１（ａ）は本発明に係る亜鉛系めっき鋼材に対し、インヒビター入りの塩酸で溶解する前の鋼材表面部の断面組織を示すＳＥＭ写真、図１（ｂ）は同鋼材に対し、インヒビター入りの塩酸で溶解した後の鋼材表面部の断面組織を示すＳＥＭ写真、図１（ｃ）は同溶解後の鋼材表面部の亜鉛元素分析結果を示す図である。

Claims (12)

1. 亜鉛系めっき層を有する鋼材であって、基材である鋼材とめっき層界面の鋼材側に亜鉛拡散相が存在することを特徴とする亜鉛系めっき鋼材。
2. 前記亜鉛拡散相中の亜鉛量が片面当り１ｇ／ｍ^２以上６０ｇ／ｍ^２以下である請求項１記載の亜鉛系めっき鋼材。
3. 前記亜鉛拡散相の厚みが１μｍ以上３０μｍ以下である請求項１又は２に記載の亜鉛系めっき鋼材。
4. 前記亜鉛拡散相に含まれる亜鉛量が、前記めっき層に含まれる亜鉛量と比べて、質量％で１〜１００％である請求項１〜３のいずれかに記載の亜鉛系めっき鋼材。
5. 前記鋼材の成分として、質量％で、Ｎｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．３〜３．５％、又は、Ｃｒ：０．１〜２．５％の少なくとも一つを含む請求項１〜４のいずれかに記載の亜鉛系めっき鋼材。
6. 亜鉛系めっき層を有する鋼材を、Ａｃ_３点の温度を超えて１０００℃未満で、１０秒以上６００秒未満加熱した後に、さらにＡｃ_１点以上Ａｃ_３点以下の温度で１秒以上６０秒未満保持し、その後、直ちに冷却することにより、前記鋼材と前記めっき層界面の鋼材側に亜鉛拡散相を存在せしめることを特徴とする亜鉛系めっき鋼材の製造方法。
7. 亜鉛系めっき層を有する鋼製成形品であって、該成形品の基材である鋼材とめっき層界面の鋼材側に亜鉛拡散相が存在することを特徴とする鋼製成形品。
8. 前記亜鉛拡散相中の亜鉛量が片面当り１ｇ／ｍ^２以上６０ｇ／ｍ^２以下であることを特徴とする請求項７記載の鋼製成形品。
9. 前記亜鉛拡散相の厚みが１μｍ以上３０μｍ以下であることを特徴とする請求項７又は８に記載の鋼製成形品。
10. 前記亜鉛拡散相に含まれる亜鉛量が、前記めっき層に含まれる亜鉛量と比べて、質量％で１〜１００％であることを特徴とする請求項７〜９のいずれかに記載の鋼製成形品。
11. 前記鋼材の成分として、質量％で、Ｎｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．３〜３．５％、又は、Ｃｒ：０．１〜２．５％の少なくとも一つを含むことを特徴とする請求項７〜１０のいずれかに記載の鋼製成形品。
12. 亜鉛系めっき層を有する鋼材を、Ａｃ_３点の温度を超えて１０００℃未満で、１０秒以上６００秒未満、加熱した後に、さらにＡｃ_１点以上Ａｃ_３点以下の温度で１秒以上６０秒未満保持し、その後、直ちにプレス加工して鋼製成形品とすることを特徴とする鋼製成形品の製造方法。
    
    
    
    
    

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