JP2018512503A - 熱間成形鋼材 - Google Patents

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Abstract

本発明は熱間成形鋼材に関する。本発明の熱間成形鋼材は以下のような重量パーセント成分からなっている。すなわち、Ｃ：０．１２−０．２４、Ｍｎ：１．６０−２．５０、Ｓｉ：≦０．１９５、Ｃｒ：≦０．９、Ａｌ：≦１．３、Ｐ：≦０．０２、Ｓ：≦０．００５、Ｎ：≦０．０３、Ｂ：≦０．０００４、Ｏ：≦０．００８、さらに、所望によりＴｉ：≦０．２、Ｍｏ：≦０．２、Ｎｂ：≦０．２、Ｖ：≦０．２、Ｃａ：≦０．０５で、残部は鉄および不可避的不純物である。また、本発明はこの鋼材を用いて製造されるストリップ材、シート材またはブランク材、およびこのような熱間成形品の製造法、およびそれらの用途に関するものでもある。

Description

本発明は熱間成形鋼材に関するものである。
熱間成形鋼材は、コーティングの有無によらず、ともに特に自動車産業において多く用いられている。この鋼材は、Ａｃ３温度よりも高い温度、例えば、８５０℃〜９５０℃の温度に熱して熱間成形プレス機で圧延し、臨界焼入速度を超える速さで焼入することで、高い力学特性（例えば、高い強度）を得ることができる。この鋼材は大半の鋼種で、加熱前に良好な成形性を持っており、引張り強度は３００ＭＰａ〜５００ＭＰａである。熱間成形工程後の引張り強度は極めて高く、１５００ＭＰａを超えることも可能で、最近では２０００ＭＰａにも達することもあり、または一層この強度を超えることもある。しかしながら、この鋼材の伸びは良好とは言えず、例えば、５％程度である。熱間成形品は高い引張り強度があると、特に自動車のホワイトボディに用いるのに好都合である。
熱間成形は一般に直接熱間成形工程で行われるが、間接熱間成形工程でも用いられる。熱間成形（あるいは熱間鍛造）の一般的な様子は、エー・ナガナサン（Ａ．Ｎａｇａｎａｔｈａｎ）およびエル・ペンター（Ｌ．Ｐｅｎｔｅｒ）による「ホット・スタンピング‐イン・シートメタル・フォーミング‐プロセシーズ・アンド・アプリケーションズ（Ｈｏｔ Ｓｔａｍｐｉｎｇ， ｉｎ Ｓｈｅｅｔ Ｍｅｔａｌ Ｆｏｒｍｉｎｇ−Ｐｒｏｃｅｓｓｅｓ ａｎｄ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ）［ティー・アルタン（Ｔ．Ａｌｔａｎ）およびエー・イー・テカヤ（Ａ．Ｅ．Ｔｅｋｋａｙａ）編集、エーエスエム・インターナショナル（ＡＳＭ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ）２０１２年］の第７章に示されている。
上記の文献に記載されているように、自動車用には通常、ホウ素合金鋼、特に２２ＭｎＢ５という鋼種が用いられる。その化学組成は鋼材メーカーによって異なるかもしれないが、通常、炭素含量が約０．２２重量％（一般に０．２０〜０．２５重量％）、マンガン含量が約１．２７重量％（一般に１．００〜１．４０重量％）、ケイ素含量が約０．２５重量％（一般に０．１０〜０．４０重量％）、クロム含量が約０．１５重量％（一般に０．１〜０．５０重量％）、そしてホウ素含量が約０．００３０重量％（一般に０．００２０〜０．００４０重量％）である。他のイオウやリンなどの元素は、一般的な冶金学的理由から低含量であるべきで、ニッケル、銅、アルミニウム、バナジウム、チタンなどの元素は少量ならば存在していてもよい。
２２ＭｎＢ５鋼は熱間成形工程に用いる前に、しばしばプレコートされる。このプレコートにはＡｌＳｉコーティングが用いられるのが一般的である。
本発明は熱間成形品の力学特性を最適化することを目的とする。
また、本発明は２２ＭｎＢ５のような従来の熱間成形鋼材に代わる熱間成形鋼材を提供することも目的とする。
さらに、本発明は、自動車産業で現在用いられている設備を変更することなく利用できる熱間成形鋼材を提供することを目的とする。
さらにまた、本発明は熱間成形設備の、より効率的な運用が可能になる熱間成形鋼材を提供することを目的とする。
本発明は、重量パーセント成分が
Ｃ：０．１２−０．２４、
Ｍｎ：１．６０−２．５０、
Ｓｉ：≦０．１９５、
Ｃｒ：≦０．９、
Ａｌ：≦１．３、
Ｐ：≦０．０２、
Ｓ：≦０．００５、
Ｎ：≦０．０３、
Ｂ：≦０．０００４、
Ｏ：≦０．００８
所望により
Ｔｉ：≦０．２、
Ｍｏ：≦０．２、
Ｎｂ：≦０．２、
Ｖ：≦０．２、
Ｃａ：≦０．０５、
であり、残部は鉄および不可避的不純物
である熱間成形鋼材にある。
本発明者らは、鋼基材中の非金属成分の量を低減することによって熱間成形品の力学特性が最適化されることを見出した。非金属成分は基材の均一性を低下させ、その非均一化によって局所的な応力集中が生じ、負荷がかかった成形品に早期破壊をもたらすことがある。鋼材中の非金属成分として典型的なものには、ＴｉＮ、ＢＮ、Ｆｅ２６（Ｂ，Ｃ）６、ＭｎＳ、ＡｌＮ、ＣａＳ、Ａｌ２Ｏ３、Ｐ、Ｆｅ３Ｃなどがある。本発明の鋼材の組成は、Ｂ、Ｔｉ、Ｓ、Ｃａ、Ａｌ、Ｐおよび他の必要な化学元素の量を減らすことによって、これら非金属成分のサイズおよび量を低減することを目的としたものである。
今日、一般に用いられている２２ＭｎＢ５基材の組成には、熱間成形過程での硬化性を向上させるために２０〜４０ｐｐｍのホウ素（Ｂ）が含まれている。この元素の機能を維持するために、鋼材メーカーは鋳造物の中にチタン（Ｔｉ）を加えてホウ素が窒化ホウ素（ＢＮ）にならないようにしている。通常存在している窒化ホウ素が表面に存在していると熱浸漬コーティングの品質が低下する。添加した量のホウ素による効果を最大にするために、チタン（Ｔｉ）は通常、窒素（Ｎ）に対して化学量論的な量よりも多く加える。また、ホウ素は、母体中に応力集中を生じさせる恐れがある微細なＦ２６（Ｂ，Ｃ）６錯体析出物を形成することが知られている。従って、本発明者らは鋼材組成物からホウ素を低減させてホウ素起源の非金属成分の存在を制限したのである。このため、ホウ素は０．０００４重量％以下、すなわち、４ｐｐｍ以下の含量で存在している。ホウ素を低減させることで生じる硬化性の損失を補償するために、本発明者らはマンガン（Ｍｎ）および／またはクロム（Ｃｒ）を添加することとした。
マンガン（Ｍｎ）は鉄母体と相溶性があるので好ましい金属成分である。さらに、２２ＭｎＢ５で一般に用いられるよりも多くの量のマンガン（Ｍｎ）を加えることで、鋼材のＡｃ１およびＡｃ３温度（それぞれ、基材がオーステナイトに転移し始める温度および完全にオーステナイトになる温度）が低下する。このため、熱間成形に先だって、基材をより低い炉温でオーステナイトにすることができる。炉温を低くすることは経済的、環境的に好ましく、また、亜鉛および亜鉛合金やアルミニウムおよびアルミニウム合金によるコーティングの新しい加工法の可能性を開くものである。亜鉛合金コーティングでは、炉温を高くすると熱間成形品の腐食性能が低下することが一般に知られている。アルミニウムおよびアルミニウム合金コーティングでは、炉温を高くすると成分の溶接性が低下することが知られている。従って、低炉温処理を可能にする鋼材組成物は一般に用いられている２２ＭｎＢ５よりも好ましいものである。このため、マンガン（Ｍｎ）は１．６０〜２．５重量％の含量で存在している。
ホウ素（Ｂ）とは対照的に、マンガン（Ｍｎ）には固溶体強化によって基材を強くする働きがある。さらに、マンガン（Ｍｎ）を添加することで、Ｍｓ温度（冷却によってマルテンサイトが形成される温度）が低下し、（自己）焼き戻しが起こりにくく、従って、基材は室温で高いマルテンサイト強度を持つことになる。この両方の強化メカニズムのため、本発明者らは、鋼基材中の炭素含量を低減しつつも２２ＭｎＢ５が達成したのと同等の強度レベルを得ることができたのである。炭素含量を低減すると、熱間成形時におきる（自己）焼き戻しの際にＦｅ３Ｃが形成されることが防止されるので好ましい。Ｆｅ３Ｃ析出物が存在すると、成形品に力学的な負荷がかかったときに局所的な不均一性や応力集中が生じて早期破壊を起こす恐れがある。さらに、本発明の鋼基材は炭素含量が低いので、熱間成形品のスポット溶接性が向上する。従って、炭素は０．１２〜０．２４重量％の含量で存在している。
マンガン（Ｍｎ）同様に、クロム（Ｃｒ）も硬化性を向上させるとともに、Ｍｓ温度を低下させる。さらに加えて、クロムも固溶体強化による基材の強化に寄与する。クロムは、０．９重量％以下の含量で存在している。
ケイ素（Ｓｉ）も固溶体強化作用がある。さらに、ケイ素は炭化物にわずかに溶けるため、（自己）焼き戻しを阻害する働きがある。ケイ素は最大０．１９５重量％の含量で存在している。含量が高いと表面品質および圧延能力に悪影響を与える。
イオウ（Ｓ）は鋼基材類に一般的に含まれている元素である。イオウは連続鋳造の際に熱間脆性を生じさせる恐れがあるので、鋼材メーカーはイオウ含量を減らすための様々な脱硫法を用いている。また、イオウはマンガン（Ｍｎ）とともに柔軟なＭｎＳ含有物を形成して析出する。熱間圧延およびそれに続く冷間圧延の際、この含有物は伸展され、比較的大きな不均一を生じさせる。この不均一によって、特に、非延伸方向に負荷がかかったときに早期破壊が起きる恐れがある。カルシウム（Ｃａ）を加えればイオウ含有物を球状化して伸展する含有物の量を低減することができるが、そうするとＣａＳ含有物が生じて母体内が不均一になる恐れが生じる。従って、イオウ含量を減らすことが最良である。イオウは０．００５重量％より高い含量で存在してはならない。カルシウムは０．０５重量％以下の量で存在しているべきである。
アルミニウム（Ａｌ）は通常、酸素（Ｏ）に対して化学慮論的な量よりも多くの量を鋼材に添加して、酸化アルミニウムＡｌ２Ｏ３を形成することで遊離酸素（Ｏ）の量を減らして、連続鋳造中に一酸化炭素（ＣＯ）が発生することを防止する。生じたＡｌ２Ｏ３は通常、液状鋼材の表面にスラグを形成し、鋳造時に固化した鋼材の中にトラップされる。続いて行われる熱間圧延および冷間圧延の際、この含有物は分離し、非金属含有物を形成するが、これによって成形品に負荷がかかったときに早期破壊が起こることがある。また、過剰なアルミニウム（Ａｌ）によって生じた窒化アルミニウム（ＡｌＮ）が析出して鋼母材に局所的な不均一を生じさせることもある。従って、アルミニウムは１．３重量％以下の量で存在しているべきである。
また窒素（Ｎ）および酸素（Ｏ）は、これら元素はその他の元素に含有されているため、低含量で存在しているべきである。鋼材には、０．０２重量％以下のＰ（リン）および０．００８重量％以下のＯが存在しているべきである。
場合により鋼材中に幾つかの元素が存在してもよい。ホウ素はもはや遊離元素である必要がないことによって窒化ＴｉＮを形成する必要がないため、チタン（Ｔｉ）は０．２重量％以下の含量で存在してもよく、またチタンを全く添加しないことも可能である。同様のことが、Ｍｏ(モリブデン)、Ｎｂ（ニオブ）およびＶ（バナジウム）にも当てはまる。
上記の元素について、ケイ素（Ｓｉ）、クロム（Ｃｒ）およびアルミニウム（Ａｌ）の下限含量は０．００１重量％であり、一般に、実際では、ケイ素（Ｓｉ）およびクロム（Ｃｒ）の下限含量は０．０１重量％、アルミニウム（Ａｌ）の下限含量は０．００５重量％である。イオウ（Ｓ）、窒素（Ｎ）およびＰ（リン）については、下限含量は１ｐｐｍ（０.０００１重量％）であり、実際では、下限含量は一般に０．００１重量％である。
請求項２あるいは３による、より制限した量の元素を用いることが好ましい。請求項２あるいは３に示した、より制限した量の元素によって、非金属成分がより低減された鋼材が得られることは明らかである。例えば、化学量論的な量を超える量のＴｌは窒化チタンを形成するが、それは硬く、変形しない含有物であることが知られている。チタン（Ｔｉ）と窒素（Ｎ）の量を制限することで、ＴｉＮ含有物を制限するのである。
請求項には、ホウ素が鋼材中に単に不可避的不純物として存在させるために、ホウ素を添加しない熱間成形鋼材が利用可能であることが示されている。不純物として存在するホウ素の量は製鉄工程で用いられる原材料によっても、また、製鋼工程にもよるが、本発明者らは、今日得られるホウ素の不純物レベルは一般に最大０．０００１重量％、すなわち、１ｐｐｍであることを見出した。
マンガン（Ｍｎ）およびクロム（Ｃｒ）の量は、Ｍｎ＋Ｃｒ≧２．５重量％、好ましくはＭｎ＋Ｃｒ≧２．６重量％であることが好ましい。これらの量なら、鋼材の力学特性は常に十分である。
上記の熱間成形鋼材は、通常の寸法を有するストリップ材、シート材、ブランク材あるいはチューブ材の製造に用いられる。例えば、長さが１００ｍ超、幅が８００〜１７００ｍｍ、厚さが０．８〜４．０ｍｍの熱間圧延および、場合によっては冷間圧延ストリップ材などの製造に用いられる。このようなストリップ材は、シート材およびブランク材に裁断されるかまたはチューブ材に成形される。
このストリップ材、シート材、ブランク材あるいはチューブ材は、アルミニウムまたはアルミニウムベース合金の層、あるいは亜鉛または亜鉛ベース合金の層でプレコートされることが好ましい。プレコートされたブランク材やチューブ材は自動車産業でホワイトボディ部材として好適に用いられる。
プレコート層は５〜１３重量％のケイ素および／または５重量％未満の鉄を含有し、残部はアルミニウムからなっていて、好ましくは片面当たり１０〜４０μｍ、さらに好ましくは片面当たり２０〜３５μｍの厚さであることが好ましい。このような厚さのアルミニウム合金でコーティングされた本発明の熱間成形部品は良好な耐腐食性を示す。
プレコート層は８〜１２重量％のケイ素および／または２〜５重量％の鉄を含有し、残部はアルミニウムからなっていることが、さらに好ましい。このようなアルミニウム合金プレコート層は一般に用いられている。
さらに、０．１８重量％未満のアルミニウムと１５重量％未満の鉄を含有し、残部は亜鉛および痕跡量の他の元素である亜鉛層を熱処理することで得られる鉄‐亜鉛拡散プレコート層であって、厚さが好ましくは片面当たり５〜１５μｍ、さらに好ましくは片面当たり６〜１３μｍであるようなプレコート層も好ましい態様である。このような亜鉛プレコート層によっても良好な耐腐食性が得られる。
さらにまた、０．５〜４重量％のアルミニウムと０．５〜３．２重量％のマグネシウムを含有し、残部は亜鉛および痕跡量の他の元素であるプレコート層であって、厚さが好ましくは片面当たり５〜１５μｍ、さらに好ましくは片面当たり６〜１３μｍであるようなプレコート層も好ましい態様である。このようなプレコート層なら、さらに良好な耐腐食性が得られる。
本発明は、また、上記のストリップ材、シート材、ブランク材あるいはチューブ材を用いて熱間成形品を製造する製造法であって、
‐例えば、ストリップ材、シート材あるいはチューブ材を裁断するなどして、ブランク材を準備する工程、
‐ブランク材もしくはチューブ材を鋼材のＡｃ１温度を超える温度、好ましくは鋼材のＡｃ３温度を超えるが１０００℃以下である温度まで加熱する工程、
‐加熱したブランク材もしくはチューブ材を熱間成形プレス機に搬送する工程、
‐プレス機によってブランク材もしくはチューブ材を成形する工程、および
‐成形品を炉温とＭｓ温度の間で、臨界焼入速度（ＣＱＲ）を超える平均冷却速度によって焼入れする工程
からなる製造法にもある。
ここで「臨界焼入速度（ＣＱＲ）」とは、必要な力学特性（Ｒｍ＞１３００ＭＰａ）が得られる冷却速度であって、１００％マルテンサイトが形成される最低限の冷却速度である臨界冷却速度（ＣＣＲ）よりも低い速度であると定義される。
この方法を用いることで、用いるブランク材に応じて、コーティングの有無にかかわらず自動車生産に必要とされる力学特性を有する熱間成形品が製造される。上述したように、本発明の鋼材組成物のＡｃ１およびＡｃ３温度は、従来使用されている２２ＭｎＢ５タイプの鋼材と比べて低くなっている。
ブランク材もしくはチューブ材は、少なくとも部分的にＡｃ１温度よりも高く、好ましくはＡｃ３温度よりも高く、かつ９５０℃より低い、好ましくは９００℃より低い温度まで加熱されることが好ましい。上記のように本発明の組成物はＡｃ１およびＡｃ３温度が低いので、９００℃よりも低い加熱温度とすることさえ可能であり、好ましい。
加熱したブランク材を熱間成形プレス機に装填する前に、強制的に冷却するのも好ましい態様である。このような冷却は得られる成形品に好ましい影響を与える。
本発明には、上記の方法を用いて作られた成形品も含まれる。この成形品には熱間成形によって自動車産業やその他の目的で必要とされる力学特性が備えられている。
上記の成形品は自動車に用いることが好ましい。従って、成形品の溶接性など力学特性以外の特性についても、この目的を念頭に置いて考慮されるべきである。
以下の実施例によって、本発明をさらに説明する。
本発明者らは、各成分を２５ｋｇのインゴットに投入した。続いてこのインゴットを、仕上温度９００℃、巻取温度６３０℃、圧延厚さ４ｍｍで熱間圧延した。得られたストリップ材を酸洗し、１．５ｍｍ厚で冷間圧延した。こうして得られた組成物のＡｃ３温度、Ｍｓ温度、臨界冷却速度（ＣＣＲ）を熱膨張測定によって求めた。この測定のために、試料をＢａｈｒ８０５Ａ熱膨張測定器内に装填し、室温から６５０℃までは平均加熱温度１５℃／秒で、６５０℃〜９００℃までは平均加熱速度３℃／秒で、９００℃まで加熱した。試料を９００℃で３分間加熱したのち、焼入れを行った。色々な化学組成について得られた結果を表１に示す。
チタン（Ｔｉ）とホウ素（Ｂ）に関しては、通常の測定装置では表１に示した以上の精度で測定することはできなかった。表に示したように、チタンの含量は十分に少なかった。酸素（Ｏ）は測定されなかったが、このような鋼種では実験室試料で５０ｐｐｍ未満であることが知られている。また、産業上実用的な規模での製造工程によって生産されたこの鋼種の鋼材では、酸素含量が３０ｐｐｍ未満であることが示されている。
実験室条件下で作成された他の試験試料では、鋼中にホウ素（Ｂ）を添加しなくても、１〜３ｐｐｍのホウ素が含有されていることが分かった。このホウ素含量の違いは、製鉄設備で以前に生産したホウ素含有鋼がわずかに混入したと考えれば説明できる。ホウ素無添加のこの鋼種を産業上実用的な規模で製造すると２ｐｐｍ未満、通常は１ｐｐｍ未満のホウ素が測定される。
非金属成分を含まないことによって得られる力学特性への好ましい影響の効果を示すため、本発明者らは熱間成形品を試作した。まず、１．５ｍｍ厚のブランク鋼材を総在炉時間５分で９００℃まで加熱した。次に、ブランク材を炉から取り出し、１０秒以内にプレス機に搬入し、約７８０℃で平滑な型押し具に挟んでプレスした。この押し具の温度は２０〜８０℃で、プレス時間は約２０秒だった。プレス機に挟んだブランク材は、５０〜１００℃／秒の冷却速度でプレスを始めた直後から冷却した。表２に得られた力学特性を示したが、これに見られるように、炉から取り出した時からマルテンサイト開始温度に到達するまでのブランク材の平均冷却速度は、この組成物の臨界焼入れ速度よりも高いものであった。また、表２の結果は、本発明の基材は炭素レベルが低いにもかかわらず、降伏強度（Ｒｐ）や引張り強度（Ｒｍ）が一般に用いられている２２ＭｎＢ５と同等であることも示している。しかしながら、非金属成分の含量を減らしているため、本発明の基材７７Ａおよび７７Ｂは、一般に使われている２２ＭｎＢ５と比較して高い破断伸びを有している。

Claims (15)

  1. 成分組成が、重量パーセントで
    Ｃ：０．１２−０．２４、
    Ｍｎ：１．６０−２．５０、
    Ｓｉ：≦０．１９５、
    Ｃｒ：≦０．９、
    Ａｌ：≦１．３、
    Ｐ：≦０．０２、
    Ｓ：≦０．００５、
    Ｎ：≦０．０３、
    Ｂ：≦０．０００４、
    Ｏ：≦０．００８
    所望により
    Ｔｉ：≦０．２、
    Ｍｏ：≦０．２、
    Ｎｂ：≦０．２、
    Ｖ：≦０．２、
    Ｃａ：≦０．０５、
    あり、残部は鉄および不可避的不純物
    である熱間成形鋼材。
  2. 請求項１に記載の鋼材であって、
    Ｃ：０．１５−０．２３、および／または
    Ｍｎ：１．７０−２．４０、および／または
    Ｓｉ：≦０．１９、および／または
    Ｃｒ：０．１５−０．８０、および／または
    Ａｌ：≦１．０、および／または
    Ｐ：＜０．０２、および／または
    Ｓ：≦０．０２、および／または
    Ｎ：≦０．０１、および／または
    Ｂ：≦０．０００４、および／または
    Ｏ：≦０．００８、および／または
    所望により
    Ｔｉ：≦０．１、および／または
    Ｍｏ：≦０．１、および／または
    Ｎｂ：≦０．１、および／または
    Ｖ：≦０．１、および／または
    Ｃａ：≦０．０１
    であり、残部は鉄および不可避的不純物である請求項１に記載の鋼材。
  3. 請求項１に記載の鋼材であって、
    Ｃ：０．１７−０．２２、および／または
    Ｍｎ：２．００−２．３０、および／または
    Ｓｉ：０．０２−０．１０、および／または
    Ｃｒ：０．３０−０．７０、および／または
    Ａｌ：＜０．１０、および／または
    Ｐ：＜０．０１５、および／または
    Ｓ：＜０．００３、および／または
    Ｎ：＜０．００６、および／または
    Ｂ：≦０．０００３、および／または
    Ｏ：≦０．００８、および／または
    所望により
    Ｔｉ：≦０．０５、および／または
    Ｍｏ：≦０．０５、および／または
    Ｎｂ：≦０．０５、および／または
    Ｖ：＜０．０５、および／または
    Ｃａ：０．０１−０．０５０
    であり、残部は鉄および不可避的不純物である請求項１に記載の鋼材。
  4. 請求項１に記載の鋼材であって、
    Ｃ：０．１９−０．２２、および／または
    Ｍｎ：２．００−２．２５、および／または
    Ｓｉ：０．０３−０．０８、および／または
    Ｃｒ：０．６０−０．７０、および／または
    Ａｌ：０．１５−０．０５５、および／または
    Ｐ：＜０．０１５、および／または
    Ｓ：＜０．００３、および／または
    Ｎ：＜０．００６、および／または
    Ｂ：＜０．０００３、および／または
    Ｏ：≦０．００８、および／または
    所望により
    Ｔｉ：＜０．０１、および／または
    Ｍｏ：＜０．０１５、および／または
    Ｎｂ：＜０．００５、および／または
    Ｖ：＜０．０１、および／または
    Ｃａ：０．０１３−０．０５０
    であり、残部は鉄および不可避的不純物である請求項１に記載の鋼材。
  5. 請求項１〜４のいずれか一項に記載の鋼材から製造された、ストリップ材、シート材、ブランク材もしくはチューブ材。
  6. アルミニウムまたはアルミニウムベース合金の層、あるいは亜鉛または亜鉛ベース合金の層によってプレコートされた、請求項５に記載のストリップ材、シート材、ブランク材もしくはチューブ材。
  7. 前記プレコートが、５〜１３重量％のケイ素および／または５重量％未満の鉄を含み、残部はアルミニウムからなっており、厚さが好ましくは片面当たり１０〜４０μｍ、より好ましくは片面当たり２０〜３５μｍである、請求項６に記載のストリップ材、シート材、ブランク材もしくはチューブ材。
  8. 前記プレコートが、８〜１２重量％のケイ素および／または２〜５重量％の鉄を含み、残部はアルミニウムからなっている、請求項７に記載のストリップ材、シート材、ブランク材もしくはチューブ材。
  9. 前記プレコートが、０．１８重量％未満のアルミニウムおよび１５重量％未満の鉄を含む、残部が亜鉛と痕跡量の他の元素からなる亜鉛層を熱処理することで得られる鉄‐亜鉛拡散層であり、厚さが好ましくは片面当たり５〜１５μｍ、より好ましくは片面当たり６〜１３μｍである、請求項６に記載のストリップ材、シート材、ブランク材もしくはチューブ材。
  10. 前記プレコートが、０．５〜４重量％のアルミニウムおよび０．５〜３．２重量％のマグネシウムを含み、残部が亜鉛と痕跡量の他の元素からなっていて、厚さが好ましくは片面当たり５〜１５μｍ、より好ましくは片面当たり６〜１３μｍである請求項６に記載のストリップ材、ブランク材もしくはチューブ材。
  11. 請求項６〜１０のいずれか一項に記載のストリップ材、シート材、ブランク材もしくはチューブ材を用いた熱間成形品の製造法であって、
    ‐例えば、ストリップ材、シート材あるいはチューブ材を裁断するなどして、ブランク材を準備する工程、
    ‐ブランク材もしくはチューブ材を鋼材のＡｃ１温度を超える温度、好ましくは鋼材のＡｃ３温度を超えるが１０００℃以下である温度まで加熱する工程、
    ‐加熱したブランク材もしくはチューブ材を熱間成形プレス機に搬送する工程、
    ‐プレス機によってブランク材もしくはチューブ材を成形する工程、および
    ‐成形品を炉温とＭｓ温度の間で、臨界焼入速度（ＣＱＲ）を超える平均冷却速度によって焼入れする工程
    を用いた製造法。
  12. 前記のブランク材もしくはチューブ材を少なくとも部分的に、Ａｃ１温度より高い温度、好ましくはＡｃ３温度より高い温度で、かつ９５０℃より低い、好ましくは９００℃より低い温度まで加熱する、請求項１１に記載の製造法。
  13. 前記の加熱したブランク材もしくはチューブ材を熱間成形プレス機に装填する前に、強制的に冷却する、請求項１１または１２に記載の製造法。
  14. 請求項１１〜１３のいずれか一項に記載の製造法によって製造された成形品。
  15. 請求項１４に記載の成形品の自動車への使用。
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