CN103261452B - 具有纵壁部的热锻压成形体的制造方法以及具有纵壁部的热锻压成形体 - Google Patents

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Abstract

本发明提供具有纵壁部的热锻压成形体的制造方法，其具备热轧工序、卷取工序、冷轧工序、连续退火工序、以及热锻压工序，所述连续退火工序具备下述工序：加热工序，其将冷轧钢板加热到Ac1℃以上且低于Ac3℃的温度区域；冷却工序，其以10℃/s以下的冷却速度将所述冷轧钢板从最高加热温度冷却到660℃；以及保持工序，其将所述冷轧钢板在550℃～660℃的温度区域保持1分钟～10分钟。

Description

具有纵壁部的热锻压成形体的制造方法以及具有纵壁部的热锻压成形体
技术领域
本发明涉及一种具有纵壁部（vertical wall）的热锻压成形体（hot stamped body）的制造方法以及具有纵壁部的热锻压成形体。 
本申请基于2010年10月22日在日本申请的特愿2010-237249号主张优先权，将其内容援引于此。 
背景技术
近年来，为了以良好的尺寸精度得到在汽车部件等中使用的1180MPa级以上的高强度部件，开发了下述技术：将钢板加热至奥氏体区域，在软质且高延展性的状态下进行压制成形，然后，在压制模具内进行骤冷（淬火），通过马氏体相变来实现成形品的高强度化（以下称作热锻压成形）。 
一般来说，热锻压所用的钢板含有较多的C成分以确保热锻压后的产品强度，且含有Mn及B等奥氏体稳定化元素以确保模具冷却时的淬火性。但是，该强度和淬火性是热锻压产品所必需的特性，在制造作为其原材料的钢板时，这些特性大多会产生不利。作为其代表性的不利，在这样的淬火性高的原材料的情况下，在热轧工序后的热轧板中，有根据热轧卷材的位置而显微组织变得不均匀的倾向。因此，作为消除热轧工序中产生的显微组织不均匀性的方法，可以考虑在热轧工序或冷轧工序后通过间歇退火工序进行回火，但是，间歇退火通常需要3～4日，从生产率的观点考虑不优选。在除用于特殊用途的淬火用原材料等以外的普通钢中，近年来，从生产率的观点考虑，通常通过连续退火工序进行热处理，而不通过间歇退火工序进行热处理。 
但是，在连续退火工序的情况下，由于退火时间短，因此，难以通过如间歇处理那样的长时间热处理使碳化物球状化、实现钢板的软质化和均匀化。该碳化物的球状化是通过在Ac1相变点附近保持数十小时左右来进 行钢板的软质化和均匀化的处理。另一方面，在连续退火工序这样的短时间热处理的情况下，不能确保球状化所必需的退火时间。即，在连续退火设备中，由于设备长度的制约，能在上述Ac1附近的温度保持的时间的上限最多10分钟左右。在这样的短时间内，碳化物在球状化之前就被冷却，因此，钢板为硬质状态且形成不均匀的显微组织。这样的部分显微组织的偏差成为热锻压原材料的硬度偏差的原因，其结果是，如图1所示，大多情况下，在利用热锻压工序加热之前的原材料强度会产生偏差。 
目前，在广泛利用的热锻压成形中，一般通过炉加热使作为原材料的钢板升温后，在压制加工的同时进行淬火，通过在加热炉内均匀加热至奥氏体单相，能够消除上述原材料硬度的偏差。但是，通过炉加热而进行的热锻压原材料的加热方法，加热时间长，因此生产率差。因此，公开了通过利用通电加热方式对热锻压原材料进行短时间加热的方法来改善生产率的技术。通过使用通电加热方式，使流过相同板材的电流密度变化，能够控制通电状态下的板材的温度分布（例如专利文献1）。 
另外，为了消除它们的硬度偏差，在退火工序中以形成奥氏体单相的方式加热到Ac3以上时，由于因上述Mn和B的效果带来的高淬火性，在退火工序结束阶段生成了马氏体或贝氏体等硬质相，原材料硬度显著上升。作为热锻压原材料，这不仅会成为锻压前冲裁时模具磨损的原因，而且会使成形体的成形性和形状冻结性也显著降低。因此，鉴于不仅热锻压淬火后成为所希望的硬度，而且得到成形体的成形性和形状冻结性，作为热锻压前的原材料优选的是软质且硬度偏差小的原材料，而且具有在热锻压淬火后可得到所希望的硬度的C量和淬火性。但是，优先考虑到制造成本，且以利用连续退火设备制造钢板为前提，在现有的退火技术中该控制是困难的。 
进一步，通过热锻压来制造具有纵壁部的成形体时，在模具内冷却时，在相对于模具容易存在间隙的纵壁部处的冷却速度比相对于模具密合的部位慢。因此，相对于利用热锻压工序加热前的钢板的硬度偏差，增加了淬火时产生的硬度偏差，因此，具有纵壁部的成形体存在会产生较大的硬度偏差的问题。 
现有技术文献 
专利文献 
专利文献1：日本特开2009-274122号公报 
非专利文献 
非专利文献1：丸善株式会社，社团法人日本金属学会，钢铁材料p-21 
非专利文献2：Steel Standardization Group,“A Review of the Steel Standardization Group’s Method for the Determination of Critical Points of Steel,”Metal Progress,Vol.49,1946,p.1169 
非专利文献3：“焼入れ性－求め方と活用－（淬火性－获得方法和利用－）”大和田久重雄著日刊工业新闻社 
发明内容
发明所要解决的课题 
本发明的目的是解决上述问题，提供即使在由热锻压用钢板制造具有纵壁部的成形体时也能够抑制成形体的硬度偏差的具有纵壁部的热锻压成形体的制造方法、以及具有纵壁部的热锻压成形体。 
用于解决课题的手段 
用于解决上述课题的本发明的概要如下所述。 
（1）本发明的第1方式涉及一种具有纵壁部的热锻压成形体的制造方法，其具备下述工序：热轧工序，其将含有下述化学成分的板坯热轧，得到热轧钢板，所述化学成分以质量％计含有Ｃ：0.18％～0.35％、Mn：1.0％～3.0％、Si：0.01％～1.0％、P：0.001％～0.02％、S：0.0005％～0.01％、N：0.001％～0.01％、Al：0.01％～1.0％、Ti：0.005％～0.2％、B：0.0002％～0.005％、以及Cr：0.002％～2.0％、剩余部分由铁以及不可避免的杂质构成；卷取工序，其将热轧后的所述热轧钢板卷取；冷轧工序，其将卷取后的所述热轧钢板冷轧，得到冷轧钢板；连续退火工序，其将冷轧后的所述冷轧钢板连续退火，得到热锻压用钢板；以及热锻压工序，其将连续退火后的所述热锻压用钢板按最高加热温度为Ac3℃以上的方式进行加热，进行热锻压，形成纵壁部；所述连续退火工序具备下述工序：加热工序，其将所述冷轧钢板加热到Ac1℃以上且低于Ac3℃的温度区域；冷却工序，其以10℃/s以下的冷却速度将加热后的所述冷轧钢板从最高加热温度冷却到 660℃；以及保持工序，其将冷却后的所述冷轧钢板在550℃～660℃的温度区域保持1分钟～10分钟。 
（2）在上述（1）所述的具有纵壁部的热锻压成形体的制造方法中，所述化学成分还可以含有Mo：0.002％～2.0％、Nb：0.002％～2.0％、V：0.002％～2.0％、Ni：0.002％～2.0％、Cu：0.002％～2.0％、Sｎ：0.002％～2.0％、Ca：0.0005％～0.0050％、Mg：0.0005％～0.0050％、以及REM：0.0005％～0.0050％中的一种以上。 
（3）在上述（1）中所述的具有纵壁部的热锻压成形体的制造方法中，还可以在所述连续退火工序后，进行热浸镀锌处理、合金化热浸镀锌处理、热浸镀铝处理、合金化热浸镀铝处理、以及电镀处理中的任意一种。 
（4）在上述（2）中所述的具有纵壁部的热锻压成形体的制造方法中，还可以在所述连续退火工序后，进行热浸镀锌处理、合金化热浸镀锌处理、热浸镀铝处理、合金化热浸镀铝处理、以及电镀处理中的任意一种。 
（5）本发明的第2方式涉及一种具有纵壁部的热锻压成形体的制造方法，具备下述工序：热轧工序，其将含有下述化学成分的板坯热轧，得到热轧钢板，所述化学成分以质量％计含有Ｃ：0.18％～0.35％、Mn：1.0％～3.0％、Si：0.01％～1.0％、P：0.001％～0.02％、S：0.0005％～0.01％、N：0.001％～0.01％、Al：0.01％～1.0％、Ti：0.005％～0.2％、B：0.0002％～0.005％、以及Cr：0.002％～2.0％、剩余部分由铁以及不可避免的杂质构成；卷取工序，其将热轧后的所述热轧钢板卷取；冷轧工序，其将卷取后的所述热轧钢板冷轧，得到冷轧钢板；连续退火工序，其将冷轧后的所述冷轧钢板连续退火，得到热锻压用钢板；以及热锻压工序，其将连续退火后的所述热锻压用钢板按最高加热温度为Ac3℃以上的方式进行加热，进行热锻压，形成纵壁部；在所述热轧工序中，在由连续的5台以上的轧制机架构成的热精轧中，将最终轧机Fi中的热精轧温度FiT设定在（Ac3－60）℃～（Ac3＋80）℃的温度区域内，将从在位于所述最终轧机Fi之前的轧机Fi－3中开始轧制至在所述最终轧机Fi中结束轧制为止的时间设定为2.5秒以上，将在所述轧机Fi－3中的热轧温度Fi－3T设定为FiT＋100℃以下，进行轧制；在600℃～Ar3℃的温度区域中保持3秒～40秒后，通过所述卷取工序进行卷取；所述连续退火工序具备下述工序：加热工序，其将所述冷 轧钢板加热到（Ac1－40）℃以上且低于Ac3℃的温度区域；冷却工序，其以10℃/s以下的冷却速度将加热后的所述冷轧钢板从最高加热温度冷却到660℃；以及保持工序，其将冷却后的所述冷轧钢板在450℃～660℃的温度区域保持20秒～10分钟。 
（6）在上述（5）中所述的具有纵壁部的热锻压成形体的制造方法中，所述化学成分还可以含有Mo：0.002％～2.0％、Nb：0.002％～2.0％、V：0.002％～2.0％、Ni：0.002％～2.0％、Cu：0.002％～2.0％、Sn：0.002％～2.0％、Ca：0.0005％～0.0050％、Mg：0.0005％～0.0050％、以及REM：0.0005％～0.0050％中的一种以上。 
（7）在上述（5）中所述的具有纵壁部的热锻压成形体的制造方法中，还可以在所述连续退火工序后，进行热浸镀锌处理、合金化热浸镀锌处理、热浸镀铝处理、合金化热浸镀铝处理、以及电镀处理中的任意一种。 
（8）在上述（6）中所述的具有纵壁部的热锻压成形体的制造方法中，还可以在所述连续退火工序后，进行热浸镀锌处理、合金化热浸镀锌处理、热浸镀铝处理、合金化热浸镀铝处理、以及电镀处理中的任意一种。 
（9）本发明的第3方式涉及一种具有纵壁部的热锻压成形体，其是使用上述（1）～（8）中任意一项所述的热锻压成形体的制造方法成形的热锻压成形体，淬火开始温度为650℃以下时，所述热锻压成形体的维氏硬度的偏差ΔHv为100以下；淬火开始温度为650～750℃时，所述热锻压成形体的维氏硬度的偏差ΔHv为60以下；淬火开始温度为750℃以上时，所述热锻压成形体的维氏硬度的偏差ΔHv为40以下。 
发明效果 
根据上述（1）～（8）中记载的方法，由于使用退火后的物性均匀且柔质的钢板，因此即使由这样的钢板通过热锻压制造具有纵壁部的成形体，也能够使热锻压成形体的硬度稳定。 
另外，通过在连续退火后进行热浸镀锌、合金化热浸镀锌、热浸镀铝、合金化热浸镀铝、或电镀，具有能够防止表面的氧化皮产生、在热锻压升温时不需要用于避免氧化皮产生的无氧化气氛升温、不需要热锻压后的脱氧化皮处理等优点，而且热锻压成形体具有防锈性。 
另外，通过采用这样的方法，能够得到下述具有纵壁部的热锻压成形 体，该具有纵壁部的热锻压成形体在淬火开始温度为650℃以下时，维氏硬度的偏差ΔHv为100以下；淬火开始温度为650～750℃时，维氏硬度的偏差ΔHv为60以下；淬火开始温度为750℃以上时，维氏硬度的偏差ΔHv为40以下。 
附图说明
图1是表示以往的连续退火后的热锻压用钢板的强度偏差的图。 
图2是表示本发明的连续退火工序中的温度过程模式的图。 
图3A是表示将卷取温度设定为680℃的连续退火后的热锻压用钢板的强度偏差的图。 
图3B是表示将卷取温度设定为750℃的连续退火后的热锻压用钢板的强度偏差的图。 
图3C是表示将卷取温度设定为500℃的连续退火后的热锻压用钢板的强度偏差的图。 
图4是表示本发明的实施例中的热锻压成形品的形状的图。 
图5是在本发明中通过Crθ/CrM以及Mnθ/MnM的值来表示热锻压时的淬火性变化的图。 
图6A是表示分割后的珠光体的2000倍SEM观察结果。 
图6B是表示分割后的珠光体的5000倍SEM观察结果。 
图7A是表示未分割的珠光体的2000倍SEM观察结果。 
图7B是表示未分割的珠光体的5000倍SEM观察结果。 
具体实施方式
以下表示本发明的优选实施方式。 
首先，在本发明中对重要的Ac3的计算方法进行说明。在本发明中，Ac3的值准确很重要，因此，优选通过实验测定，而非由计算式计算出。另外，Ac1也可以由相同的试验测定。作为测定方法的例子，如非专利文献1、2中所述，一般是由加热以及冷却时的钢材的长度变化求出的方法。加热时，奥氏体开始出现的温度是Ac1，成为奥氏体单相的温度是Ac3，能够分别从膨胀的变化读取。实验测定时，一般为下述方法：以实际上在连续退火工 序中升温时的加热速度将冷轧后的钢板升温，由膨胀曲线测定Ac3。这里的加热速度是指在Ac1以下的温度即“500℃～650℃”的温度区域的平均加热速度，使用该加热速度以恒定速度进行加热。 
在本发明中，采用以5℃/s为升温速度进行测定而得到的结果。 
另一方面，将由奥氏体单相开始相变为铁素体或贝氏体等低温相变相的温度称作Ar3，但是，关于热轧工序中的相变，Ar3根据热轧条件和轧制后的冷却速度而变化。因此，关于Ar3，根据ISIJ International,Vol.32(1992),No.3中公开的计算模型来计算，由与实际温度的相关关系来决定从Ar3至600℃为止的保持时间。 
以下，对在本发明的具有纵壁部的热锻压成形体的制造方法中使用的热锻压用钢板进行说明。 
（热锻压用钢板的淬火指数） 
热锻压原材料为了在淬火后得到高硬度，因此通常为高碳成分且淬火性高的成分设计。在此，“淬火性高”是指作为淬火指数的DIinch值为3以上。该DIinch值可以基于ASTM A255-67来计算。具体的计算方法表示在非专利文献3中。DIinch值的计算方法已经提出了几种，但使用相加法来计算，关于计算B的效果的fB的式子，可以使用相同文献中记载的fB＝1＋2.7（0.85－wt％C）的式子。另外，需要根据C添加量来指定奥氏体的粒度No.，但是，实际上奥氏体粒度No.会根据热轧条件等而变化，因此，统一为No.6的粒度来计算即可。 
DIinch值是表示淬火性的指标，未必与钢板的硬度有直接联系。即，马氏体的硬度由C以及其它固溶元素量决定。因此，不是在所有C添加量多的钢材中都存在本申请的课题。这是由于即使C添加量多的情况下，只要DIinch值是低值，钢板的相变就较快地进行，因此，在ROT冷却中的卷取前，相变基本完成。而且，在退火工序中，在从最高加热温度开始的冷却中，铁素体相变容易进行，因此，容易制造软质的热锻压原材料。另一方面，在DIinch值高且C添加量多的钢材中，上述课题变得明显。因此，在含有0.18％～0.35％的C的钢材且DIinch值为3以上时，本发明的效果好。另一方面，DIinch值极高时，在连续退火中不进行铁素体相变，因此，作为DIinch值的上限，优选为10左右。 
（热锻压用钢板的化学成分） 
在本发明的具有纵壁部的热锻压成形体的制造方法中，使用由具有下述化学成分的钢坯制造的热锻压用钢板，所述化学成分含有C、Mn、Si、P、S、N、Al、Ti、B、以及Cr，剩余部分由铁以及不可避免的杂质构成。另外，作为选择性元素，还可以含有Mo、Nb、V、Ni、Cu、Sn、Ca、Mg、REM中的一种以上。以下，说明各元素的含量的优选范围。表示含量的％是指质量％。在该热锻压用钢板中，只要是不显著妨碍本发明的效果的程度的含量，还可以含有除上述元素以外的不可避免的杂质，但是，优选尽可能为少量。 
（C：0.18％～0.35％） 
C含量低于0.18％时，热锻压后的淬火强度变低，部件内的硬度上升量小。另一方面，C含量超过0.35％时，成形体的成形性显著降低。 
因此，C的下限值为0.18％，优选为0.20％，更优选为0.22％。C的上限值为0.35％，优选为0.33％，更优选为0.30％。 
（Mn：1.0％～3.0％） 
Mn含量低于1.0％时，难以确保热锻压时的淬火性。另一方面，Mn含量超过3.0％时，容易发生Mn偏析，热轧时易开裂。 
因此，Mn的下限值为1.0％，优选为1.2％，更优选为1.5％。Mn的上限值为3.0％，优选为2.8％，更优选为2.5％。 
（Si：0.01％～1.0％） 
Si具有若干改善淬火性的效果，但是，其效果小。通过含有与其它元素相比固溶强化量大的Si，能够减少用于淬火后得到所希望的硬度的C量。由此，能够有助于改善在高C钢中处于劣势的焊接性。因此，添加量越多，效果越好，但是，超过1.0％时，由于钢板表面的氧化物的生成，用于赋予耐蚀性的化学被膜生成处理性显著变差，阻碍镀锌的润湿性。另外，下限没有特别设定，但通常脱氧水平所使用的Si量即0.01％左右成为实质上的下限。 
因此，Si的下限值是0.01％。Si的上限值是1.0％，优选为0.8％。 
（P：0.001％～0.02％） 
P是固溶强化能力高的元素，但是，含量超过0.02％时，与Si同样地 会导致化学被膜生成处理性变差。另外，下限没有特别设定，但要制成低于0.001％时，成本大幅度上升，因此实质上很困难。 
（S：0.0005％～0.01％） 
S由于会生成使韧性或加工性变差的MnS等夹杂物，因此优选添加量少。因此，优选为0.01％以下。另外，下限未特别设置，但是要制成低于0.0005％时，成本大幅度上升，因此，实质上很困难。 
（N：0.001％～0.01％） 
N由于在添加B时会使淬火性改善效果变差，因此优选尽量减少添加量。从该观点考虑，上限为0.01％。另外，下限未特别设置，但是低于0.001％时，成本大幅度上升，因此，实质上困难。 
（Al：0.01％～1.0％） 
Al与Si同样地具有固溶强化能力，因此，可以以减少C添加量为目的而进行添加。由于与Si同样地会使化学被膜生成处理性或镀锌的润湿性变差，因此其上限设为1.0％，下限未特别设置，但是，以脱氧水平混入的Al量即0.01％为实质上的下限。 
（Ti：0.005％～0.2％） 
Ti对于使B添加效果变差的N无害化有效。即，N含量多时，B与N结合，形成BN。B的淬火性改善效果在B为固溶状态时发挥，因此，在高N的状态下即使添加B，也得不到其淬火性改善效果。因此，通过添加Ti，将N固定为TiN，能够使B以固溶状态残留。一般，关于为了获得该效果而必要的Ti量，根据原子量比添加N的4倍左右以上即可。因此，考虑不可避免地混入的N含量的话，需要作为下限的0.005％以上。另外，Ti与C结合，形成TiC。由于其可预料到改善热锻压后的延迟断裂特性的效果，因此在积极改善延迟断裂特性时，优选添加0.05％以上的Ti。但是，添加超过0.2％的Ti时，在奥氏体晶界等中形成粗大的TiC，热轧中产生裂纹，因此，将0.2%设为上限。 
（B：0.0002％～0.005％） 
B作为廉价地改善淬火性的元素是最有效的元素之一。如上所述，添加B时，必须为固溶状态，因此，必须根据需要添加Ti。另外，低于0.0002％时，得不到其效果，因此，优选将0.0002％作为下限，另一方面，超过0.005％ 时，其效果饱和，因此优选将0.005％作为上限。 
（Cr：0.002％～2.0％） 
Cr为0.002％以上的含量时，使淬火性以及韧性提高。韧性的提高依靠于通过形成合金碳化物使延迟断裂特性改善的效果、或使奥氏体粒径细粒化的效果。另一方面，Cr的含量超过2.0％时，该效果饱和。 
（Mo：0.002％～2.0％） 
（Nb：0.002％～2.0％） 
（V：0.002％～2.0％） 
Mo、Nb、V分别为0.002％以上的含量时，使淬火性以及韧性提高。关于韧性的提高效果，能够通过利用合金碳化物的形成来改善延迟断裂特性、或使奥氏体粒径细粒化而得到。另一方面，各元素的含量超过2.0％时，该效果饱和。因此，可以分别在0.002％～2.0％的范围内含有Mo、Nb、V。 
（Ni：0.002％～2.0％） 
（Cu：0.002％～2.0％） 
（Sn：0.002％～2.0％） 
另外，Ni、Cu、Sn分别为0.002％以上的含量时，使韧性改善。另一方面，各元素的含量超过2.0％时，该效果饱和。因此，可以分别在0.002％～2.0％的范围内含有Ni、Cu、Sn。 
（Ca：0.0005％～0.0050％） 
（Mg：0.0005％～0.0050％） 
（REM：0.0005％～0.0050％） 
Ca、Mg、REM分别为0.0005％以上的含量时，对于夹杂物的微细化、或其抑制具有效果。另一方面，各元素的含量超过0.0050％时，该效果饱和。因此，可以分别在0.0005％～0.0050％的范围内含有Ca、Mg、REM。 
（热锻压用钢板的显微组织） 
下面对上述的热锻压用钢板的显微组织进行说明。 
图2表示连续退火工序中的温度过程模式。在图2中，Ac1是指升温时开始向奥氏体发生逆相变的温度，Ac3是指升温时钢板的金属组成完全成为奥氏体的温度。经过了冷轧工序的钢板处于热轧板的显微组织通过冷轧而被破坏的状态，在该状态下成为位错密度非常高的硬质状态。一般，淬火 原材料的热轧钢板的显微组织是铁素体与珠光体的混合组织。但是，根据热轧板的卷取温度，显微组织能够控制为贝氏体主体、或马氏体主体的组织。制造热锻压用钢板时，如后所述，在加热工序中，通过将钢板加热到Ac1℃以上，使未再结晶铁素体的体积分率为30％以下。另外，通过在加热工序中使最高加热温度低于Ac3℃、且在冷却工序中以10℃/s以下的冷却速度从最高加热温度冷却到660℃，从而在冷却中进行铁素体相变，使钢板软质化。在冷却工序中促进铁素体相变、使钢板软质化时，在加热工序中微量地残留铁素体是适当的，因此，优选将最高加热温度设为“（Ac1+20）℃～（Ac3－10）℃”。通过加热到该温度区域，硬质的未再结晶铁素体通过由退火中的位错的移动引起的回复以及再结晶而软化，并且能够将残留的硬质的未再结晶铁素体进行奥氏体化。在该加热工序中，事先残留微量的未再结晶铁素体，在接着的冷却速度为10℃/s以下的冷却工序与在“550℃～660℃”的温度区域中保持1分钟～10分钟的保持工序中，以该未再结晶铁素体为核，铁素体成长，通过C向未相变奥氏体中浓化，促进渗碳体的析出。因此，本实施方式的热锻压用钢板的退火工序后的主要显微组织由铁素体、渗碳体、以及珠光体构成，一部分含有残留奥氏体、马氏体、以及贝氏体。加热工序中的最高加热温度的范围能够通过调整热轧工序中的轧制条件以及ROT中的冷却条件而扩大。即，本发明的课题的根源是热轧板的显微组织的偏差，只要按使热轧板均质化、使冷轧后的铁素体的再结晶均匀且迅速地进行的方式调整热轧板的显微组织，则即使将加热工序中的最高加热温度的下限扩大到（Ac1－40）℃，也能够抑制未再结晶铁素体的残留，能扩大保持工序中的条件（如后所述，在“450℃～660℃”的温度区域中为20秒～10分钟）。 
更具体地，热锻压用钢板具有将再结晶铁素体与相变铁素体加和而得到的铁素体的体积分率为50％以上、未再结晶铁素体分率的体积分率为30％以下的金属组织。铁素体分率低于50％时，连续退火工序后的钢板强度变硬。另外，未再结晶铁素体分率超过30％时，连续退火工序后的钢板硬度变硬。 
未再结晶铁素体的比例可以通过解析电子射线背散射解析图像(EBSP：Electron Back Scattering diffraction Pattern)来测定。未再结晶铁素体与除此 以外的铁素体、即再结晶铁素体以及相变铁素体的辨别可以利用Kernel Average Misorientation法（KAM法）解析EBSP的晶体取向测定数据来进行辨别。在未再结晶铁素体的晶粒内，位错虽然回复了，但是，存在通过冷轧时的塑性形变产生的晶体取向的连续变化。另一方面，除了未再结晶铁素体的铁素体晶粒内的晶体取向变化极小。这是由于通过再结晶以及相变，相邻的晶粒的晶体取向大不相同，但是，在一个晶粒内晶体取向未变化。在KAM法中，可以定量表示与相邻的像点（pixel）（测定点）的晶体取向差，因此，在本发明中，将与相邻测定点的平均晶体取向差为1°（度）以内且平均晶体取向差为2°（度）以上的像点间定义为晶界时，将晶体粒径为3μm以上的晶粒定义为除未再结晶铁素体以外的铁素体、即再结晶铁素体以及相变铁素体。 
另外，该热锻压用钢板的特征在于，（A）固溶于铁系碳化物中的Cr的浓度Crθ与固溶于母材中的Cr的浓度CrM的比Crθ/CrM的值为2以下、或（B）固溶于铁系碳化物中的Mn的浓度Mnθ与固溶于母材中的Mn的浓度MnM的比Mnθ/MnM的值为10以下。 
作为铁系碳化物的代表的渗碳体在热锻压加热时溶解于奥氏体中，使奥氏体中的C浓度上升。在热锻压工序中的加热时，在通过快速加热等进行了低温短时间加热的情况下，渗碳体的溶解不充分，淬火性不足或淬火后的硬度不足。通过减少容易分配在渗碳体中的元素即Cr或Mn在渗碳体中的分配量，能改善渗碳体的溶解速度。Crθ/CrM的值超过2、而且Mnθ/MnM的值超过10时，短时间加热时渗碳体向奥氏体的溶解不充分。优选Crθ/CrM的值为1.5以下，Mnθ/MnM的值为7以下。 
该Crθ/CrM以及Mnθ/MnM可以通过钢板的制造方法而降低。具体地如后所述，需要抑制这些置换型元素向铁系碳化物中扩散，需要在热轧工序以及冷轧后的连续退火工序中进行该控制。Cr或Mn等置换型元素（substitutional element）与C和N等间隙型元素（interstitial element）不同，通过在600℃以上的高温下长时间保持，向铁系碳化物中扩散。为了避免这种情况，大致有两种方法。一种方法是：通过将热轧中生成的铁系碳化物在连续退火中加热到Ac1～Ac3，使奥氏体全部溶解，通过从最高加热温度开始进行10℃/s以下的缓慢冷却以及在550～660℃下进行保持，从而进行 铁素体相变与铁系碳化物的生成。该连续退火中生成的铁系碳化物在短时间内生成，因此，不易引起置换型元素的扩散。 
另一种方法是在热轧工序后的冷却工序中，通过结束铁素体以及珠光体相变，能够形成软质且均匀、而且珠光体中的铁系碳化物中置换型元素的扩散量少的状态。上述热轧条件的限定理由如后所述。由此，在热轧后的热轧板的状态下，可以使Crθ/CrM以及Mnθ/MnM为较低值。因此，在冷轧后的连续退火工序中，即使是在（Ac1－40）℃这样的仅发生铁素体的再结晶的温度区域内的退火，只要能够在所述热轧后的ROT冷却中完成相变，就能够降低Crθ/CrM以及Mnθ/MnM。 
如图5所示，这些阈值由将Crθ/CrM以及Mnθ/MnM为低值的C-1与Crθ/CrM以及Mnθ/MnM为高值的C-4以150℃/s加热到850℃后保持10秒、之后以5℃/s冷却时的膨胀曲线决定。即，在Crθ/CrM以及Mnθ/MnM为高值的材料中，冷却中从650℃附近开始相变，相对于此，在Crθ/CrM以及Mnθ/MnM高的材料中，直到400℃以下未确认到明确的相变。即，通过使Crθ/CrM以及Mnθ/MnM为低值，能够改善快速加热后的淬火性。 
铁系碳化物中的Cr以及Mn的成分分析的测定方法没有特别的规定，例如，可以从钢板的任意部位制作提取复制样品，使用透射电子显微镜（TEM），以1000倍以上的倍率进行观察，利用附属于TEM的能量分散型分光分析装置（EDS）进行分析。而且，母相中的Cr以及Mn的成分分析可以制作一般使用的薄膜，在从铁系碳化物充分分离的铁素体晶粒内进行EDS分析。 
而且，在该热锻压用钢板中，未分割的珠光体分率可以为10％以上。未分割的珠光体表示，在退火工序中一度奥氏体化的珠光体在冷却工序中再次进行珠光体相变，该未分割的珠光体的存在表示Crθ/CrM以及Mnθ/MnM更低。存在10％以上的该未分割的珠光体时，钢板的淬火性改善。 
该未分割的珠光体意味的是，通常在热轧钢板的显微组织由铁素体以及珠光体形成时，将该热轧钢板冷轧至50％左右后使铁素体再结晶时，如图6A、6B的SEM观察结果所示，形成珠光体被微细地分割的形态。另一方面，在连续退火中加热到Ac1以上时，这些珠光体一度成为奥氏体后，通过之后的冷却过程和保持，进行铁素体相变和珠光体相变。该珠光体通 过短时间的相变形成，因此，是在铁系碳化物中不含置换型元素的状态，并且呈现未分割的图7A、7B所示的形态。 
关于未分割的珠光体的面积率，可以利用光学显微镜观察将试验片切断、研磨后的试验片，通过点计数（point counting）法测定其比率而得到。 
（第1实施方式） 
以下对本发明的第1实施方式的具有纵壁部的热锻压成形体的制造方法进行说明。 
本实施方式的热锻压成形体的制造方法至少具有热轧工序、卷取工序、冷轧工序、连续退火工序、以及热锻压工序。以下对各工序进行详细说明。 
（热轧工序） 
在热轧工序中，将具有上述化学成分的钢坯加热（再加热）到1100℃以上的温度，进行热轧。钢坯可以是利用连续铸造设备刚制造后的板坯，也可以是利用电炉制造的钢坯。通过将钢坯加热到1100℃以上，能够使碳化物形成元素和碳充分分解溶解于钢材中。另外，通过将钢坯加热到1200℃以上，能够使钢坯中的析出碳氮化物充分溶解。但是，将钢坯加热到超过1280℃，在生产成本上不优选。 
热轧中的精轧温度低于Ar3℃时，钢板表层通过与轧制辊接触，在轧制中发生铁素体相变，有轧制的变形阻力显著提高的可能性。精轧温度的上限没有特别设定，上限可以为1050℃左右。 
（卷取工序） 
热轧工序后的卷取工序中的卷取温度优选在“700℃～900℃”的温度区域（铁素体相变以及珠光体相变区域）、或者“25℃～500℃”的温度区域（马氏体相变或贝氏体相变区域）中进行。通常卷取后的卷材从边缘部分开始冷却，因此，冷却过程变得不均匀，其结果是，容易发生显微组织的不均匀化，但是，通过在所述温度区域内进行热轧卷材的卷取，能够抑制热轧工序中发生的显微组织的不均匀化。但是，即使是上述优选的范围外的卷取温度，通过连续退火中的显微组织控制，与以往相比，也能大幅度减少偏差。 
（冷轧工序） 
在冷轧工序中，将卷取的热轧钢板酸洗后冷轧，制造冷轧钢板。 
（连续退火工序） 
在连续退火工序中，将上述冷轧钢板连续退火。连续退火工序具备下述工序：加热工序，其将冷轧钢板加热到“Ac1℃以上且低于Ac3℃”的温度范围；之后的冷却工序，其设定10℃/s以下的冷却速度，将冷轧钢板从最高加热温度冷却到660℃；以及之后的保持工序，其将冷轧钢板在“550℃～660℃”的温度区域保持1分钟～10分钟。 
（热锻压工序） 
在热锻压工序中，将上述连续退火后的钢板加热到AC3以上后进行热锻压，成形纵壁部。此外，纵壁部是指，相对于压制方向平行的部位、或者相对于压制方向以20度以内的角度交叉的部位。其加热速度及之后的冷却速度等采用一般条件即可。但是，低于3℃/s的加热速度时，生产效率非常低，因此，可以将加热速度设定为3℃/s以上。另外，低于3℃/s的冷却速度时，特别是存在纵壁部未被充分淬火的可能性，因此，可以将冷却速度设定为3℃/s以上。 
加热方法没有特别的规定，例如可以采用进行通电加热的方法、或使用加热炉的方法等。 
最高加热温度的上限可以设定为1000℃。另外，关于在最高加热温度下的保持，由于只要逆相变至奥氏体单相，则不需要设置特别保持时间，因此也可以不进行保持。 
根据上述热锻压成形体制造方法，由于使用硬度均匀且柔质的热压用钢板，因此，即使将与模具间容易存在间隙的具有纵壁部的成形体热锻压成形时，也能够减少热锻压成形体的硬度偏差。具体地，淬火开始温度为650℃以下时，能够得到成形体的维氏硬度的偏差ΔHv为100以下的具有纵壁部的成形体，淬火开始温度为650～750℃时，能够得到成形体的维氏硬度的偏差ΔHv为60以下的具有纵壁部的成形体，淬火开始温度为750℃以上时，能够得到成形体的维氏硬度的偏差ΔHv为40以下的具有纵壁部的成形体。 
热锻压中使用的钢板为了确保热锻压后的淬火硬度，其特征在于，含有较多的C成分，且含有Mn以及B，采用这样的淬火性高、Ｃ浓度高的钢材成分时，有热轧工序后的热轧板显微组织容易变得不均匀的趋势。但 是，根据本实施方式的热锻压用冷轧钢板制造方法，在冷轧工序后段接着进行的连续退火工序中，将冷轧钢板加热到“Ac1℃以上且低于Ac3℃”的温度范围，之后，以10℃/s以下的冷却速度从最高温度冷却到660℃，进而，之后通过在“550℃～660℃”的温度区域中保持1分钟～10分钟，能够使显微组织均匀。 
在连续退火线中，还可以实施热浸镀锌、合金化热浸镀锌、热浸镀铝、合金化热浸镀铝、或电镀。即使在退火工序后实施镀覆处理也不会失去本发明的效果。 
如图2的示意图所示，经过了冷轧工序的钢板的显微组织呈未再结晶铁素体的状态。在本实施方式的具有纵壁部的热锻压成形体的制造方法中，在连续退火工序中，通过加热到高于Ac1点的高温区域即“Ac1℃以上且低于Ac3℃”的温度区域，进行加热直到未再结晶铁素体微量残留的奥氏体相这样的2相共存的状态。之后，在以10℃/s以下的冷却速度冷却的冷却工序中，以在最高加热温度下残留的微量的未再结晶铁素体为核的相变铁素体的成长发生。接着，在将钢板在“550℃～660℃”的温度区域内保持1分钟～10分钟的保持工序中，与铁素体相变同时发生C向未相变奥氏体中浓化，通过在相同温度区域内的保持，促进渗碳体的析出或珠光体相变。 
为了确保热锻压后的淬火强度，热锻压中使用的钢板的特征在于，含有较多的C成分，并且含有Mn以及B，但是，B具有从奥氏体单相冷却时抑制铁素体核的生成的效果，通常在加热到Ac3以上的奥氏体单相区域后进行冷却时，不易发生铁素体相变。但是，通过使连续退火工序中的加热温度限于低于Ac3的“Ac1℃以上且低于Ac3℃”的温度区域，使硬质的未再结晶铁素体几乎都逆相变为奥氏体，而且使微量的铁素体残留，并在之后的以10℃/s以下的冷却速度进行冷却的冷却工序、以及在“550℃～660℃”的温度区域中保持1分钟～10分钟的保持工序中，通过以残留的铁素体为核而使铁素体成长，从而实现软质化。此外，在连续退火工序中的加热温度高于Ac3℃时，基本成为奥氏体单相，因此，之后的冷却中的铁素体相变变得不充分而硬质化，因此，以Ac3℃为上限；低于Ac1时，未再结晶铁素体的体积分率变高而硬质化，因此以Ac1为下限。 
而且，在“550℃～660℃”的温度区域内将冷轧钢板保持1分钟～10 分钟的保持工序中，铁素体相变后，在C浓化的未相变奥氏体中，能够促进渗碳体的析出或珠光体相变。这样，根据本实施方式的具有纵壁部的成形体的制造方法，即使通过连续退火将淬火性高的原材料加热到低于Ac3点时，也能够使钢板的大部分显微组织形成为铁素体以及渗碳体。根据相变的进行情况，有时冷却后贝氏体、马氏体、残留奥氏体微量地残留。 
此外，保持工序中的温度超过660℃时，铁素体相变的进行延迟，退火时间变长。另一方面，低于550℃时，有时通过相变生成的铁素体自身变为硬质、或者难以进行渗碳体析出或珠光体相变、产生了作为低温相变产物的贝氏体或马氏体。另外，保持时间超过10分钟时，实质上连续退火设备变长，成本增高，另一方面，低于1分钟时，有可能铁素体相变、渗碳体析出、或珠光体相变变得不充分，冷却后的大部分显微组织成为作为硬质相的贝氏体或马氏体主体的组织，钢板硬质化。 
根据上述制造方法，经过了热轧工序的热轧卷材通过在“700℃～900℃”的温度区域（铁素体或珠光体区域）内卷取，或者通过在作为低温相变温度区域的“25℃～550℃”的温度区域内卷取，能够抑制卷取后的热轧卷材的显微组织的不均匀化。一般在卷取普通钢的600℃附近，是发生铁素体相变和珠光体相变的温度区域，但是，在通常进行的热精轧条件后在相同温度区域内卷取该淬火性高的钢种时，在从热轧工序的精轧到卷取为止的被称作输出辊道（Run-Out-Table、以下称作ROT）的水冷装置区间中几乎不会进行相变，因此，卷取后进行来自奥氏体的相变。因此，从卷材的宽度方向考虑时，在暴露在大气中的边缘部分和在与大气隔绝的中心部分，冷却速度不同。而且，从卷材的长度方向考虑时，同样地在容易与大气接触的卷材的最前端或最后端和与大气隔绝的中间部分，冷却过程也不同。因此，在淬火性高的成分中，在与普通钢相同的温度区域内卷取时，由于上述冷却过程的不同，热轧板的显微组织和硬度在一个卷材中偏差较大。使用该热轧板，在冷轧后利用连续退火设备进行退火时，在Ac1以下的铁素体再结晶温度区域中，由于由热轧板显微组织的偏差引起的铁素体再结晶速度的偏差，产生如图1所示的较大的硬度偏差。另一方面，加热到Ac1以上的温度区域并直接冷却时，不仅残留较多的未再结晶铁素体，而且一部分逆相变而成的奥氏体相变成作为硬质相的贝氏体或马氏体，成 为硬质且硬度偏差较大的原材料。因此，为了完全除去未再结晶铁素体，加热到Ac3以上时，通过Mn或B等淬火性改善元素的效果，冷却后变得非常硬质。因此，为了热轧板的显微组织均匀化，在上述温度区域内进行卷取是有效的。即，通过在“700℃～900℃”的温度区域内进行卷取，卷材卷取后从充分高温的状态开始冷却，因此，能够使卷材整体形成为铁素体/珠光体组织。另一方面，通过在“25℃～550℃”的温度区域内卷取，能够使卷材整体形成为硬质的贝氏体或马氏体。 
图3A～图3C表示热轧卷材的不同卷取温度的连续退火后的热锻压用钢板的强度偏差。图3A表示将卷取温度设定为680℃进行连续退火的情况，图3B表示将卷取温度设定为750℃、即“700℃～900℃”的温度区域（铁素体相变以及珠光体相变区域）进行连续退火的情况，图3C表示将卷取温度设定为500℃、即“25℃～500℃”的温度区域（贝氏体相变以及马氏体相变区域）进行连续退火的情况。在图3A～图3C中，△TS表示钢板的强度偏差（钢板的抗拉强度的最大值－最小值）。从图3A～图3C可知，通过合适条件进行连续退火，能够获得均匀且柔软的烧成后的钢板的硬度，由此，能够降低具有纵壁部的热锻压成形体的硬度偏差。 
通过使用这样的均匀的硬度的钢板，在热锻压工序中，即使制造冷却速度容易比其它部位慢的具有纵壁部的成形体时，也能够使热锻压后的成形体的部件硬度稳定化。而且，关于在作为通电加热中温度不上升的电极保持部等的、钢板的原材料硬度自身对产品硬度有影响的部分，通过均匀管理钢板的原材料硬度自身，能够提高热锻压后的成形体的品质管理精度。 
（第2实施方式） 
以下对本发明的第2实施方式的具有纵壁部的热锻压成形体的制造方法进行说明。 
本实施方式的热锻压成形体的制造方法至少具有热轧工序、卷取工序、冷轧工序、连续退火工序、以及热锻压工序。以下对各工序进行详细说明。 
（热轧工序） 
在热轧工序中，将具有上述化学成分的钢坯加热（再加热）到1100℃以上的温度，进行热轧。钢坯可以是利用连续铸造设备刚制造后的板坯，也可以是利用电炉制造的钢坯。通过将钢坯加热到1100℃以上，能够使碳 化物形成元素和碳充分分解溶解于钢材中。另外，通过将钢坯加热到1200℃以上，能够使钢坯中的析出碳氮化物充分溶解。但是，将钢坯加热到超过1280℃，在生产成本上不优选。 
在本实施方式的热轧工序中，在由连续的5台以上的轧制机架构成的热精轧中，（A）将最终轧机Fi中的热精轧温度FiT设定在“（Ac3－80）℃～（Ac3＋40）℃”的温度范围内，（B）将从在位于最终轧机Fi之前的轧机Fi－3中开始轧制至在最终轧机Fi中结束轧制为止的时间设定在2.5秒以上，（C）将在所述轧机Fi－3中的热轧温度Fi－3T设定为（FiT＋100）℃以下，进行轧制，之后，在“600℃～Ar3℃”的温度区域中保持3秒～40秒，通过所述卷取工序进行卷取。 
通过如上所述进行热轧，在作为热轧中的冷却床的ROT（Run-Out-Table）中，能够由奥氏体稳定地相变为作为低温相变相的铁素体或珠光体、贝氏体，能够减少伴随着卷材卷取后产生的冷却温度偏差的钢板的硬度偏差。为了在ROT内完成相变，奥氏体粒径微细、以及在ROT内长时间保持在Ar3℃以下的温度是重要的条件。 
FiT低于（Ac3－80）℃时，热轧中铁素体相变的可能性变高，热轧形变阻力变得不稳定。另一方面，超过（Ac3＋40）℃时，精轧后即将冷却前的奥氏体粒径粗大化，铁素体相变延迟。更优选FiT为“（Ac3－70）℃～（Ac3＋20）℃”的温度区域。通过设为上述热轧条件，能够使精轧后的奥氏体粒径微细化，能够促进ROT冷却中的铁素体相变。由此，ROT内相变进行，因此，能够大幅度降低由卷取后的卷材冷却偏差引起的卷材长度以及宽度方向的显微组织偏差。 
例如，在具有7台精轧机的热轧线的情况下，将相当于从作为最终机架的F7轧机往回数第3段的F4轧机开始到F7轧机为止的通过时间设定为2.5秒以上。该通过时间低于2.5秒时，在机架间奥氏体不进行再结晶，因此，在奥氏体晶界偏析的状态的B使铁素体相变显著延迟，在ROT内不易进行相变。通过时间优选为4秒以上。未特别设定上限，但是，通过时间为20秒以上时，机架间钢板的温度降低变大，无法进行热轧。 
为了微细地且在奥氏体晶界不存在B的方式使奥氏体再结晶，需要在Ar3以上的极低温下完成轧制，在相同的温度区域使奥氏体再结晶。因此， F4轧机的轧制出侧温度设为（FiT＋100）℃以下。这是由于为了得到在精轧后段的奥氏体粒径微细化效果，需要使F4轧机中的轧制温度低温化。Fi－3T的下限未特别设定，最终F7轧机的出侧温度为FiT，因此，将其设为下限。 
通过使在600℃～Ar3℃的温度区域内的保持时间为长时间，引起铁素体相变。Ar3是铁素体相变开始温度，因此将其设为上限，将生成软质铁素体的600℃设为下限。优选的温度区域是一般铁素体相变最快进行的600℃～700℃。 
（卷取工序） 
关于热轧工序后的卷取工序中的卷取温度，通过在所述冷却工序中在600℃～Ar3℃中保持3秒以上，直接卷取进行了铁素体相变的热轧钢板。实质上，根据ROT的设备长度而变化，但是在500～650℃左右的温度区域内卷取。通过如上所述进行热轧，卷材冷却后的热轧板显微组织呈现以铁素体以及珠光体为主体的组织，能够抑制热轧工序中产生的显微组织的不均匀化。 
（冷轧工序） 
在冷轧工序中，将卷取的热轧钢板酸洗后冷轧，制造冷轧钢板。 
（连续退火工序） 
在连续退火工序中，将上述冷轧钢板连续退火。连续退火工序具备下述工序：加热工序，其将冷轧钢板加热到“（Ac1－40）℃以上且低于Ac3℃”的温度范围；之后的冷却工序，其设定10℃/s以下的冷却速度，将冷轧钢板从最高加热温度冷却到660℃；以及之后的保持工序，其将冷轧钢板在“450℃～660℃”的温度区域中保持20秒～10分钟。 
（热锻压工序） 
在热锻压工序中，将上述连续退火后的钢板加热到AC3以上后进行热锻压，成形纵壁部。此外，纵壁部是指，相对于压制方向平行的部位、或者相对于压制方向以20度以内的角度交叉的部位。其加热速度及之后的冷却速度等采用一般条件即可。但是，低于3℃/s的加热速度时，生产效率非常低，因此，可以将加热速度设定为3℃/s以上。另外，低于3℃/s的冷却速度时，特别是存在纵壁部未被充分淬火的可能性，因此，可以将冷却速 度设定为3℃/s以上。 
加热方法没有特别的规定，例如可以采用进行通电加热的方法、或使用加热炉的方法等。 
最高加热温度的上限可以设定为1000℃。另外，关于在最高加热温度下的保持，只要逆相变至奥氏体单相，则不需要设定特别保持时间，因此也可以不进行保持。 
根据上述制造方法，由于使用硬度均匀且柔质的热压用钢板，因此，即使将与模具间容易存在间隙的具有纵壁部的成形体热锻压成形时，也能够减少热锻压成形体的硬度偏差。具体地，淬火开始温度为650℃以下时，能够得到成形体的维氏硬度的偏差ΔHv为100以下的具有纵壁部的成形体，淬火开始温度为650～750℃时，能够得到成形体的维氏硬度的偏差ΔHv为60以下的具有纵壁部的成形体，淬火开始温度为750℃以上时，能够得到成形体的维氏硬度的偏差ΔHv为40以下的具有纵壁部的成形体。 
根据上述第2实施方式的热轧工序，由于在ROT内由奥氏体相变为铁素体或珠光体后，卷取成卷材，因此，减少了伴随着卷材卷取后产生的冷却温度偏差的钢板的强度偏差。因此，在冷轧工序后段接着进行的连续退火工序中，将冷轧钢板加热到“（Ac1－40）℃以上且低于Ac3℃”的温度范围，之后，以10℃/s以下的冷却速度从最高温度冷却到660℃，进而之后，通过在“450℃～660℃”的温度区域中保持20秒～10分钟，能够与第1实施方式中记载的钢板制造方法同等以上地使显微组织均匀。 
在连续退火线中，还可以实施热浸镀锌、合金化热浸镀锌、热浸镀铝、合金化热浸镀铝、或电镀。即使在退火工序后实施镀覆处理也不会失去本发明的效果。 
如图2的示意图所示，经过了冷轧工序的钢板的显微组织呈未再结晶铁素体的状态。在本第2实施方式的具有纵壁部的热锻压成形体的制造方法中，除了在连续退火工序中通过加热到“（Ac1－40）℃以上且低于Ac3℃”的温度区域、从而进行加热直到未再结晶铁素体微量残留的奥氏体相这样的2相共存状态为止的第1实施方式之外，即使是不引起向奥氏体的逆相变的Ac1℃～（Ac1－40）℃的加热温度，由于在卷材内均匀地进行铁素体的回复和再结晶，因此能够实现加热温度的低温化。另外，通过使用该呈 现均匀组织的热轧板，加热到Ac1℃以上且低于Ac3℃的温度后，以10℃/s以下的冷却速度冷却后的保持，与第1实施方式相比，能够实现低温化和短时间化。这表示通过形成均匀的显微组织，在从奥氏体开始的冷却工序中铁素体相变更快地进行，即使是低温、短时间的保持条件，也能够充分实现组织的均匀化和软质化。即，在将钢板在“450℃～660℃”的温度区域内保持20秒～10分钟的保持工序中，与铁素体相变同时发生C向未相变奥氏体中浓化，通过相同温度区域内的保持，迅速发生渗碳体的析出或珠光体相变。 
根据上述观点，低于（Ac1－40）℃时，由于铁素体的回复和再结晶不充分，因此将（Ac1－40）℃设置为下限，另一方面，为Ac3℃以上时，由于由B添加效果带来的铁素体核生成的延迟，未充分进行铁素体相变，退火后的强度显著上升，因此，将Ac3℃设置为上限。另外，利用之后的以10℃/s以下的冷却速度的冷却工序、以及在“450℃～660℃”的温度区域中保持20秒～10分钟的保持工序中，通过以残留的铁素体为核来使铁素体成长，从而实现软质化。 
在此，在“450℃～660℃”的温度区域内保持20秒～10分钟的保持工序中，在铁素体相变后C浓化的未相变奥氏体中，能够促进渗碳体的析出或珠光体相变。这样，根据本实施方式的具有纵壁部的成形体的制造方法，即使通过连续退火将淬火性高的原材料加热到低于Ac3点时，也能够使钢板的大部分显微组织形成铁素体以及渗碳体。根据相变的进行情况，有时冷却后微量地残留有贝氏体、马氏体、残留奥氏体。 
此外，保持工序中的温度超过660℃时，铁素体相变的进行延迟，退火时间变长。另一方面，低于450℃时，有时通过相变生成的铁素体自身变为硬质、或者难以进行渗碳体析出或珠光体相变、产生了作为低温相变产物的贝氏体或马氏体。另外，保持时间超过10分钟时，实质上连续退火设备变长，成本增高，另一方面，低于20秒时，有铁素体相变、渗碳体析出、或珠光体相变变得不充分，冷却后大部分显微组织成为作为硬质相的贝氏体或马氏体主体的组织，有钢板硬质化的可能性。 
图3A～图3C表示热轧卷材的不同卷取温度的连续退火后的热锻压用钢板的强度偏差。图3A表示将卷取温度设定为680℃进行连续退火的情况， 图3B表示将卷取温度设定为750℃、即“700℃～900℃”的温度区域（铁素体相变以及珠光体相变区域）进行连续退火的情况，图3C表示将卷取温度设定为500℃、即“25℃～500℃”的温度区域（贝氏体相变以及马氏体相变区域）进行连续退火的情况。在图3A～图3C中，△TS表示钢板的偏差（钢板的抗拉强度的最大值－最小值）。从图3A～图3C可知，通过合适的条件进行连续退火，能够均匀且柔软地获得烧成后的钢板的硬度。 
通过使用这样的均匀的硬度的钢板，在热锻压工序中，即使制造冷却速度容易比其它部位慢的具有纵壁部的成形体时，也能够使热锻压后的成形体的部件硬度稳定化。而且，关于作为在通电加热中温度不上升的电极保持部等的、钢板的原材料硬度自身对产品硬度有影响的部分，通过均匀管理钢板的原材料硬度自身，能够提高热锻压后的成形体的品质管理精度。 
以上基于第1实施方式以及第2实施方式对本发明进行了说明，但是，本发明并不仅限定于上述实施方式，可以在权利要求书的范围内进行各种改变。例如，在第1实施方式的热轧工序和连续退火工序等中，也可以采用第2实施方式中的这些条件。 
实施例 
以下表示本发明的实施例。 
将表1、表2中所示的钢材成分的钢熔炼，加热到1200℃后，进行轧制，在表3～5中所示的卷取温度CT下进行卷取，制造板厚为3.2mm的钢带。轧制使用具有7台精轧机的热轧线进行。表3～5中表示“钢种”、“条件No.”、“热轧～卷取条件”、以及“连续退火条件”。使用以50％的冷轧率轧制该钢板而成的板厚为1.6mm的钢板，实验测定Ac1以及Ac3。在Ac1以及Ac3的测定中，由利用formaster得到的膨胀收缩曲线进行测定，将在加热速度为5℃/s下测定的值记载在表1中。在表3～5所示的条件下以加热速度为5℃/s对该钢带进行连续退火。此外，表6～表8表示基于从连续退火后的钢带的10个部位测定的抗拉强度求出的“强度偏差（△TS）”以及“强度平均值（TS＿Ave）”、“钢带的显微组织”、“Crθ/CrM”、以及“Mnθ/MnM”。表6～8中所示的显微组织的分率通过利用光学显微镜观察将试验片切断、研磨后的试验片，利用点计数法测定其比率而得到。之后，对于热压用钢板进行电极通电加热，按照最高加热温度成为Ac3℃＋50℃的方式以30℃/s的加热速度加热热压用钢板。然后，对加热后的钢板进行热锻压，而不进行加热后的温度保持，制作如图4所示的具有纵壁部的成形体。模具冷却的冷却速度设定为20℃/s。用于压制的模具是帽子型模具，冲头以及冲模的型号R为5R。另外，帽子的纵壁部的高度为50mm，皱纹抑制力为10ton。 
将淬火开始温度设定为600℃、700℃、800℃进行淬火，分别评价所述热锻压成形体的纵壁部的维氏硬度的偏差ΔHv。 
纵壁部的硬度利用维氏硬度计以5kgf的负荷求出自表面到0.4mm位置的截面硬度的5点平均值。 
将“淬火开始温度为600℃时所述热锻压成形体的维氏硬度的偏差ΔHv”、“淬火开始温度为700℃时所述热锻压成形体的维氏硬度的偏差ΔHv”、以及“淬火开始温度为800℃时所述热锻压成形体的维氏硬度的偏差ΔHv”的评价结果表示在表9～11中。 
关于化学被膜生成处理性，使用通常使用的浸泡式磷化液，利用扫描型电子显微镜以10000倍观察5个视野的磷酸盐结晶状态，如果结晶状态无间隙（clearance），则合格（合格：优、不合格：差）。 
实验例A－1、A－2、A－3、A－9、A－10、B－1、B－2、B－5、B －6、C－1、C－2、C－5、C－6、D－2、D－3、D－8、D－10、E－1、E－2、E－3、E－8、E－9、F－1、F－2、F－3、F－4、G－1、G－2、G－3、G－4、Q－1、R－1、S－1在必要条件的范围内，因此良好。 
实验例A－4、C－4、D－1、D－9、F－5、G－5在连续退火中的最高加热温度低于本发明的范围，因此，残留有未再结晶铁素体，ΔHv高。 
实验例A－5、B－3、E－4在连续退火中的最高加热温度高于本发明的范围，因此，利用最高加热温度形成奥氏体单相组织，在之后的冷却以及保持中，未进行铁素体相变和渗碳体析出，退火后的硬质相分率高，ΔHv高。 
实验例A－6、E－5在连续退火中自最高加热温度的冷却速度快于本发明的范围，因此，未充分进行铁素体相变，ΔHv高。 
实验例A－7、D－4、D－5、D－6、E－6在连续退火中的保持温度低于本发明的范围，因此，铁素体相变以及渗碳体析出不充分，ΔHv高。 
实验例D－7在连续退火中的保持温度高于本发明的范围，因此，铁素体相变未充分进行，ΔHv高。 
实验例A－8、E－7在连续退火中的保持时间短于本发明的范围，因此，铁素体相变以及渗碳体析出不充分，ΔHv高。 
钢材的C浓度大致相同、DIinch值分别不同地为3.5、4.2、5.2的钢种中，比较制造条件相似的实验例B－1、C－2、D－2与实验例B－4、C－3、D－6可以看出，DIinch值越大，ΔHv的改善越大。 
钢种H中的C量较少，为0.16％，因此，热锻压后的淬火硬度低，不适合用作热锻压部件。 
钢种I中的C量较多，为0.40％，因此，热锻压时端部产生裂纹。 
钢种J中的Mn量较少，为0.82％，淬火性低。 
钢种K中的Mn量较多，为3.82％，钢种N中的Ti量较多，为0.310％，因此，难以进行作为热锻压部件制造工序的一部分的热轧。 
钢种L中的Si量较高，为1.32％，钢种M中的Al量较高，为1.300％，因此，热锻压部件的化学被膜生成处理性差。 
在钢种O中，B添加量少，另外，在钢种P中，由添加Ti带来的N的无害化不充分，因此淬火性低。 
另外，从表3～11可以看出，即使进行镀覆等表面处理，也不妨碍本发明的效果。 
产业上利用的可能性 
根据本发明，能够提供即使由热锻压用钢板制造具有纵壁部的成形体时，也能够抑制成形体的硬度偏差的具有纵壁部的热锻压成形体。 

Claims (9)

1.一种热锻压成形体的制造方法，其特征在于，具备下述工序：
热轧工序，其将含有下述化学成分的板坯热轧，得到热轧钢板，所述化学成分以质量％计含有Ｃ：0.18％～0.35％、Mn：1.0％～3.0％、Si：0.01％～1.0％、P：0.001％～0.02％、S：0.0005％～0.01％、N：0.001％～0.01％、Al：0.01％～1.0％、Ti：0.005％～0.2％、B：0.0002％～0.005％、以及Cr：0.002％～2.0％、剩余部分由铁以及不可避免的杂质构成；
卷取工序，其将热轧后的所述热轧钢板卷取；
冷轧工序，其将卷取后的所述热轧钢板冷轧，得到冷轧钢板；
连续退火工序，其将冷轧后的所述冷轧钢板连续退火，得到热锻压用钢板；以及
热锻压工序，其将连续退火后的所述热锻压用钢板按最高加热温度为Ac3℃以上的方式进行加热，进行热锻压，形成纵壁部，
所述连续退火工序具备下述工序：
加热工序，其将所述冷轧钢板加热到Ac1℃以上且低于Ac3℃的温度区域；
冷却工序，其以10℃/s以下的冷却速度将加热后的所述冷轧钢板从最高加热温度冷却到660℃；以及
保持工序，其将冷却后的所述冷轧钢板在550℃～660℃的温度区域保持1分钟～10分钟。
2.根据权利要求1所述的热锻压成形体的制造方法，其特征在于，所述化学成分还含有Mo：0.002％～2.0％、Nb：0.002％～2.0％、V：0.002％～2.0％、Ni：0.002％～2.0％、Cu：0.002％～2.0％、Sｎ：0.002％～2.0％、Ca：0.0005％～0.0050％、Mg：0.0005％～0.0050％、以及REM：0.0005％～0.0050％中的一种以上。
3.根据权利要求1所述的热锻压成形体的制造方法，其特征在于，在所述连续退火工序后，进行热浸镀锌处理、合金化热浸镀锌处理、热浸镀铝处理、合金化热浸镀铝处理、以及电镀处理中的任意一种。
4.根据权利要求2所述的热锻压成形体的制造方法，其特征在于，在所述连续退火工序后，进行热浸镀锌处理、合金化热浸镀锌处理、热浸镀铝处理、合金化热浸镀铝处理、以及电镀处理中的任意一种。
5.一种热锻压成形体的制造方法，其特征在于，具备下述工序：
热轧工序，其将含有下述化学成分的板坯热轧，得到热轧钢板，所述化学成分以质量％计含有Ｃ：0.18％～0.35％、Mn：1.0％～3.0％、Si：0.01％～1.0％、P：0.001％～0.02％、S：0.0005％～0.01％、N：0.001％～0.01％、Al：0.01％～1.0％、Ti：0.005％～0.2％、B：0.0002％～0.005％、以及Cr：0.002％～2.0％、剩余部分由铁以及不可避免的杂质构成；
卷取工序，其将热轧后的所述热轧钢板卷取；
冷轧工序，其将卷取后的所述热轧钢板冷轧，得到冷轧钢板；
连续退火工序，其将冷轧后的所述冷轧钢板连续退火，得到热锻压用钢板；以及
热锻压工序，其将连续退火后的所述热锻压用钢板按最高加热温度为Ac3℃以上的方式进行加热，进行热锻压，形成纵壁部，
在所述热轧工序中，在由连续的5台以上的轧制机架构成的热精轧中，将最终轧机Fi中的热精轧温度FiT设定在（Ac3－80）℃～（Ac3＋40）℃的温度区域内，将从在位于所述最终轧机Fi之前的轧机Fi－3中开始轧制至在所述最终轧机Fi中结束轧制为止的时间设定为2.5秒以上，将在所述轧机Fi－3中的热轧温度Fi－3T设定为FiT＋100℃以下进行轧制，
在600℃～Ar3℃的温度区域中保持3秒～40秒后，通过所述卷取工序进行卷取，
所述连续退火工序具备下述工序：
加热工序，其将所述冷轧钢板加热到（Ac1－40）℃以上且低于Ac3℃的温度区域；
冷却工序，其以10℃/s以下的冷却速度将加热后的所述冷轧钢板从最高加热温度冷却到660℃；以及
保持工序，其将冷却后的所述冷轧钢板在450℃～660℃的温度区域保持20秒～10分钟。
6.根据权利要求5所述的热锻压成形体的制造方法，其特征在于，所述化学成分还含有Mo：0.002％～2.0％、Nb：0.002％～2.0％、V：0.002％～2.0％、Ni：0.002％～2.0％、Cu：0.002％～2.0％、Sn：0.002％～2.0％、Ca：0.0005％～0.0050％、Mg：0.0005％～0.0050％、以及REM：0.0005％～0.0050％中的一种以上。
7.根据权利要求5所述的热锻压成形体的制造方法，其特征在于，在所述连续退火工序后，进行热浸镀锌处理、合金化热浸镀锌处理、热浸镀铝处理、合金化热浸镀铝处理、以及电镀处理中的任意一种。
8.根据权利要求6所述的热锻压成形体的制造方法，其特征在于，在所述连续退火工序后，进行热浸镀锌处理、合金化热浸镀锌处理、热浸镀铝处理、合金化热浸镀铝处理、以及电镀处理中的任意一种。
9.一种热锻压成形体，其特征在于，其是使用权利要求1～8中任意一项所述的热锻压成形体的制造方法成形的热锻压成形体，
淬火开始温度为650℃以下时，所述热锻压成形体的维氏硬度的偏差ΔHv为100以下；
淬火开始温度为650～750℃时，所述热锻压成形体的维氏硬度的偏差ΔHv为60以下；
淬火开始温度为750℃以上时，所述热锻压成形体的维氏硬度的偏差ΔHv为40以下。
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