CN109983139A - 淬火成形品的制造方法、热压用钢材的制造方法及热压用钢材 - Google Patents

淬火成形品的制造方法、热压用钢材的制造方法及热压用钢材 Download PDF

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Abstract

本申请的淬火成形品的制造方法具备下述工序：第1热处理工序，该工序中将冲裁后的钢材加热至比Ac3相变点高的温度来进行奥氏体化之后，进行冷却而使其进行马氏体相变或贝氏体相变；和第2热处理工序，该工序中将进行了该第1热处理工序的钢材加热至比Ac3相变点高的温度来进行奥氏体化之后，进行冷却而使其进行马氏体相变，其中，在上述第1热处理工序或上述第2热处理工序中的至少一个工序中将钢材加热至比Ac3相变点高的温度后，在比Ar3相变点高的温度下成形完成。

Description

淬火成形品的制造方法、热压用钢材的制造方法及热压用 钢材
技术领域
本申请涉及淬火成形品的制造方法、热压用钢材的制造方法及热压用钢材。
背景技术
作为形成车身的车身构成部件，要求高强度并且为轻量。作为提高车身构成部件的强度的方法，已知有下述热冲压(也称为热压或压制淬火)：将其原材料在例如950℃下加热后，在压制的同时进行冷却而淬火。
发明内容
发明所要解决的课题
然而，就这样的车身构成部件而言，虽然抗拉强度高，但是伴随着高强度化存在韧性降低的倾向，还可能产生无法维持要求强度的情况。
本申请的目的是提供能够确保淬火成形品的强度并且提高韧性的淬火成形品的制造方法、热压用钢材的制造方法及热压用钢材。
用于解决课题的手段
解决上述课题的淬火成形品的制造方法具备下述工序：第1热处理工序，该工序中将冲裁后的钢材加热至比Ac3相变点高的温度来进行奥氏体化之后，进行冷却而使其进行马氏体相变或贝氏体相变；和第2热处理工序，该工序中将进行了该第1热处理工序的钢材加热至比Ac3相变点高的温度来进行奥氏体化之后，进行冷却而使其进行马氏体相变，其中，在上述第1热处理工序或上述第2热处理工序中的至少一个工序中将钢材加热至比Ac3相变点高的温度后，在比Ar3相变点高的温度下成形完成。
发明效果
根据本方案，可提供确保了强度并且韧性高的淬火成形品。
附图说明
图1是表示本实施方式的淬火成形品的制造方法的图。
图2是表示第1实施例的缓冲器(保险杠)的图。
图3是表示第1实施例的缓冲器的温度历程的图。
图4是表示第1实施例中的缓冲器的变形试验的说明图。
图5是表示第1实施例的试验结果的图。
图6是表示第2实施例的M字缓冲器的图。
图7是表示第2实施例的试验结果的图。
图8是表示第3实施例的中柱的图。
图9是表示第3实施例的试验结果的图。
具体实施方式
以下，参照图1至图9对一实施方式进行说明。
图1是表示本实施方式的淬火成形品的制造方法10的说明图。在该图中示出了由平板状的钢材即钢板坯料12成形出帽型截面形状的淬火成形品14的制造工序。
钢板坯料12是将轧制后的钢带切割成规定的大小并进行所谓冲裁而形成的。钢板坯料12为平坦的板状。
该钢板坯料12的硬质相的体积分率为90％以下。作为硬质相，可例示出马氏体组织、贝氏体组织等。具体而言，钢板坯料12是以由马氏体组织及贝氏体组织中的至少一种组织形成的硬质相作为主体，更具体而言，构成硬质相的马氏体组织的体积分率为50％～90％。由于在钢板坯料12中包含硬质相以外的相，因此轧制后的钢带的冲裁变得容易，并且能够抑制用于进行冲裁的模具的刃部分的磨损。
为了使钢带的切割变得容易，优选将钢板坯料12的马氏体组织的体积分率设定为90％以下。另外，更优选将钢板坯料12的马氏体组织的体积分率设定为80％以下、70％以下。
作为钢板坯料12使用的钢材优选的是，作为化学组成，以质量％计含有C：0.3％～0.8％、Si：0.001％～2.0％、Mn：0.5％～3.0％、P：0.05％以下、S：0，01％以下、sol.Al：0.001％～1.0％、N：0.01％以下、B：0.01％以下，剩余部分由Fe及杂质构成。另外，上述化学组成也可以含有选自Ti、Nb、V、Cr、Mo、Cu、Ni中的1种或2种以上来代替Fe的一部分。
作为钢板坯料12使用的钢材优选的是，所含有的碳量为0.3质量％～0.8质量％，本实施方式的钢板坯料12所含有的碳量设定为0.3质量％～0.8质量％。
如果碳C的量过少，则可能成为不怎么有淬火的效果的强度低的制品。因此，本实施方式中，将钢板坯料12所含有的碳量设定为0.3质量％以上。
另一方面，如果碳C的量过多，则变得过硬而成为韧性不足的制品。因此，本实施方式中，将钢板坯料12所含有的碳量设定为0.8质量％以下，将钢板坯料12所含有的碳量设定为0.3质量％～0.8质量％。
另外，为了确保强度为1800MPa以上，优选将C含量设定为0.25质量％以上。为了稳定地得到更高强度，优选将C含量设定为超过0.30％。如果考虑淬火后的韧性，则C含量更优选为0.60质量％以下，进一步优选为0.50质量％以下。
Si优选控制在0.001质量％～2.0质量％的范围。Si是具有下述作用的元素：在从奥氏体相相变为低温相变相的冷却过程中，由于抑制碳化物的生成，因此不会使延展性劣化、或者使延展性提高从而提高淬火后的强度。Si含量低于0.001质量％时，难以得到上述作用。因此，Si含量优选设定为0.001质量％以上。
此外，如果将Si含量设定为0.05质量％以上，则延展性进一步提高。因此，Si含量更优选设定为0.05质量％以上。另一方面，Si含量超过2.0质量％时，由上述作用带来的效果饱和而在经济上变得不利，而且表面性状的劣化变得显著。因此，Si含量优选设定为2.0质量％以下。更优选为1.5质量％以下。
Mn优选控制在0.5质量％～3.0质量％的范围。Mn是为了提高钢的淬透性、稳定地确保淬火后的强度非常有效的元素。但是，Mn含量低于0.5质量％时，即使是在本实施方式那样的急速冷却条件下也无法充分得到其效果，以淬火后的强度计确保1200MPa以上的抗拉强度变得非常困难。因此，Mn含量优选设定为0.5质量％以上。此外，如果将Mn含量设定为1.0质量％以上，则以淬火后的强度计能够确保1350MPa以上的抗拉强度。因此，Mn含量更优选设定为1.0质量％以上。另一方面，Mn含量超过3.0质量％时，成为带状的组织的不均匀组织，冲击特性的劣化变得显著。因此，Mn含量优选设定为3.0质量％以下。从合金成本等观点出发，更优选将Mn含量设定为2.5质量％以下。
P优选控制在0.05质量％以下。P一般是在钢中不可避免地被含有的杂质，但由于具有通过固溶强化而提高强度的作用，因此也可以积极地含有。但是，P含量超过0.05质量％时，本实施方式的构件与其它构件的电阻焊接性的劣化变得显著。另外，在以2500MPa以上的高强度化作为目标的情况下，脆性断裂的危险性提高。因此，P含量优选设定为0.05质量％以下。P含量更优选为0.02质量％以下。为了更可靠地得到上述作用，优选将P含量设定为0.003质量％以上。
S优选控制在0.01质量％以下。S是在钢中不可避免地被含有的杂质，与Mn、Ti结合而生成硫化物并析出。如果该析出物量过度增加，则该析出物与主相的界面有可能成为断裂的起点，因此越低越优选。S含量超过0.01质量％时，其不良影响变得显著。因此，S含量优选设定为0.01质量％以下。更优选为0.003质量％以下，进一步优选为0.0015质量％以下。
sol.Al优选在0.001质量％～1.0质量％的范围内控制。Al是具有将钢进行脱氧而将钢材健全化的作用的元素，另外，也是具有提高Ti等碳氮化物形成元素的成品率的作用的元素。sol.Al含量低于0.001质量％时，变得难以得到上述作用。因此，sol.Al含量优选设定为0.001质量％以上。更优选为0.015质量％以上。另一方面，sol.Al含量超过1.0质量％时，焊接性的降低变得显著，并且氧化物系夹杂物增加而表面性状的劣化变得显著。因此，sol.Al含量优选设定为1.0质量％以下。更优选为0.080质量％以下。
N优选控制在0.01质量％以下。N是在钢中不可避免地被含有的杂质，从焊接性的观点出发越低越优选。N含量超过0.01质量％时焊接性的降低变得显著。因此，N含量优选设定为0.01质量％以下。更优选为0.006质量％以下。
B优选控制在0.01质量％以下。B是具有提高低温韧性的作用的元素。因此，也可以含有B。但是，如果B含量超过0.01质量％，则热加工性劣化，热轧变得困难。因此，B含量优选设定为0.01质量％以下。此外，为了更可靠地得到由上述作用带来的效果，更优选将B含量设定为0.0003质量％以上。
其它添加元素
为了提高钢的淬透性并且稳定地确保淬火后的强度，根据需要也可以添加Ti、Nb、V、Cr、Mo、Cu、Ni。
(第1热处理工序)
在由该钢板坯料12成形出淬火成形品14时，通过第1热处理工序20进行处理。该第1热处理工序20具有对钢板坯料12进行加热的加热工序22和对加热后的钢板坯料12进行冷却的冷却工序24。
在加热工序22中，将钢板坯料12用加热炉26加热至比Ac3相变点高的温度来进行奥氏体化。作为加热炉26，可列举出高频加热炉、电阻加热炉、气体加热炉、红外线加热炉。
作为加热工序22中对钢板坯料12进行加热时的热处理加热温度，优选设定为钢板坯料12的Ac3相变点+50℃～Ac3相变点+150℃。本实施方式中，将热处理加热温度设定为Ac3相变点+50℃～Ac3相变点+150℃的一定的温度。
这里，奥氏体化相变点温度(Ac3)根据碳化物的溶解状态即溶解后的化学组成而发生变化。换言之，奥氏体化相变点根据碳化物的溶解量而发生变化。
如果以短时间对碳化物量多的材料(C量高的材料)进行加热，则碳化物会溶解残留，因此需要较高地设定热处理加热温度。因此，就将所含有的碳量设定为0.3质量％～0.8质量％的本实施方式的钢板坯料12而言，优选将热处理加热温度设定为Ac3相变点+50℃以上。
另一方面，如果热处理加热温度过高，则奥氏体粒径变大。由大的奥氏体粒径相变而成的马氏体组织的韧性变低。因此，优选将热处理加热温度设定为Ac3相变点+150℃以下。
此时，如果在对钢板坯料12进行加热时在炉时间过长，则有可能晶粒粗大化而对韧性造成影响。因此，钢板坯料12的高温下的加热时间优选设定为从钢板坯料12达到目标热处理加热温度起成为20分钟以内，更优选设定为400秒以内。
本实施方式中，钢板坯料12在加热工序22中从达到目标热处理加热温度到从加热炉中取出为止的在炉时间(在达到目标热处理加热温度之后的均热时间)设定为400秒以内。
冷却工序24是将在加热工序22中被加热而变成奥氏体组织的钢板坯料12用冷却装置28进行冷却而使其进行马氏体相变或贝氏体相变。即，利用冷却装置28进行的冷却的冷却速度是钢板坯料12进行马氏体相变或贝氏体相变的速度、临界冷却速度以上的速度的快速冷却。此时的冷却速度根据钢板坯料12的组成来决定。作为冷却装置28，可列举出冷气型的冷却装置、使用了水的加速冷却装置、气体型的冷却装置。
通过该第1热处理工序20能够形成适合于在之后工序中进行的热压的热压用钢材30。此时，通过使用上述的钢板坯料12在上述的各工序22、24中进行处理，从而成为所含有的碳量为0.3质量％～0.8质量％的热压用钢材30。
另外，如果使用上述的钢板坯料12在上述的各工序22、24中进行处理，则所形成的热压用钢材30的马氏体组织与贝氏体组织的体积分率之和几乎成为100％。但是，确认了：如果马氏体组织与贝氏体组织的体积分率之和为80％以上，则在下一加热工序中碳化物的溶解残留少，可得到与以往制品相比韧性优异的热压用钢材30。因此，热压用钢材30设定为：马氏体组织与贝氏体组织的体积分率之和为80％以上，且剩余为铁素体、由铁素体和渗碳体形成的珠光体组织等。
(第2热处理工序)
然后，将作为平坦坯料的一个例子的热压用钢材30通过第2热处理工序40进行处理。该第2热处理工序40具有对第1热处理工序20中形成的热压用钢材30进行加热的加热工序42和对加热了的热压用钢材30进行成形且在成形完成的同时进行冷却的成形淬火工序44。
在第2热处理工序40的加热工序42中，将在第1热处理工序20中形成的热压用钢材30用加热炉46加热至比Ac3相变点高的温度来进行奥氏体化。作为加热炉46，可列举出与上述的加热炉26相同种类的加热炉。作为在该第2热处理工序40的加热工序42中对热压用钢材30进行加热的热处理加热温度，优选设定为比Ac3相变点高的温度且为Ac3相变点+80℃以下。因此，本实施方式中，将热处理加热温度设定为比Ac3相变点高的温度且为Ac3相变点+80℃以下的一定的温度。
在该第2热处理工序40中，由于第1热处理工序20的结果是形成碳C微细地分散的热压用钢材30，因此即使相对于Ac3相变点没怎么提高温度，也能够使碳化物容易地溶解，还容易产生奥氏体相变。另外，为了得到韧性优异的最终制品，将奥氏体粒径控制(维持)为细粒。因此，将第2热处理工序40中的热处理加热温度设定为比Ac3相变点高的温度且为Ac3相变点+80℃以下。第2热处理工序40的热处理温度区域为比第1热处理工序20的热处理加热温度低的温度区域。
这里，如果在对热压用钢材30进行加热时在炉时间过长，则有可能晶粒粗大化而对最终制品的韧性造成影响。因此，热压用钢材30的加热时间优选设定为从热压用钢材30达到目标热处理加热温度起成为20分钟以内，更优选设定为400秒以内。
本实施方式中，热压用钢材30在加热工序42中从达到目标热处理加热温度到由加热炉中取出为止的在炉时间(在达到目标热处理加热温度之后的均热时间)设定为400秒以内。
在第2热处理工序40的成形淬火工序44中，将在加热工序42中加热至比Ac3相变点高的温度的热压用钢材30在比Ar3相变点高的温度下利用模具48进行压制而成形。由此，将热压用钢材30成形为帽型截面形状。
在成形完成的同时，用模具48夺取热压用钢材30的热来进行冷却，使其进行马氏体相变而形成淬火成形品14。具体而言，封闭模具48而保持Ar3相变点以上的温度直到形成规定形状的时刻为止，之后立即用模具48夺取热来进行快速冷却，由此形成淬火成形品14。
这里，变换成奥氏体单相的温度的界限为A3相变点。严格来说，进行升温而变换成奥氏体单相的温度为Ac3。然后，对奥氏体单相的钢材进行冷却而变成不是奥氏体单相的温度为Ar3。因此，在用模具48进行压制而成形的时刻设定为比Ar3相变点高的温度。
经由该第2热处理工序40而得到的淬火成形品14是以马氏体组织作为主体，且马氏体组织的体积分率为50％以上。为了制成更高强度的淬火成形品14，马氏体组织的体积分率优选设定为70％以上、80％以上，更优选将马氏体组织的体积分率设定为90％以上。
作为该淬火成形品14，可列举出汽车的缓冲器加强件、中柱、A柱、上边梁、下边梁、车架等以在碰撞时抑制为微小变形的变形制止作为目的的结构构件。就这些淬火成形品14而言，由于不会产生碰撞时的脆性断裂，因此能够提高汽车的对于碰撞的强度(耐碰撞性能)，能够通过薄壁化来谋求轻量化并且实现高强度的车身。
这里，各组织的体积分率的测定方法如下所述。
从测定对象品中采集出具有沿着轧制方向及厚度方向进行切割的切割面(以下也称为“L截面”)的试样。
接着，对试样的L截面进行研磨及硝酸乙醇蚀刻，使L截面的晶界腐蚀而显现出。
接着，通过带有背散射电子衍射图案分析装置(EBSD装置)的扫描电子显微镜，对试样的L截面中的位于与试样的表面相距厚度T×1/4的区域(200μm×200mμ)以倍率为500倍进行观察。然后，在观察画面中，求出各组织相对于观察画面的面积率。然后，将各组织的面积率定义为各组织的体积分率。
此外，在观察画面中，各组织的识别如下那样进行。
铁素体组织、贝氏体组织及马氏体组织如下进行识别：使用EBSD测定结果分析软件OIMAnalysis version 7.2.1，表示出具有BCC晶体结构的测定点，通过结晶方位分布和图像质量图(Image Quality Map)的值进行识别。奥氏体组织(包含残留奥氏体组织)如下进行识别：表示出具有FCC晶体结构的测定点，通过同样的方法进行识别。
(作用和效果)
对本实施方式的淬火成形品的制造方法的作用和效果进行说明。
本实施方式中，对钢带进行冲裁而形成钢板坯料12，将该钢板坯料12通过第1热处理工序20进行淬火。
这里，在对钢带进行了淬火的情况下，在对进行了淬火的钢带进行卷取时、展开时等，容易产生开裂。
如果具体地进行说明，则作为酸洗生产线中的卷取，有使用皮带助卷机而进行的皮带卷取和使钢带的前端咬入张力卷取机(tension reel)的芯轴中来进行卷取的夹持卷取。被淬火的钢带由于屈服应力高，因此无法进行皮带卷取。另外，如果对被淬火的钢带进行夹持卷取，则有可能咬入芯轴的部位会发生开裂。另外，在展开时，将钢带用矫平机弄平坦，但被淬火的钢带有可能在矫平机通板时发生开裂或有可能无法修正平坦不良。在平坦过差的情况下，有可能无法由投入压制机的搬送用机器人抓住。
与此相对，本实施方式中，对钢带进行冲裁而得到的钢板坯料12通过第1热处理工序20进行淬火。因此，能够在不将在第1热处理工序20中进行了淬火的热压用钢材30用矫平机弄平坦或者不对其进行卷取的情况下，在下一工序中进行处理，能够抑制无法预料的开裂。
在进行该淬火的第1热处理工序20前，优选通过对钢板坯料12实施热压或冷压的塑性加工工序进行塑性加工。该情况下，用与进行了塑性加工的形状一致的模具进行合模或用冷却水等冷却介质适当进行冷却后通过第1热处理工序20进行第1次的淬火。
如果第1次的淬火之后的中间成形品为不平坦的规定的形状，则可期待：在后面的热加工中将中间成形品设置于模具中时，基于规定的形状与冲头的定位变得容易，除此以外，通过由压制加工引起的变形负荷被分散，从而造型性提高。
在该塑性加工工序中，既可以是热加工，也可以是冷加工。从减少工序的观点考虑，优选塑性加工工序设定为热加工、在热加工中以合模的状态进行第1次的淬火。
然后，在第1热处理工序20的加热工序22中，将钢板坯料12暂时奥氏体化来谋求碳化物的完全固溶之后，使其进行马氏体相变或贝氏体相变。由此，与对钢板坯料12进行铁素体珠光体化的情况相比，在第2热处理工序40的成形淬火工序44中，能够在奥氏体粒径(以下为γ粒径)为小的状态下形成热压用钢材30，能够提高组织韧性。
在第1热处理工序20中，将钢板坯料12加热至比Ac3相变点高的温度来进行奥氏体化之后，进行冷却而使其进行马氏体相变或贝氏体相变。
此时，在第1热处理工序20中的第1次淬火中，想要得到马氏体组织或贝氏体组织的比例高的热压用钢材30。因此，在开始冷却的淬火开始时，优选使钢板坯料12的全部制成奥氏体组织。
因此，在本实施方式中，通过使利用加热炉26的加热温度高于Ac3相变点，从而将钢板坯料12加热至比Ac3相变点高的温度来进行奥氏体化。因此，即使从加热炉26中取出钢板坯料12并对钢板坯料12进行风冷直至开始冷却，在开始快速冷却的淬火开始时，也能够将钢板坯料12维持为奥氏体组织。由此，能够得到马氏体组织或贝氏体组织的比例高的热压用钢材30。
接着，在将该热压用钢材30通过第2热处理工序40进行加热时，即使是在加热前在热压用钢材30中碳化物没有完全消失的情况下，由于碳化物的粒径细小，因此也能够将碳化物以短时间溶解。由此，在第2热处理工序40的成形淬火工序44的开始时能够使残留碳化物消失。进而，通过第2热处理工序40中的加热，能够谋求γ粒径的细粒化，提高韧性。然后，该第2热处理工序40的结果是，淬火成形品14发生马氏体化，因此能够提高所形成的淬火成形品14的强度。
即，在为了提高最终成形品的强度而使用高碳原材料的情况下，即使加热结束，也有可能残留未固溶的碳化物。另外，如果想要使碳化物完全固溶而提高加热温度或者延长加热时间，则会导致γ粒径的粗大化。该情况下，由粗大γ粒径相变而成的马氏体组织的韧性变低，并且如果存在残留的碳化物，则会产生与主相的失配，其结果是，最终成形品变成脆的特性。
在由这样脆的特性的最终成形品来形成车身构成部件的情况下，例如有可能产生下述情况：在碰撞变形时，在发挥最终成形品的原材料所具有的最高原材料强度之前就发生断裂。该情况下，得不到预期目标的设计特性，不得不进行设计变更。
在本实施方式的淬火成形品的制造方法中，在第1热处理工序20及第2热处理工序40中进行2次以上的奥氏体化加热处理和2次以上的由奥氏体向硬质相的相变处理。由此，残留碳化物的消失和从细粒的γ粒径产生马氏体相变变得可能，能够得到高韧性的淬火成形品14。
即，能够得到确保强度并且韧性高的淬火成形品14。
就通过这样的淬火成形品的制造方法而得到的淬火成形品14而言，具备1.8GPa以上的原材料强度，并且即使是在碰撞变形那样的应力多轴度高的变形场中，也不会产生脆性的早期断裂。即，确认到了目标预期的高强度与高韧性的兼顾。
此外，本实施方式中，对在第1热处理工序20中进行淬火而形成热压用钢材30、并将该热压用钢材30在第2热处理工序40中进行压制而形成淬火成形品14的情况进行了说明，但并不限于此。
例如，在进行最初淬火的第1热处理工序20中，将钢板坯料12加热至比Ac3相变点高的温度之后，在比Ar3相变点高的温度下一边利用模具进行合模一边进行冷却，制成压制成形品。
这里，在第1热处理工序20中的第1次的淬火中，如果对平坦的钢板坯料12单纯地进行快速冷却，则有可能产生冷却不均从而平坦度降低。另外，如果对不平坦的钢板坯料12进一步进行快速冷却，则冷却不均进一步变大。
因此，在第1热处理工序20中，如果将钢板坯料12加热至比Ac3相变点高的温度之后，在比Ar3相变点高的温度下一边利用模具进行合模一边进行冷却，则能够抑制冷却不均。
另外，通过在第1热处理工序20中的第1次的淬火中制成规定形状的压制成形品，能够稳定地进行第2热处理工序40。
此外，就冷却而言，与利用模具夺取钢板坯料12的热的模具冷却相比，优选从模具中放出致冷剂来进行冷却的直接冷却。
通过该第1热处理工序20而成形的压制成形品也可以在第2热处理工序40中不进行压制等而对该压制成形品仅实施淬火。另外，也可以在第1热处理工序20中对钢板坯料12进行压制成形、并且在第2热处理工序40中也进行压制等。
另外，上文举出进行1次包含加热工序22及冷却工序24的第1热处理工序20的情况为例进行了说明，但并不限于此，也可以进行多次第1热处理工序20。该情况下，在各第1热处理工序20中，优选的是，将热处理加热温度设定为Ac3相变点+50℃～Ac3相变点+150℃，将最终热处理工序40中的最终热处理加热温度设定为比Ac3相变点高的温度且为Ac3相变点+80℃以下。
另外，在第1热处理工序20的加热工序22中将钢板坯料12加热至Ac3相变点+50℃～Ac3相变点+150℃，但并不限于此，钢板坯料12只要加热至比Ac3相变点高的温度即可。
这里，Ac3相变点可以由钢板的组成通过下面的(式1)求出。
C：碳、Si：硅、Mn：锰、Cr：铬、S：硫、Al：铝、Ti：钛
由该(式1)求出的Ac3相变点表示以慢的升温速度(例如3℃/秒(每秒摄氏3度)以下的升温速度)进行加热的情况的温度。但是，在制造生产线中，为了提高生产率，以快的升温速度进行加热。
因此，为了提高生产率，优选在第1热处理工序20的加热工序22中将钢板坯料12以20℃/秒(每秒摄氏20度)以上的升温速度进行加热，作为其它的实施方式，将第1热处理工序20的加热工序22中的升温速度设定为20℃/秒以上。
该情况下，Ac3相变点与由(式1)求出的温度发生偏离。在实际作业中获知：在将升温速度设定为20℃/秒以上的情况下，该偏离幅度达到由(式1)得到的演算结果+约20℃。
因此，在该实施方式中的制造生产线中，将在加热工序22中对钢板坯料12进行加热的热处理加热温度设定在由上述的式(1)定义的Ac3相变点+70℃～Ac3相变点+170℃的范围内。
另外，在第2热处理工序40中将热压用钢材30加热至比Ac3相变点高的温度且为Ac3相变点+80℃以下，但并不限于此，热压用钢材30只要加热至Ac3相变点以上即可。
这里，由上述的(式1)求出的Ac3相变点如上述那样表示以慢的升温速度(例如3℃/秒(每秒摄氏3度)以下的升温速度)进行加热的情况的温度，但在制造生产线中，为了提高生产率，以快的升温速度进行加热。
因此，为了提高生产率，优选在第2热处理工序40的加热工序42中将钢板坯料12以20℃/秒(每秒摄氏20度)以上的升温速度进行加热，作为其它的实施方式，将第2热处理工序40的加热工序42中的升温速度设定为20℃/秒以上。
该情况下，如上述那样Ac3相变点与由(式1)求出的温度发生偏离，在实际作业中获知：在将升温速度设定为20℃/秒以上的情况下，该偏离幅度达到由(式1)得到的演算结果+约20℃。
因此，在该实施方式中的制造生产线中，将在第2热处理工序40的加热工序42中对热压用钢材30进行加热的热处理加热温度设定在由上述的式(1)定义的Ac3相变点+20℃～Ac3相变点+100℃的范围内。
而且，钢板坯料12的所含有的碳量设定为0.3质量％～0.8质量％，但并不限于此，钢板坯料12也可以是所含有的碳量的低于0.3质量％或超过0.8质量％。
另外，也可以不实施第1热处理工序20。该情况下，如果第2热处理工序40中使用的钢材的组织为贝氏体或马氏体组织，则能够得到上述的效果。此时，如果第2热处理工序40中使用的钢材的马氏体组织与贝氏体组织的体积分率之和为80％以上，则韧性比以往制品优异。
进而，在接受上述的热压用钢材30(对钢板坯料12进行了奥氏体化之后使其进行了马氏体相变或贝氏体相变而得到的钢材)的交货时，也可以仅实施第2热处理工序40。该情况下，在所交货的热压用钢材30没有被成形的情况下，在第2热处理工序40中进行压制而形成淬火成形品14。
在所交货的热压用钢材30被成形的情况下，也可以在第2热处理工序40中不进行压制等而只进行淬火。另外，在所交货的热压用钢材30被成形的情况下，也可以在第2热处理工序40中也进行压制等。
实施例
表1是表示以下的各实施例中使用的钢板的化学组成的表，示出了钢A～钢D。
[表1]
(第1实施例)
使用板厚为1.4mm的钢A(冷轧钢板)原材料，使用用于形成图2中所示那样的缓冲器截面形状模型50的模具验证了2次热处理的效果。图3表示对缓冲器截面形状模型50进行成形时的温度历程。
在第1次的热处理工序(相当于实施方式的第1热处理工序20)中，在为了使成形用原材料的碳化物完全固溶而加热至1000℃并等温保持了约5分钟之后，投入到压制模具内进行成形加工，利用由模具产生的接触热传导而冷却至室温从而进行了淬火。
之后，在第2次的热处理工序(相当于实施方式的第2热处理工序40)中，在加热至刚钢超过Ac相变点的约900℃之后，立即投入到模具内一边进行模锻成形加工一边用模具进行冷却来进行淬火，制作了缓冲器截面形状模型50(实施例1)。
此外，作为比较例，将同一钢A原材料加热至约950℃并等温保持了约5分钟之后，投入到压制模具内进行成形加工，用模具进行冷却而制作了缓冲器截面形状模型50(比较例1)。
进而，使用碳C的量低的钢D原材料同样地加热至约950℃并等温保持了约5分钟之后，投入到压制模具内进行成形加工，用模具进行冷却而制作了缓冲器截面形状模型50(比较例2)。
接着，对于这3种缓冲器截面形状模型50，如图4中所示的那样，从帽顶部施加静态载荷，对各缓冲器截面形状模型50的变形阻力和冲程曲线进行了比较。将其结果示于图5中。
就使用了与实施例1相同原材料的1次热处理(热冲压通常工艺)的比较例1的缓冲器截面形状模型50而言，冲程为8.5mm时发生断裂，载荷急剧地降低。与此相对，就实施2次的奥氏体化加热处理而进行了细粒γ之后、使其进行马氏体相变而达到高韧性化的实施例1的缓冲器截面形状模型50而言，在冲程超过17mm之前没有发生断裂而维持了高的变形载荷。
另外，可知：实施例1的缓冲器截面形状模型50的变形载荷比碳含量低的钢D(比较例2)的变形载荷高，并且与钢D(比较例2)同样地能够维持塑性变形至高冲程。
(实施例2)
使用板厚为2.3mm的钢B原材料(热轧钢板)，使用用于形成图6中所示的M字缓冲器52的模具验证了2次热处理的效果。
在第1次的热处理工序(相当于实施方式的第1热处理工序20)中，将原材料投入到气体炉中加热至935℃并保持了约6分钟之后，将原材料取出并放置到模具上表面的平坦部，立即从原材料上部盖上平板的模具，通过用两模具夺取热而以平板的状态进行了淬火。
之后，将在第1次热处理中进行了淬火的原材料投入到设定为860℃的气体炉中并保持了约2.5分钟之后，立即取出并投入到压制模具中，在比Ar3相变点高的温度下进行成形加工，并且进行快速冷却来进行淬火(相当于实施方式的第2热处理工序40)，制作了M字缓冲器52(实施例2)。
另外，作为比较，将与实施例2相同原材料的钢B投入到气体炉中，加热至950℃并保持了约6分钟之后，投入到压制模具内而进行成形加工，制作了进行了淬火的M字缓冲器52(比较例3)。
接着，将这2种M字缓冲器52设置到弯曲跨距设定为800mm的动态油压试验机中，以速度9km/h(每小时9km)利用R150压头进行3点弯曲，以与第1实施例同样的观点对此时的载荷冲程曲线进行了比较。将试验结果示于图7中。
可知：与第1实施例同样地，比较例3在冲程约为60mm时因断裂而载荷降低，与此相对，进行了2次的奥氏体化加热处理的实施例2没有急剧的载荷降低，显示出了没有急剧的载荷变动的稳定的载荷特性。
(实施例3)
与第2实施例同样地使用板厚为1.6mm的钢C(冷轧钢板)原材料，使用用于成形图8中所示的中柱54的模具验证了2次热处理的效果。在第1次热处理工序(相当于实施方式的第1热处理工序20)中，进行原材料淬火，在第2次热处理工序(相当于实施方式的第2热处理工序40)中，与成形加工同时地进行了淬火。
在第1次热处理工序中，将原材料投入到气体炉中加热至950℃并保持了约5分钟之后，将原材料取出并放置到模具上表面的平坦部，立即从原材料上部盖上平板的模具，通过用两模具夺取热而以平板的状态进行了淬火。
之后，将在第1次热处理工序中进行了淬火的原材料投入到设定为870℃的气体炉中并保持了约2分钟之后，立即取出并投入到压制模具中，在比Ar3相变点高的温度下进行成形加工，并且进行快速冷却来进行淬火，制作了中柱54(实施例3)。
另外，作为比较，将与实施例3相同的原材料的钢C原材料投入到气体炉中加热至950℃并保持了约5分钟之后，投入到压制模具内进行成形加工，与此同时进行淬火，制作了中柱54(比较例4)。
接着，由1.4mm的440MPa级的冷轧钢板制作按照中柱54的外形进行切割的封板，将中柱54的背面开口部用封板封闭而制成了封闭截面结构。中柱54与封板的接合是以φ6WR型电极形状且熔核直径为间距为30mm进行，制作了中柱54。2次热处理的实施例3及1次热处理的比较例4均为同样的制作条件。
接着，将这2种中柱54以支持间隔600mm设置到落锤型冲击试验机中，以速度25km/h(每小时25km)利用φ100压头进行3点弯曲，以与第1实施例同样的观点对此时的载荷冲程曲线进行了比较。将试验结果示于图9中。
与第1实施例及第2实施例同样地，在1次热处理的比较例4中在冲程为60mm时载荷急激地降低，产生了母材断裂。但是可知：就进行了2次奥氏体化加热处理的实施例3而言，直至冲程超过90mm为止没有急剧的载荷的降低，与比较例4相比性能良好。
由各实施例确认到了：就在比Ac3相变点高的温度下进行2次以上奥氏体化、并且在比Ar3相变点高的温度下进行成形加工从而进行淬火的制造方法而言，与奥氏体化及淬火为1次的热冲压加工相比，可得到高韧性且优异的变形特性的成形品。
以下记载符号的说明。
10 淬火成形品的制造方法
12 钢板坯料(钢材)
14 淬火成形品
30 热压用钢材
40 最终热处理工序
50 缓冲器截面形状模型
52 M字缓冲器
54 中柱
《附记》
根据本说明书，以下的方案被概念化。
即，第1方案为一种淬火成形品的制造方法，其具备下述工序：
第1热处理工序，该工序中将冲裁后的钢材加热至比Ac3相变点高的温度来进行奥氏体化之后，进行冷却而使其进行马氏体相变或贝氏体相变；和
第2热处理工序，该工序中将进行了该第1热处理工序的钢材加热至比Ac3相变点高的温度来进行奥氏体化之后，进行冷却而使其进行马氏体相变，
其中，在上述第1热处理工序或上述第2热处理工序中的至少一个工序中将钢材加热至比Ac3相变点高的温度后，在比Ar3相变点高的温度下成形完成。
第2方案为根据第1方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，
将在上述第1热处理工序中对钢材进行加热的第1热处理加热温度设定为Ac3相变点+50℃～Ac3相变点+150℃，并且，
将在上述第2热处理工序中对钢材进行加热的第2热处理加热温度设定为比Ac3相变点高的温度且为Ac3相变点+80℃以下。
第3方案为根据第1方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，
将在上述第1热处理工序中对钢材进行加热的第1热处理加热温度设定为由式(1)定义的Ac3相变点+70℃～Ac3相变点+170℃，并且
将在上述第2热处理工序中对钢材进行加热的第2热处理加热温度设定为由式(1)定义的Ac3相变点+20℃～Ac3相变点+100℃。
第4方案为根据第3方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，上述第1热处理工序的升温速度为20℃/秒以上。
第5方案为根据第3方案或第4方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，上述第2热处理工序的升温速度为20℃/秒以上。
第6方案为根据第2方案至第5方案中任一方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，在上述第1热处理工序中，从达到上述第1热处理加热温度到结束该第1热处理工序中的加热为止的加热时间为400秒以内。
第7方案为根据第2方案至第6方案中任一方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，在上述第2热处理工序中，从达到上述第2热处理加热温度到结束该第2热处理工序中的加热为止的加热时间为400秒以内。
第8方案为根据第1方案至第7方案中任一方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，上述钢材的碳含量为0.3质量％～0.8质量％。
第9方案为根据第1方案至第8方案中任一方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，在上述第1热处理工序中被处理的钢材的硬质相的体积分率为90％以下。
第10方案为根据第1方案至第9方案中任一方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，经由上述第2热处理工序而得到的成形品的马氏体组织的体积分率为50％以上。
第11方案为根据第1方案至第8方案中任一方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，上述第1热处理工序的上述冷却是在将上述钢材合模后的状态下进行的。
第12方案为一种热压用钢材的制造方法，其中，将冲裁后的钢材加热至比Ac3相变点高的温度来进行奥氏体化之后，进行冷却而使其进行马氏体相变或贝氏体相变。
第13方案为根据第12方案所述的热压用钢材的制造方法，其中，将上述钢材加热至比Ac3相变点高的温度之后，在比Ar3相变点高的温度下进行成形并冷却。
第14方案为根据第12方案或第13方案所述的热压用钢材的制造方法，其中，将上述钢材的加热温度设定为Ac3相变点+50℃～Ac3相变点+150℃。
第15方案为根据第12方案或第13方案所述的热压用钢材的制造方法，其中，将上述钢材的加热温度设定为由式(1)定义的Ac3相变点+70℃～Ac3相变点+170℃。
第16方案为根据第15方案所述的热压用钢材的制造方法，其中，上述加热时的升温速度为20℃/秒以上。
第17方案为根据第14方案至第16方案中任一方案所述的热压用钢材的制造方法，其中，在达到上述加热温度之后的加热时间为400秒以内。
第18方案为根据第12方案至第17方案中任一方案所述的热压用钢材的制造方法，其中，上述钢材的碳含量为0.3质量％～0.8质量％。
第19方案为根据第12方案至第18方案中任一方案所述的热压用钢材的制造方法，其中，上述钢材的硬质相的体积分率为90％以下。
第20方案为根据第1方案至第8方案中任一方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，上述冷却是在将上述钢材合模后的状态下进行的。
第21方案为一种热压用钢材，其碳含量为0.3质量％～0.8质量％，且马氏体组织与贝氏体组织的体积分率之和为80％以上。
第22方案为根据第21方案所述的热压用钢材，其为平坦的坯料。
第23方案为根据第21方案所述的热压用钢材，其为压制成形品。
第24方案为一种淬火成形品的制造方法，其中，在将第21方案至第23方案中任一方案所述的热压用钢材加热至比Ac3相变点高的温度来进行奥氏体化并在比Ar3相变点高的温度下进行成形之后，进行冷却而使其进行马氏体相变。
第25方案为一种淬火成形品的制造方法，其中，在将马氏体组织与贝氏体组织的体积分率之和为80％以上的成形品加热至比Ac3相变点高的热处理加热温度来进行奥氏体化之后，进行冷却而使其进行马氏体相变。
第26方案为根据第25方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，上述成形品为淬火成形品。
第27方案为根据第25方案或第26方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，上述热处理加热温度为比Ac3相变点高的温度且为Ac3相变点+80℃以下。
第28方案为根据第25方案或第26方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，上述热处理加热温度设定为由式(1)定义的Ac3相变点+20℃～Ac3相变点+100℃。
第29方案为根据第28方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，加热至上述热处理加热温度时的升温速度为20℃/秒以上。
第30方案为根据第25方案至第29方案中任一方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，在达到上述热处理加热温度之后的加热时间为400秒以内。
<其它方案>
另外，根据本说明书，以下其它方案被概念化。
第1其它方案为一种淬火成形品的制造方法，其具备下述工序：
第1热处理工序，该工序中将钢材加热至Ac3相变点以上来进行奥氏体化之后，进行冷却而使其进行马氏体相变或贝氏体相变；和
第2热处理工序，该工序中将进行了该第1热处理工序的钢材加热至Ac3相变点以上来进行奥氏体化之后，进行冷却而使其进行马氏体相变；
其中，在上述第1热处理工序或上述第2热处理工序中的至少一个工序中将钢材在Ar3相变点以上的温度下进行成形。
第2其它方案为根据第1其它方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，
将在上述第1热处理工序中对钢材进行加热的第1热处理加热温度设定为Ac3相变点+50℃～Ac3相变点+150℃，并且，
将在上述第2热处理工序中对钢材进行加热的第2热处理加热温度设定为Ac3相变点～Ac3相变点+80℃。
第3其它方案为根据第1其它方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，
将在上述第1热处理工序中对钢材进行加热的第1热处理加热温度设定为由式(1)定义的Ac3相变点+70℃～Ac3相变点+170℃，并且
将在上述第2热处理工序中对钢材进行加热的第2热处理加热温度设定为由式(1)定义的Ac3相变点+20℃～Ac3相变点+100℃。
第4其它方案为根据第3其它方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，上述第1热处理工序的升温速度为20℃/秒以上。
第5其它方案为根据第3其它方案或第4其它方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，上述第2热处理工序的升温速度为20℃/秒以上。
第6其它方案为根据第2其它方案至第5其它方案中任一方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，在上述第1热处理工序中，从达到上述第1热处理加热温度到结束该第1热处理工序中的加热为止的加热时间为400秒以内。
第7其它方案为根据第2其它方案至第6其它方案中任一方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，在上述第2热处理工序中，从达到上述第2热处理加热温度到结束该第2热处理工序中的加热为止的加热时间为400秒以内。
第8其它方案为根据第1其它方案至第7其它方案中任一方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，上述钢材所含有的碳量为0.3质量％～0.8质量％。
第9其它方案为一种热压用钢材的制造方法，其中，将钢材加热至Ac3相变点以上来进行奥氏体化之后，进行冷却而使其进行马氏体相变或贝氏体相变。
第10其它方案为根据第9其它方案所述的热压用钢材的制造方法，其中，将加热至Ac3相变点以上的上述钢材在Ar3相变点以上的温度下进行成形并冷却。
第11其它方案为根据第9其它方案或第10其它方案的热压用钢材的制造方法，其中，将上述钢材的加热温度设定为Ac3相变点+50℃～Ac3相变点+150℃。
第12其它方案为根据第9其它方案或第10其它方案所述的热压用钢材的制造方法，其中，将上述钢材的加热温度设定为由式(1)定义的Ac3相变点+70℃～Ac3相变点+170℃。
第13其它方案为根据第12其它方案所述的热压用钢材的制造方法，其中，上述加热时的升温速度为20℃/秒以上。
第14其它方案为根据第11其它方案至第13其它方案所述的热压用钢材的制造方法，其中，达到上述加热温度后的加热时间为400秒以内。
第15其它方案为根据第9其它方案至第14其它方案中任一方案所述的热压用钢材的制造方法，其中，上述钢材所含有的碳量为0.3质量％～0.8质量％。
第16其它方案为一种热压用钢材，其碳含量为0.3质量％～0.8质量％，且马氏体组织与贝氏体组织的体积分率之和为80％以上。
第17其它方案为一种淬火成形品的制造方法，其中，在将第16其它方案所述的热压用钢材加热至Ac3相变点以上来进行奥氏体化并在Ar3相变点以上的温度下进行成形之后，进行冷却而使其进行马氏体相变。
第18其它方案为一种淬火成形品的制造方法，其中，将马氏体组织与贝氏体组织的体积分率之和为80％以上的成形品加热至Ac3相变点以上的热处理加热温度来进行奥氏体化之后，进行冷却而使其进行马氏体相变。
第19其它方案为根据第18其它方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，上述成形品为淬火成形品。
第20其它方案为根据第18其它方案或第19其它方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，上述热处理加热温度为Ac3相变点～Ac3相变点+80℃。
第21其它方案为根据第18其它方案或第19其它方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，上述热处理加热温度设定为由式(1)定义的Ac3相变点+20℃～Ac3相变点+100℃。
第22其它方案为根据第21其它方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，加热至上述热处理加热温度时的升温速度为20℃/秒以上。
第23其它方案为根据第18其它方案至第22其它方案中任一方案所述的淬火成形品的制造方法，其中，在达到上述热处理加热温度之后的加热时间为400秒以内。
2016年11月25日申请的日本专利申请2016-229472号的公开内容全部以参照的形式被纳入本说明书中。
另外，本说明书中记载的全部文献、专利申请及技术标准与具体且分别记载了各个文献、专利申请及技术标准以参照的形式被纳入的情况相同程度地以参照的形式被纳入本说明书中。

Claims (30)

1.一种淬火成形品的制造方法，其具备下述工序：
第1热处理工序，该工序中将冲裁后的钢材加热至比Ac3相变点高的温度来进行奥氏体化之后，进行冷却而使其进行马氏体相变或贝氏体相变；和
第2热处理工序，该工序中将进行了该第1热处理工序的钢材加热至比Ac3相变点高的温度来进行奥氏体化之后，进行冷却而使其进行马氏体相变，
其中，在所述第1热处理工序或所述第2热处理工序中的至少一个工序中将钢材加热至比Ac3相变点高的温度后，在比Ar3相变点高的温度下成形完成。
2.根据权利要求1所述的淬火成形品的制造方法，其中，
将在所述第1热处理工序中对钢材进行加热的第1热处理加热温度设定为Ac3相变点+50℃～Ac3相变点+150℃，并且，
将在所述第2热处理工序中对钢材进行加热的第2热处理加热温度设定为比Ac3相变点高的温度且为Ac3相变点+80℃以下。
3.根据权利要求1所述的淬火成形品的制造方法，其中，
将在所述第1热处理工序中对钢材进行加热的第1热处理加热温度设定为由式(1)定义的Ac3相变点+70℃～Ac3相变点+170℃，并且
将在所述第2热处理工序中对钢材进行加热的第2热处理加热温度设定为由式(1)定义的Ac3相变点+20℃～Ac3相变点+100℃，
式(1)Ac3(℃)＝910-203×√C(质量％)+44.7×Si(质量％)-30×Mn(质量％)-11×Cr(质量％)+700×S(质量％)+400×Al(质量％)+50×Ti(质量％)。
4.根据权利要求3所述的淬火成形品的制造方法，其中，所述第1热处理工序的升温速度为20℃/秒以上。
5.根据权利要求3或权利要求4所述的淬火成形品的制造方法，其中，所述第2热处理工序的升温速度为20℃/秒以上。
6.根据权利要求2至权利要求5中任一项所述的淬火成形品的制造方法，其中，在所述第1热处理工序中，从达到所述第1热处理加热温度到结束该第1热处理工序中的加热为止的加热时间为400秒以内。
7.根据权利要求2至权利要求6中任一项所述的淬火成形品的制造方法，其中，在所述第2热处理工序中，从达到所述第2热处理加热温度到结束该第2热处理工序中的加热为止的加热时间为400秒以内。
8.根据权利要求1至权利要求7中任一项所述的淬火成形品的制造方法，其中，所述钢材的碳含量为0.3质量％～0.8质量％。
9.根据权利要求1至权利要求8中任一项所述的淬火成形品的制造方法，其中，在所述第1热处理工序中被处理的钢材的硬质相的体积分率为90％以下。
10.根据权利要求1至权利要求9中任一项所述的淬火成形品的制造方法，其中，经由所述第2热处理工序而得到的成形品的马氏体组织的体积分率为50％以上。
11.根据权利要求1至权利要求8中任一项所述的淬火成形品的制造方法，其中，所述第1热处理工序的所述冷却是在将所述钢材合模后的状态下进行的。
12.一种热压用钢材的制造方法，其中，将冲裁后的钢材加热至比Ac3相变点高的温度来进行奥氏体化之后，进行冷却而使其进行马氏体相变或贝氏体相变。
13.根据权利要求12所述的热压用钢材的制造方法，其中，将所述钢材加热至比Ac3相变点高的温度之后，在比Ar3相变点高的温度下进行成形并冷却。
14.根据权利要求12或权利要求13所述的热压用钢材的制造方法，其中，将所述钢材的加热温度设定为Ac3相变点+50℃～Ac3相变点+150℃。
15.根据权利要求12或权利要求13所述的热压用钢材的制造方法，其中，将所述钢材的加热温度设定为由式(1)定义的Ac3相变点+70℃～Ac3相变点+170℃，
式(1)Ac3(℃)＝910-203×√C(质量％)+44.7×Si(质量％)-30×Mn(质量％)-11×Cr(质量％)+700×S(质量％)+400×Al(质量％)+50×Ti(质量％)。
16.根据权利要求15所述的热压用钢材的制造方法，其中，所述加热时的升温速度为20℃/秒以上。
17.根据权利要求14至权利要求16中任一项所述的热压用钢材的制造方法，其中，在达到所述加热温度之后的加热时间为400秒以内。
18.根据权利要求12至权利要求17中任一项所述的热压用钢材的制造方法，其中，所述钢材的碳含量为0.3质量％～0.8质量％。
19.根据权利要求12至权利要求18中任一项所述的热压用钢材的制造方法，其中，所述钢材的硬质相的体积分率为90％以下。
20.根据权利要求1至权利要求8中任一项所述的淬火成形品的制造方法，其中，所述冷却是在将所述钢材合模后的状态下进行的。
21.一种热压用钢材，其碳含量为0.3质量％～0.8质量％，且马氏体组织与贝氏体组织的体积分率之和为80％以上。
22.根据权利要求21所述的热压用钢材，其为平坦的坯料。
23.根据权利要求21所述的热压用钢材，其为压制成形品。
24.一种淬火成形品的制造方法，其中，在将权利要求21至权利要求23中任一项所述的热压用钢材加热至比Ac3相变点高的温度来进行奥氏体化并在比Ar3相变点高的温度下进行成形后，进行冷却而使其进行马氏体相变。
25.一种淬火成形品的制造方法，其中，在将马氏体组织与贝氏体组织的体积分率之和为80％以上的成形品加热至比Ac3相变点高的热处理加热温度来进行奥氏体化之后，进行冷却而使其进行马氏体相变。
26.根据权利要求25所述的淬火成形品的制造方法，其中，所述成形品为淬火成形品。
27.根据权利要求25或权利要求26所述的淬火成形品的制造方法，其中，所述热处理加热温度为比Ac3相变点高的温度且为Ac3相变点+80℃以下。
28.根据权利要求25或权利要求26所述的淬火成形品的制造方法，其中，所述热处理加热温度设定为由式(1)定义的Ac3相变点+20℃～Ac3相变点+100℃，
式(1)Ac3(℃)＝910-203×√C(质量％)+44.7×Si(质量％)-30×Mn(质量％)-11×Cr(质量％)+700×S(质量％)+400×Al(质量％)+50×Ti(质量％)。
29.根据权利要求28所述的淬火成形品的制造方法，其中，加热至所述热处理加热温度时的升温速度为20℃/秒以上。
30.根据权利要求25至权利要求29中任一项所述的淬火成形品的制造方法，其中，在达到所述热处理加热温度之后的加热时间为400秒以内。
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