TWI521068B

TWI521068B - 熱成形構件及其製造方法

Info

Publication number: TWI521068B
Application number: TW103100371A
Authority: TW
Inventors: 林宏太郎; 關彰
Original assignee: 新日鐵住金股份有限公司
Priority date: 2014-01-06
Filing date: 2014-01-06
Publication date: 2016-02-11
Also published as: TW201527551A

Description

熱成形構件及其製造方法

發明領域

本發明是有關於可在例如，汽車之車體構造零件以及輪軸零件等的機械構造零件中所使用的熱成形構件，及其製造方法。具體地，本發明是有關於具有900MPa~1300MPa之拉伸強度，同時具有拉伸試驗下的總延伸率為15%以上的優良延展性，及0℃之沙丕試驗的衝擊值為20J/cm²以上的優異衝擊特性之熱成形構件，及其製造方法。

發明背景

近年來，為了汽車的輕量化，而持續致力於對使用於車體之鋼材作高強度化，以減輕鋼材的使用重量。在汽車相關技術領域中廣泛使用的薄鋼板，隨著鋼板強度的增加，壓製成形性下降，而變得難以製造具有複雜形狀的構件。具體上，由於鋼板強度的增加而使鋼板之延展性下降，因此，將發生構件中加工度高的部分產生破損斷裂，及/或構件的彈性回復性與壁彎曲性變大之構件的尺寸精度變差之問題。因此，應用高強度，尤其是具900MPa等級以上之拉伸強度的鋼板之壓製成形來製造具有複雜形狀的構件，並不容易。若非進行壓製成形，而是輥軋成形時，雖然可加工高強度之鋼板，但輥軋成形只能適用在長度方向具有相同截面之構件的製造方法。

另一方面，如專利文獻1所示，被稱為用於將已加熱之鋼板壓製成形之熱壓方法，可以良好的尺寸精度將高強度鋼板成形為複雜形狀的構件。究其原因，乃是因為熱壓步驟是使鋼板在高溫受熱狀態下被加工，加工時的鋼板為軟質，且具有高延展性之故。並且，在熱壓製時，藉由在壓製加工鋼板前先加熱至奧斯田鐵單相區、壓製加工後於模具內急速冷卻(淬火)，也能完成由麻田散鐵相變而形成的構件高強度化。因此，熱壓製法是能夠同時確保構件高強度化與鋼板成形性的優異成形方法。

又，在專利文獻2中，揭示了在室溫將鋼板預先成形為特定形狀、將藉此所得到之構件加熱至奧斯田鐵區，再於模具內急速冷卻，藉以完成構件之高強度化的預模壓淬火法。作為熱壓製之其中一種態樣的預模壓淬火法，以模具限制構件，故能抑制起因於熱扭變之構件變形。使預模壓淬火法可作為能夠使構件高強度化，並且獲得高尺寸精度之優異的成形方法。

但是，近年來，對熱壓成形構件也會要求優異的衝擊吸收特性。亦即，熱壓成形構件已變得對優異的延展性與優異的衝擊特性兩方面都有要求。專利文獻1和專利文獻2所代表的習知技術則難以回應這種要求。其原因在於，從該等習知技術所得到的構件之金屬組織實質上為麻田散鐵單相組織。

於是，在專利文獻3中所揭示之技術為，藉著將鋼板加熱至肥粒鐵與奧斯田鐵之二相溫度區，以在使鋼板之金屬組織形成肥粒鐵-奧斯田鐵二相組織之狀態下壓製加工鋼板，接著使鋼板在模具內急速冷卻，藉由鋼板之金屬組織變化成肥粒鐵-麻田散鐵二相組織，得到高強度且延展性優異之構件。但是，從上述技術所得到的構件的延伸率為約10%以下，因此，專利文獻3所揭示的構件在延展性上，還稱不上相當優異。如汽車相關技術領域中所要求的構件之，以優異的衝擊吸收特性為必要的構件，要具有比上述構件更優異的延展性。具體上，必須具有15%以上的延伸率，較佳為要求18%以上的延伸率，更佳為21%以上的延伸率。

然而，藉由將用於TRIP鋼(TRansformation Induced Plasticity steel)以及Q&P鋼(Quench & Partitioning Steel)的組織控制法應用於熱壓製法，可讓由熱壓製法所得到的構件的延展性顯著提升。這是因為透過如後所述之特別熱處理，在構件的金屬組織中產生殘留的奧斯田鐵之故。

專利文獻4所揭示之技術為，將積極地添加了Si和Mn的鋼板預先加熱到肥粒鐵-奧斯田鐵二相溫度區，接著以深沖壓裝置在鋼板上同時實施成形和急速冷卻，以讓所得到之構件的金屬組織變化成含有肥粒鐵、麻田散鐵和奧斯田鐵之複相組織，藉此，可得到具有高強度，且延展性優異之構件。為了讓構件之金屬組織中含有奧斯田鐵，必須在鋼板上進行300℃~400℃之等溫保持處理，即，奧氏體等溫淬火(austempering)處理。因此，必須控制專利文獻4之深沖壓裝置之模具加熱至300℃~400℃。又，如專利文獻4之實施例所記載，必須使構件在模具內保持60秒左右。但是，於進行奧氏體等溫淬火處理的情況中，因應保持溫度與保持時間，不但是鋼板的拉伸強度，鋼板的延伸率也顯著變動。因此，進行奧氏體等溫淬火處理時，無法確保穩定之機械特性。而且，如本發明之目標鋼種，對含有較多Si之鋼作奧氏體等溫淬火處理時，會變得容易在金屬組織中生成非常硬的麻田散鐵，並因該麻生散鐵發生構件之衝擊特性明顯劣化之問題。

專利文獻5所揭示之技術為，將積極地添加了Si和Mn的鋼板預先加熱到二相溫度區，或奧斯田鐵單相區，接著在鋼板上同時進行成形與到達特定溫度為止的急速冷卻，並進一步再加熱所得到的構件，據此使構件的金屬組織成為含有麻生散鐵和奧斯田鐵的複相組織，藉以得到具有高強度，且延展性優異之構件。但是，如上所述之技術的製造方法，具體之急速冷卻條件為，對應於停止冷卻之溫度，會有使構件之拉伸強度明顯變動之問題。而且，冷卻停止溫度的控制極為困難之步驟上的問題，在上述的製造方法中也是不可避免。又，與習知的熱成形構件的製造方法不同的是，在專利文獻5之製造方法中，所謂的再加熱之進一步熱處理步驟是必要的。因此，專利文獻5之製造方法，相對於習知之熱成形構件的製造方法，生產性明顯降低。此外，如專利文獻5之實施例所記載，由於專利文獻5之製造方法以將鋼板加熱至高溫為必要，使構件之金屬組織中之麻田散鐵等的第二相容易變成稀疏分布。這種情況將發生構件之衝擊特性明顯劣化的問題。

因此，必須再針對不使用用於TRIP鋼和Q&P鋼之組織控制法來得到含有殘留奧斯田鐵之鋼板構件的熱成形法，重新作檢討。

另一方面，藉由在A₁點附近對積極地添加了Mn的低碳鋼作熱處理，可得到兼具優異強度與優異延展性之鋼材。例如，在非專利文獻1中揭示了，藉由對0.1%C-5%Mn合金進行熱軋製，並進一步再加熱所得到之，含有數十%之殘留奧斯田鐵、具有高強度，且延展性極為優異的鋼材。

先前技術文獻專利文獻

專利文獻1：英國專利公報第1490535號

專利文獻2：日本國專利特開平10-96031號公報

專利文獻3：日本國專利特開2010-65292號公報

專利文獻4：日本國專利特表2009-508692號公報

專利文獻5：日本國專利特開2011-184758號公報

非專利文獻

非專利文獻1：熱處理，37卷4號(1997)，第204頁

發明概要

如上述非專利文獻1所揭示之方法，藉由讓熱成形構件之化學組成適當化，並且，將熱成形步驟中的熱處理溫度嚴格控制在A₁點附近，可製造出含有殘留奧斯田鐵之熱成形構件。但是，非專利文獻1所揭示之方法對涉及拉伸強度以及延伸率的加熱時間的影響非常大。為了抑制所得到之拉伸強度以及延伸率之變化，必須進行30分鐘以上的加熱。當考慮到生產性和構件的表面品質時，以如此長時間的加熱所作的組織控制，並非適用於熱成形構件的生產技術。並且，上述非專利文獻1所揭示之方法中，由於容易使雪明碳鐵(cementite)的溶解變得不充分，以此技術所得到的熱成形構件的衝擊特性並不充份是容易被預料到的。

因此，可提供以熱成形來製造、具有900MPa以上的拉伸強度，且延展性與衝擊特性優異的構件之量產技術尚未被確定建立。

本發明之課題在於提供，如上所述之習知無法進行量產、具有900MPa以上的拉伸強度、延展性與衝擊特性優異之熱成形構件，及其製造方法。

本發明人等為改善拉伸強度900MPa以上之熱成形構件的延展性與衝擊特性而致力地進行檢討的結果，得到藉由(1)讓熱成形構件中的Si含量較一般的熱成形用鋼板增加，(2)讓熱成形構件之金屬組織含有特定量的奧斯田鐵，且形成微細的奧斯田鐵與麻田散鐵整體存在之金屬組織，可使熱成形構件之延展性與衝擊特性獲得顯著改善之新發現。於是，為了得到這種金屬組織，藉由使用具有之化學組成與上述熱成形構件之化學組成相同，具有之金屬組織含有選自於變韌鐵(bainite)與前述麻田散鐵中的1種或2種、雪明碳鐵之結晶粒以特定的個數密度存在的原材鋼板作為熱成形構件的原材料，並讓熱成形之熱處理條件適當化，得到可被達成之新發現。

本發明是基於該發現所完成者，其要旨如下。

(1)本發明之其中一種態樣之熱成形構件中，其化學組成以質量%計為：C：0.05%~0.40%、Si：0.5%~3.0%、Mn：1.2%~8.0%、P：0.05%以下、S：0.01%以下、sol.Al：0.001%~2.0%、N：0.01%以下、Ti：0%~1.0%、Nb：0%~1.0%、V：0%~1.0%、Cr：0%~1.0%、Mo：0%~1.0%、Cu：0%~1.0%、Ni：0%~1.0%、Ca：0%~0.01%、Mg：0%~0.01%、REM：0%~0.01%、Zr：0%~0.01%、B：0%~0.01%、Bi：0%~0.01%，以及剩餘部分：Fe與不純物；且具有下述金屬組織：含有10面積%~40面積%之奧斯田鐵，並且前述奧斯田鐵結晶粒與麻田散鐵結晶粒之合計個數密度為1.0個/μm²以上；拉伸強度為900MPa~1300MPa。

(2)上述(1)所記載之熱成形構件中，前述化學組成以質量%計，亦可含有選自於由下述所構成群組中之1種或2種以上：Ti：0.003%~1.0%、Nb：0.003%~1.0%、V：0.003%~1.0%、Cr：0.003%~1.0%、Mo：0.003%~1.0%、Cu： 0.003%~1.0%，以及Ni：0.003%~1.0%。

(3)上述(1)或(2)所記載之熱成形構件中，前述化學組成以質量%計，亦可含有選自於由下述所構成群組中之1種或2種以上：Ca：0.0003%~0.01%、Mg：0.0003%~0.01%、REM：0.0003%~0.01%，以及Zr：0.0003%~0.01%以下。

(4)上述(1)~(3)中任一項所記載之熱成形構件中，前述化學組成以質量%計，亦可含有B：0.0003%~0.01%。

(5)上述(1)~(4)中任一項所記載之熱成形構件中，前述化學組成以質量%計，亦可含有Bi：0.0003%至0.01%以下。

(6)本發明之其他態樣的熱成形構件的製造方法包含：加熱步驟，係將原材鋼板加熱至670℃以上且低於780℃且未達Ac₃點的溫度域，該原材鋼板具有與如上述(1)~(5)中任1項所記載之熱成形構件的前述化學組成相同之化學組成，且Mn含量為2.4質量%~8.0質量%，並具有下述金屬組織：含有合計為70面積%以上之選自於變韌鐵與麻田散鐵中的1種或2種，且雪明碳鐵之結晶粒以1.0個/μm²以上的個數密度存在：保持步驟，係接續前述加熱步驟，將前述原材鋼板之溫度保持在670℃以上且低於780℃並且未達Ac₃點的溫度域中2分鐘~20分鐘；熱成形步驟，係接續前述保持步驟，對前述原材鋼板進行熱成形；及冷卻步驟，係接續前述熱成形步驟，將前述原材鋼板在600℃~150℃之溫度域中，以平均冷卻速度為5℃/秒~500℃/秒的條件進行冷卻。

(7)本發明之其他態樣的熱成形構件的製造方法包含：加熱步驟，將原材鋼板加熱至670℃以上且低於780℃並且未達Ac₃點的溫度域，該原材鋼板具有與(1)~(5)中任1項所記載之熱成形構件之前述化學組成相同之化學組成，且Mn含量為1.2質量%以上且低於2.4質量%，並具有下述金屬組織：含有合計為70面積%以上之選自於變韌鐵與麻田散鐵中的1種或2種，且雪明碳鐵之結晶粒以1.0個/μm²以上的個數密度存在；保持步驟，係接續前述加熱步驟，將前述原材鋼板之溫度保持在前述670℃以上且低於780℃並且未達Ac₃點的溫度域中2分鐘~20分鐘；熱成形步驟，係接續前述保持步驟，對前述原材鋼板進行熱成形；及冷卻步驟．係接續前述熱成形步驟，將前述原材鋼板在600℃~500℃之溫度域中以平均冷卻速度為5℃/秒~500℃/秒的條件進行冷卻，且在低於500℃且150℃以上之溫度域中以平均冷卻速度為5℃/秒~20℃/秒的條件進行冷卻。

藉由本發明，讓延展性相當優良，且衝擊特性也很優異、拉伸強度為900MPa以上之熱成形構件的實用化開始變得可行之具有技術價值的效果得以被達成。

圖1為顯示本發明之製造方法的流程圖。

用以實施發明之形態

接著，針對由上述之知識見解為基礎所完成的本發明之一實施形態的熱成形構件及其製造方法作說明。又，以下的說明內容中，針對熱成形之具體態樣是以熱壓製為例進行說明。然而，若可以透過和以下的說明中所揭示之製造條件實質相同的製造條件來完成的話，也可以採用熱壓製以外的成形方法，例如輥軋成形等，作為熱成形方法。

1.化學組成

首先，針對本發明之一實施形態的熱成形構件的化學組成作說明。以下的說明中，「%」表示之各合金元素的含量，在未特別說明的前提下是指「質量%」。再者，由於即使進行熱成形，鋼的化學組成也不會改變，承受熱成形前之原材鋼板中的各元素含量與，熱成形後的熱成形構件中的各元素含量將分別相等。

(C：0.05%~0.40%)

C為可提升鋼之淬火性，且會對淬火後之熱成形構件的強度產生最大影響之相當重要的元素。C含量少於0.05%時，會變得難以在淬火後確保900MPa以上的拉伸強度。因此，宜使C含量為0.05%以上。另一方面，C含量超過0.40%時，熱成形構件的衝擊特性會明顯劣化。因此，宜使C含量為0.40%以下。為了提升熱成形構件的焊接性，宜使C含量為0.25%以下。為了確保熱成形構件的強度穩定，則宜使C含量為0.08%以上。

(Si：0.5%~3.0%)

Si為用於確保淬火後之鋼的強度穩定上，非常有效的元素。又，藉由添加Si，可增加金屬組織中的奧斯田鐵，使熱成形構件的延展性提升。Si含量少於0.5%時，將難以獲得上述作用。尤其是，本實施形態中之奧斯田鐵不足的情況，由於會無法得到必要的延展性，在產業利用上將變得極為不利。因此，宜使Si含量為0.5%以上。此外，當使Si含量為1.0%以上時，則延展性會變得更為提升。因此，較佳為使Si含量為1.0%以上。另一方面，Si含量超過3.0%時，除了上述作用之效果已達飽和而在經濟上變得不利外，熱成形構件表面性狀的劣化也會變得較明顯。因此，宜使Si含量為3.0%以下。為了確實地防止熱成形構件表面性狀的劣化，較佳為使Si含量為2.5%以下。

(Mn：1.2%以上且8.0%以下)

Mn是在提升鋼的淬火性、確保淬火後之鋼的強度穩定上，非常有效的元素。此外，Mn也有提升淬火後之熱成形構件的延展性的效果。但是，Mn含量少於1.2%時，將無法充分得到該等效果，而變得非常難以在淬火後確保900MPa以上的拉伸強度。因此，宜使Mn含量為1.2%以上。此外，當使Mn含量為2.4%以上時，熱成形構件的延展性會更加提升，在製造程序上變成可不需要進行後述之熱成形後的緩冷卻，可使生產性顯著提升。因此，宜使Mn含量為2.4%以上。另一方面，當Mn含量超過8.0%時，在熱成形構件中會生成過剩的奧斯田鐵，而變得容易發生延遲破壞。因此，宜使Mn含量為8.0%以下。此外，使應用於熱成形前的原材鋼板的拉伸強度變低，可使之後的熱成形步驟中的生產性提升。為了得到此種效果，較佳為使Mn含量為6.0%以下。

(P：0.05%以下)

P為通常在鋼中不可避免地會含有的不純物。但是，在本實施形態中，由於P有藉由固溶強化提升鋼強度的作用，因此，使其積極地含有P亦可。但是，P含量超過0.05%時，則有熱成形構件的焊接性變得明顯劣化的情況。因此，宜使P含量為0.05%以下。為了更加確實地防止熱成形構件之焊接性劣化，較佳為使P含量為0.02%以下。為了更確實地得到上述之強度提升作用，宜使P含量為0.003%以上。然而，即使P含量為0%，由於已能夠得到用於欲解決課題之必要特性，故不需要限制P含量的下限值。即，P含量的下限值可為0%。

(S：0.01%以下)

S為鋼所含有的不純物，為了使焊接性提升，S含量越低越好。S含量超過0.01%時，焊接性之下降將明顯地變成無法容許的程度。因此，宜使S含量為0.01%以下。為了更加確實地防止焊接性之下降，較佳為使S含量為0.003%以下，更加則為0.0015%以下。由於S含量越少越好，故不需要規定S含量之下限值。即，S含量的下限值可為0%。

(sol.Al：0.001%~2.0%)

sol.Al是指以固溶狀態存在於鋼中的固溶Al。Al為具有使鋼脫氧之作用的元素。此外，也是防止Ti等的碳氮化物形成元素氧化、具有促進碳氮化物形成之作用的元素。藉由該等作用，可抑制在鋼材上產生表面瑕疵，使鋼材的製造成品率提升。sol.Al含量少於0.001%時，將難以獲得上述作用。因此，宜使sol.Al含量為0.001%以上。為了更加確實地得到上述作用，較佳為使sol.Al含量為0.01%以上。另一方面，sol.Al含量超出2.0%時，則熱成形構件的焊接性會明顯下降，並且熱成形構件中的氧化物系夾雜物會增加，使熱成形構件的表面性狀明顯劣化。因此，宜使sol.Al含量為2.0%以下。為了更加確實地避免上述現象，較佳為使sol.Al含量為1.5%以下。

(N：0.01%以下)

N為鋼中不可避免地會含有的不純物，為了使焊接性提升，N含量越低越好。N含量超過0.01%時，熱成形構件的焊接性之下降將明顯地變成無法容許的程度。因此，宜使N含量為0.01%以下。為了更加確實地避免焊接性下降，較佳是使N含量為0.006%以下。由於N含量越少越好，故不需要規定N含量之下限值。即，N含量的下限值可為0%。

本實施形態中的熱成形構件之化學組成的殘留部分為Fe及不純物。所謂不純物是指，工業上製造鋼材時，礦石或廢料等之類的原料，或者由於製造程序上的各種因素而混入之成分，在不會對本實施形態之熱成形構件的特性產生不良影響的範圍下容許含有者。然而，與實施形態有關的熱成形構件也可進一步含有以下所介紹的元素作為任意成分。此外，就算不使熱成形構件含有以下所介紹的任意元素，由於也能得到用以解決課題之必要特性，並不需要限制任意元素含量的下限值。即，任意元素含量的下限值可為0%。

(選自於由下述所構成群組中之1種或2種以上：Ti：0%~1.0%、Nb：0%~1.0%、V：0%~1.0%、Cr：0%~1.0%、Mo：0%~1.0%、Cu：0%~1.0%，以及Ni：0%~1.0%以下)

該等元素之任一種皆為可有效提升熱成形構件的淬火性，並且確保淬火後的熱成形構件之強度穩定的元素。因此，含有該等元素中的1種或2種以上亦可。但是，針對Ti、Nb及V，分別含有超出1.0%時，將使製造步驟中的熱軋與冷軋的實施變得困難。又，針對Cr、Mo、Cu及Ni，含有超出1.0%時，將使上述作用之效果達到飽和，而在經濟上變得不利。因此，含有各元素時，各元素的含量分別如上所述。此外，若要更加確實地得到上述作用之效果，較佳為使其滿足Ti：0.003%以上、Nb：0.003%以上、V：0.003%以上、Cr：0.003%以上、Mo：0.003%以上、Cu：0.003%以上，以及Ni：0.003%以上的至少一種。

(選自於由下述所構成群組中之1種或2種以上：Ca：0%~0.01%、Mg：0%~0.01%、REM：0%~0.01%，以及Zr：0%~0.01%)

該等元素之任一種皆為有助於夾雜物控制，尤其是夾雜物的微細分散化，並具有可提升熱成形構件之低溫韌性之作用的元素。因此，使其含有該等元素中的1種或2種以上亦可。但是，所含有的任一元素超出0.01%時，則有使熱成形構件的表面性狀劣化之情況。因此，於含有各元素的情況中，各元素的含量宜分別如上所述。此外，若要更加確實地得到上述作用之效果，較佳是使添加之上述各元素的含量分別為0.0003%以上。

在此，「REM」之用語是指，Sc、Y以及鑭系元素所構成之合計17個元素，「REM之含量」則意指該等17個元素的合計含量。使用鑭系元素作為REM時，在工業上是以稀土金屬合金(misch metal)的形態添加REM。

(B：0%~0.01%)

B為具有提升熱成形構件之低溫韌性的作用的元素。因此，使熱成形構件中含有B亦可。但是，含有B超出0.01%時，原材鋼板的熱加工性將劣化，使熱軋的實施變得困難。因此，於使熱成形構件中含有B的情況中，宜使B含量為0.01%以下。此外，為了更確實地得到上述作用之效果，較佳是使B含量為0.0003%以上。

(Bi：0%~0.01%)

Bi為具有抑制熱成形構件於變形時破裂之作用的元素。因此，使熱成形構件中含有Bi亦可。但是，含有超出0.01%之量的Bi時，原材鋼板的熱加工性將劣化，使熱軋的實施變得困難。因此，於使熱成形構件中含有Bi的情況中，宜使Bi含量為0.01%以下。此外，為了更確實地得到上述作用之效果，較佳是使Bi含量為0.0003%以上。

2.熱成形構件之金屬組織

接著，針對本實施形態之熱成形構件的金屬組織作說明。以下的說明中，「%」表示之各金屬組織的含量，在未特別說明的前提下是指「面積%」。

以下所介紹之金屬組織的組成結構為，在板厚之約1/2t 的位置~約1/4t的位置，並且是在非中心偏析部之位置的組成結構。在中心偏心部會出現與鋼材之代表性金屬組織不同的金屬組織的情況。然而，中心偏心部相對於整體板厚為微小的區域，對鋼材的特性幾乎不造成影響。即，中心偏心部的金屬組織，並不足以代表鋼材的金屬組織。因此，本實施形態之熱成形構件的金屬組織的規定為，在板厚之約1/2t的位置~約1/4t的位置，而且是在非中心偏析部之位置者。此外，「1/2t的位置」表示從熱成形構件表面起算之構件厚度t的1/2深度處的位置，「1/4t的位置」則表示從熱成形構件表面起算之構件厚度t的1/4深度處的位置。

(奧斯田鐵之面積率：10%~40%)

藉由使鋼中含有適量的奧斯田鐵，可使熱成形構件的延展性明顯提升。奧斯田鐵的面積率少於10%時，會難以確保優異的延展性。因此，宜使奧斯田鐵的面積率為10%以上。此外，當使奧斯田鐵的面積率為18%以上時，可使熱成形構件的延伸率達21%以上，有助於使熱成形構件表現極為優異的延展性。因此，較佳是使奧斯田鐵的面積率為18%以上。另一方面，奧斯田鐵之面積率超出40%時，會變得容易在熱成形構件上發生延遲破壞。因此，宜使奧斯田鐵的面積率為40%以下。為了確實防止延遲破壞的發生，較佳是使奧斯田鐵的面積率為32%以下。

奧斯田鐵的面積率之測定方法為本領域業者所周知，在本實施形態中也可以採用常規方法作測定。如後所示之實施例，是以X射線繞射來求取奧斯田鐵的面積率。

(奧斯田鐵與麻田散鐵的分布：奧斯田鐵與麻田散鐵之結晶粒的合計個數密度為：1.0個/μm²以上)

藉由讓微細的硬質組織大量地存在於金屬組織中，即，提升金屬組織中的奧斯田鐵與麻田散鐵的個數密度，可以防止熱成形時的熱成形構件的塑性變形於微觀上局部化發生。藉此，使變形時產生之奧斯田鐵與麻田散鐵的破裂受到抑制，而可提升熱成形構件的衝擊特性。為了完成拉伸強度為900MPa以上，且具有優異衝擊特性的熱成形構件，而讓熱成形構件的金屬組織形成為奧斯田鐵與麻田散鐵以合計為1.0個/μm²以上之個數密度存在的金屬組織。此外，為了更加確實地得到上述衝擊特性提升效果，奧斯田鐵與麻田散鐵的結晶粒的合計個數密度之下限值宜為1.3個/μm²。奧斯田鐵粒子與麻田散鐵粒子的合計個數密度越大越好。這是因為奧斯田鐵粒子與麻田散鐵粒子的合計個數密度越大，可抑制變形的局部化，進一步提升衝擊特性。因此，不需要規定奧斯田鐵粒子與麻田散鐵粒子的合計個數密度的上限值。然而，考慮到製造設備的能力，宜將奧斯田鐵粒子與麻田散鐵粒子的合計個數密度之實質上限值設定為3.0個/μm²左右。

並不需要規定奧斯田鐵粒子的個數與麻田散鐵粒子的個數之比。即使金屬組織中未含有麻田散鐵粒子，也能得到上述的破裂抑制效果。

奧斯田鐵粒子與麻田散鐵粒子的個數密度，可藉由下述方法求得。首先，沿著作為熱成形構件的原料之原材鋼板的軋製方向及相對於軋製方向垂直之方向，從熱成形構件採取試驗片。接著，以電子顯微鏡拍攝沿試驗片之軋製方向的截面及相對於軋製方向為垂直之截面的金屬組織。藉由對以此所得到之800μm方形區域之電子顯微鏡照片進行影像分析，以算出奧斯田鐵粒子與麻田散鐵粒子的個數密度。如果使用電子顯微鏡的話，則可容易做到從周圍組織中區別出奧斯田鐵粒子與麻田散鐵粒子。

此外，並不需要規定奧斯田鐵粒子與麻田散鐵粒子的平均結晶粒徑。一般而言，在平均結晶粒徑較大時，會形成對鋼的強度產生不良影響的情況。但是，只要能達到上述個數密度，就不會使奧斯田鐵粒子與麻田散鐵粒子的粒徑粗大化。

(其他組織)

也可以使熱成形構件中含有肥粒鐵、變韌鐵、雪明碳鐵和波來鐵(pearlite)中的1種或2種以上，作為前述之奧斯田鐵與麻田散鐵以外的金屬組織。只要奧斯田鐵與麻田散鐵的含量在上述的規定範圍內，對肥粒鐵、變韌鐵、雪明碳鐵和波來鐵的含量並無特別規定。

(拉伸強度：900MPa~1300MPa)

本實施形態之熱成形構件的拉伸強度為900MPa以上。透過如此的拉伸強度，可讓使用本實施形態之鋼板的各種構件的輕量化得以達成。但是，拉伸強度超過1300MPa時，將變得容易在鋼板上產生脆性破壞。因此，鋼板的拉伸強度的上限值宜為1300MPa。如此的拉伸強度可藉由上述之化學成分，以及後述之製造方法而達成。

3.製造方法

接著，將針對具有上述特徵之本實施形態的熱成形構件的較佳製造方法進行說明。

為了確保拉伸強度為900MPa以上的強度，及兼具優異的延展性與衝擊特性，除了必須使淬火後的組織含有如上所述之10面積%~40面積%的奧斯田鐵外，還要形成奧斯田鐵與麻田散鐵的結晶粒之合計個數密度為1.0個/μm²以上的金屬組織。

要得到此種金屬組織，是將具有之化學組成與上述熱成形構件之化學組成相同、具有之金屬組織含有合計為70面積%以上之選自於變韌鐵與麻田散鐵中的1種或2種、雪明碳鐵之結晶粒以1.0個/μm²以上的個數密度存在的原材鋼板於加熱步驟中，在670℃以上且低於780℃並且未達Ac₃點的溫度域進行加熱，接著於保持步驟中，使原材鋼板之溫度在670℃以上且低於780℃並且未達Ac₃點的溫度域保持2分鐘~20分鐘，接著於熱成形步驟中，熱壓製原材鋼板。所謂的「670℃以上且低於780℃並且未達Ac₃點的溫度域」，於Ac₃點為780℃以上時，是表示「670℃以上且低於780℃之溫度域」，於Ac₃點為低於780℃時，則表示「670℃以上且未達Ac₃點之溫度域」。

並且，當原材鋼板的Mn含量為2.4質量%~8.0質量%時，接續熱成形步驟，於冷卻步驟中，是使原材鋼板在600℃~150℃之溫度域以平均冷卻速度為5℃/秒~500℃/秒的條件進行冷卻。當原材鋼板的Mn含量為1.2質量%以上且低於2.4質量%時，接續熱成形步驟，於冷卻步驟中，則是使原材鋼板在600℃~500℃之溫度域以平均冷卻速度為5℃/秒~500℃/秒的條件進行冷卻，且在低於500℃且150℃以上之溫度域以平均冷卻速度為5℃/秒~20℃/秒的條件進行冷卻。

供應至熱壓製之原材鋼板，是使用具有之化學組成與上述熱成形構件之化學組成相同、且具有之金屬組織含有合計為70面積%以上之選自於變韌鐵與麻田散鐵中的1種或2種、雪明碳鐵之結晶粒以1.0個/μm²以上的個數密度存在的原材鋼板。該原材鋼板為，例如，熱軋鋼板、冷軋鋼板、熔融鍍鋅冷軋鋼板，或合金化熔融鍍鋅冷軋鋼板。藉由使具有前述金屬組織之原材鋼板，在後述之熱處理條件下進行熱壓製，就能得到具有上述金屬組織、拉伸強度為900MPa以上，且延展性與衝擊特性優異的熱成形構件。

上述原材鋼材之金屬組織的規定是用在，位於板厚的約1/2t的位置~約1/4t的位置，而且是在非中心偏析部之位置。將原材鋼板之金屬組織的組成結構規定設定在此位置的理由，與將熱成形構件之金屬組織的組成結構規定在板厚的約1/2t的位置~約1/4t的位置，而且是在非中心偏析部之位置的理由相同。

(選自於變韌鐵與麻田散鐵中的1種或2種：合計為70面積%以上)

當原材鋼板中的變韌鐵與麻田散鐵之合計面積率為 70%以上時，在後述熱壓製之加熱步驟中，將變得易於確保上述熱成形構件之金屬組織於形成、淬火後的強度穩定。因此，原材鋼板中變韌鐵與麻田散鐵之合計面積率宜為70%以上。雖然不需要規定變韌鐵與麻田散鐵之合計面積率的上限，但是為了讓雪明碳鐵之結晶粒以1.0個/μm²以上的個數密度存在，則實質的合計面積率的上限將為99.5面積%左右。

變韌鐵與麻田散鐵各自的面積率之測定方法為本領域業者所周知，在本實施形態中也可以採用常規方法作測定。在後述的實施例中，則是藉由對金屬組織的電子顯微鏡圖像作影像分析，以求得變韌鐵與麻田散鐵各自的面積率。

(雪明碳鐵之結晶粒的個數密度：1.0個/μm²以上)原材鋼板中的雪明碳鐵的結晶粒為，於熱壓製時的加熱與冷卻之時，所形成的奧斯田鐵與麻田散鐵之析出核。在熱成形零件的金屬組織中，必須使奧斯田鐵與麻田散鐵之合計個數密度為1.0個/μm²以上，為了獲得此種金屬組織，在原材鋼板之金屬組織中，必須使雪明碳鐵的結晶粒以1.0個/μm²以上的個數密度存在。當原材鋼板中的雪明碳鐵的個數密度低於1.0個/μm²時，則熱成形構件中的奧斯田鐵與麻田散鐵的合計個數密度會有低於1.0個/μm²的疑慮。由於原材鋼板中的雪明碳鐵的結晶粒的個數密度越大，所得到的熱成形構件中的奧斯田鐵與麻田散鐵粒子的合計個數密度也會變大而較佳。但是，考慮到設備能力的上限，雪明碳鐵之結晶粒的個數密度之實質上限將變成3.0個/μm²左右。

雪明碳鐵之個數密度可藉由以下之方法求得。首先，沿著原材鋼板的軋製方向及相對於軋製方向垂直之方向，從原材鋼板採取試驗片。接著，以電子顯微鏡拍攝沿試驗片之軋製方向的截面及相對於軋製方向垂直之截面的金屬組織。藉由對藉此所得到之800μm方形區域之電子顯微鏡照片進行影像分析，就可算出雪明碳鐵的個數密度。如果使用電子顯微鏡的話，將可容易做到從周圍組織中區別出雪明碳鐵粒子。

此外，並不需要規定雪明碳鐵粒子的平均結晶粒徑。如果達成上述個數密度的話，將不會有粗大程度會對鋼材產生不良影響的雪明碳鐵析出。

滿足對本實施形態中的原材鋼板所要求的條件之熱軋鋼板，可藉由例如，對具有之化學組成與上述熱成形構件的化學組成相同的鑄片，於900℃以下之溫度域施行最終軋製，接著以5℃/秒以上的冷卻速度使最後軋製後的鋼板急速冷卻至600℃以下的溫度域，而製得。滿足對本實施形態中的原材鋼板所要求的條件之冷軋鋼板，可藉由例如，使上述熱軋鋼板於Ac₃點以上退火，並以5℃/秒以上的平均冷卻速度急速冷卻至600℃以下的溫度域而製得。藉由在上述條件下進行急速冷卻，可在原材鋼板內產生大量的雪明碳鐵的析出核，其結果，就能獲得含有1.0個/μm²以上之個數密度的雪明碳鐵的原材鋼板。滿足對本實施形態中的原材鋼板所要求的條件之熔融鍍鋅冷軋鋼板及合金化熔融鍍鋅冷軋鋼板，則可藉由例如，在上述冷軋鋼板上分別施行熔融鍍鋅及合金化熔融鍍鋅而製得。

(原材鋼板的加熱溫度：670℃以上且低於780℃並且未達Ac₃點的溫度域)

(原材鋼板之保持溫度與保持時間：在670℃以上且低於780℃並且未達Ac₃點的溫度域保持2分鐘~20分鐘)

供應至熱壓製之原材鋼板的加熱步驟為，將原材鋼板加熱至670℃以上且低於780℃並且未達Ac₃點(℃)的溫度域為止。原材鋼板的保持步驟為，讓原材鋼板的溫度在上述溫度域，即670℃以上且低於780℃並且未達Ac₃(℃)點的溫度域保持2分鐘~20分鐘。Ac₃點為，透過實驗求出之下述公式(i)所規定的溫度，當將鋼加熱至Ac₃點以上的溫度域時，鋼的金屬組織會變成奧斯田鐵單相。

Ac₃=910-203×(C^0.5)-15.2×Ni+44.7×Si+104×V+31.5×Mo-30×Mn-11×Cr-20×Cu+700×P+400×sol.Al+50×Ti………(i)

在此，上述公式中的元素符號表示前述鋼板之化學組成中各元素的含量(單位：質量%)。「sol.Al」表示固溶Al之濃度(單位：質量%)。

保持步驟中的保持溫度低於670℃時，為原材鋼板含有大量Si之情況，會使熱壓製前的原材鋼板中的奧斯田鐵的面積率變得過少，而使熱壓製後的熱成形構件的尺寸精度明顯惡化。因此，宜使保持步驟中的保持溫度為670℃以上。另一方面，於保持溫度為780℃以上，或變成Ac₃ 點以上的情況時，則使淬火後的熱成形構件的金屬組織中未含有充分的量的奧斯田鐵，使熱成形構件的延展性明顯劣化。此外，保持溫度為780℃以上或Ac₃點以上時，由於會使微細的硬質組織變成不存在熱成形構件的金屬組織中，也會導致熱成形構件的衝擊特性劣化。因此，宜使保持溫度為低於780℃且未達Ac₃點。為了更加確實地避免上述之不良現象，較佳是使保持溫度為680℃~760℃。

當保持步驟中的保持時間不滿2分鐘時，則會變得難以確保淬火後的熱成形構件的強度穩定。因此，宜使保持時間為2分鐘以上。另一方面，當保持時間超出20分鐘時，不但生產性下降，還會由於鱗片物或鋅系氧化物的生成，而使熱成形構件的表面性狀劣化。因此，宜使保持時間為20分鐘以下。為了更加確實地避免上述之不良現象，較佳是使保持時間為3分鐘~15分鐘。

在加熱步驟中，並不需特別限定至670℃以上且低於780℃並且未達Ac₃點的溫度域為止的加熱速度。然而，仍以0.2℃/秒~100℃/秒之平均加熱速度來加熱鋼板為宜。藉由將上述平均加熱速度設成0.2℃/秒以上，將可確保更高的生產性。又，藉由將上述平均加熱速度設成100℃/秒以下，在使用一般的加熱爐進行加熱的情況中，將使加熱溫度的控制變得較容易。但是，若是使用高頻加熱等情況的話，即使以超出100℃/秒的加熱速度進行加熱，要較精密地進行加熱溫度的控制也是可行的。

(原材鋼板之Mn含量為2.4質量%~8.0質量%的情況中的冷卻步驟之平均冷卻速度：在600℃~150℃之溫度域為5℃/秒~500℃/秒)

(原材鋼板之Mn含量為1.2質量%以上且低於2.4質量%的情況中的冷卻步驟之平均冷卻速度：在600℃~500℃之溫度域為5℃/秒~500℃/秒，且在低於500℃且150℃以上之溫度域為5℃/秒~20℃/秒)

在冷卻步驟中，是於150℃~600℃之溫度域進行冷卻，以不使熱成形構件產生擴散型相變。在150℃~600℃之溫度域之平均冷卻速度小於5℃/秒時，會在熱成形構件中產生過量的軟質肥粒體與波來鐵，而變得難以確保在淬火後有900MPa以上的拉伸強度。因此，宜使上述溫度域中的平均冷卻速度為5℃/秒以上。

冷卻步驟中的平均冷卻速度之上限值，會因應原材鋼板之Mn含量而不同。原材鋼板之Mn含量為2.4質量%~8.0質量%的情況時，並不需特別限制平均冷卻速度的上限值。但是，在一般的設備中，要使150℃~600℃之溫度域之平均冷卻速度超出500℃/秒，是有困難的。因此，原材鋼板之Mn含量為2.4質量%~8.0質量%之情況中的150℃~600℃之溫度域的平均冷卻速度宜為500℃/秒以下。平均冷卻速度過大時，由於用於冷卻之能量會使生產成本增加，較佳是使原材鋼板之Mn含量為2.4質量%~8.0質量%之情況中的150℃~600℃之溫度域之平均冷卻速度為200℃/秒以下。

在原材鋼板之Mn含量為1.2%以上且低於2.4%的情況中，為了提升熱成形構件的延展性，在低於500℃且150 ℃以上的溫度域必須進行緩冷卻。具體而言，針對原材鋼板之Mn含量為1.2%以上且低於2.4%的情況，在低於500℃且150℃以上的溫度域必須以5℃/秒~20℃/秒的平均冷卻速度進行冷卻，更具體地，較佳是控制成如下所述的冷卻速度。

熱壓製法通常是，藉由讓剛開始熱壓製前的常溫或有數十℃左右的溫度的模具，從熱成形構件奪走熱，來達成熱成形構件的冷卻。因此，為了改變冷卻速度，也可改變模具的尺寸，以改變鋼製模具的熱容。於無法改變模具的情況，可使用流體冷卻方式之模具，也可藉由改變冷卻介質的流量，改變冷卻速度。又，使用預先在數個地方切出溝槽的模具，也可藉由在壓製中使冷卻介質(水或氣體)流過其溝槽，而改變冷卻速度。此外，在壓製過程中也可藉由操作沖壓機，讓模具與熱成形構件分離，使氣體流經兩者之間，而改變冷卻速度。進一步地，也可改變模具間隙，藉由使模具與鋼板(熱成形構件)之接觸面積發生改變，而改變冷卻速度。鑒於以上事項，可考慮以如下所述的方法，作為在500℃前後改變冷卻速度的方法。

(1)於達到500℃後，緊接著將熱成形構件移動到不同熱容的模具或被加熱到超過100℃之狀態的模具中，可改變冷卻速度；(2)於流體冷卻方式之模具的情況，於達到500℃後，緊接著讓模具中的冷卻介質的流量改變，可改變冷卻速度；(3)於達到500℃後，緊接著操作沖壓機使模具和熱成形構件分離，使氣體流經兩者之間，以改變該氣體的流量，可改變冷卻速度。

本實施形態中的熱壓製法之成形形態並無特別限制。所例示之成形形態可為，折彎加工、沖壓成形、拉伸成形、擴孔成形、凸緣成形。亦可因應目標之熱成形構件的種類或形狀，從上述的成形形態中適當選擇較佳者。熱成形構件之代表例，可列舉作為汽車用補強零件之車門防撞桿(door guard bar)以及保險桿加強樑(bumper reinforcement bar)等。例如，於熱成形構件為保險桿加強樑時，可準備預定長度之合金化熔融鍍鋅鋼板作為上述熱成形構件，於模具內，上述條件下，依序進行折彎成形為此構件等之加工亦可。

此外，在上述說明中，針對熱成形，雖然以具體態樣之熱壓製為例示而進行了說明，但並非用以將本實施形態之製造方法限制為熱壓製成形。本實施形態之製造方法與熱壓製相同，可適用於具有於成形的同時或於成形後緊接著冷卻鋼板之作法的所有熱成形中。作為此種熱成形，可例示如輥軋成形。

本實施形態之熱成形構件，以延展性與衝擊特性優異為特徵。本實施形態之熱成形構件，較佳為具有拉伸試驗下之總延伸率為15%以上的延展性。此外，更佳的是，使本實施形態之熱成形構件於拉伸試驗下的總延伸率為18%以上。最佳則為，使本實施形態之熱成形構件之拉伸試驗的總延伸率為21%以上。另一方面，較佳是使本實施形態之熱成形構件具有於0℃之沙丕試驗(擺錘式衝擊試驗)的衝擊值為20J/cm²以上的衝擊特性。具有此種特性的熱成形構件，是藉由滿足有關化學組成及金屬組織的上述規定而被實現。

在熱壓製等的熱成形後，通常會對熱成形構件施加以去除鱗片物為目的之噴砂除鏽處理。該噴砂除鏽處理具有在被處理材料的表面導入壓縮應力的效果。因而，對熱成形構件施加噴砂除鏽處理，具有抑制熱成形構件上的延遲破壞，或使熱成形構件的疲勞強度提升的優點。

實施例

以下，說明本發明之實施例。

以具有表1所示之化學組成，以及表2所示之板厚與金屬組織的鋼板作為原材鋼板。

表1

該等原材鋼板可為，使實驗室熔製的板坯經熱軋製造之鋼板(於表2中表記為熱軋鋼板)，或者，使熱軋鋼板經冷軋與再結晶退火製成之鋼板(於表2中表記為冷軋鋼板)。此外，使用電鍍模擬裝置，在一部分的鋼板上進行熔融鍍鋅處理(每單面之電鍍附著量為60g/m²)，或者合金化熔融鍍鋅處理(每單面之電鍍附著量為60g/m²，電鍍皮膜中的Fe含量為15質量%)。於表2中，分別表記為熔融鍍鋅鋼板以及合金化熔融鍍鋅鋼板。又，也可直接使用冷軋(於表2中表記為「全硬質(full hard)」)之鋼板。

將該等鋼板裁切為寬100mm及長200mm的尺寸，以表3所示之條件進行加熱及冷卻。又，也可在鋼板上貼設熱電偶，進行冷卻速度之測定。表3之「平均加熱速度」表示，從室溫到670℃之溫度域的平均加熱速度。表3之「保持時間」表示，使鋼板保持在670℃以上之溫度域的時間。表3之「冷卻速度※1」表示，從600℃至500℃之溫度域的平均冷卻速度，「冷卻速度※2」則表示，從500℃至150℃之溫度域的平均冷卻速度。針對以各種製造條件所製得的鋼板，實施金屬組織觀察、X射線繞射測定、拉伸試驗，以及沙丕試驗。

表3

在本實施例與比較例中所製作的被測材料，雖然未藉由模具施行熱壓製，但會承受與熱成形構件相同的熱歷程。因此，被測材料的機械性質，與具有相同熱歷程的熱成形構件實質相同。

(原材鋼板之組織)

沿著原材鋼板的軋製方向及，相對於原材鋼板之軋製方向垂直之方向，從已熱處理過之被測材料採取試驗片。接著，以電子顯微鏡拍攝沿試驗片之軋製方向的截面及相對於軋製方向垂直之截面的金屬組織。可透過對以此所得到之合計0.01mm²區域的電子顯微鏡圖像作影像分析，辨識金屬組織，而測得變韌鐵與麻田散鐵的合計面積率。又，可藉由對以電子顯微鏡拍攝上述試樣而得到之800μm方形區域的電子顯微鏡圖像進行影像分析，算出雪明碳鐵粒子的個數密度。

(已熱處理過的被測材料之奧斯田鐵與麻田散鐵的分布狀況)

沿著原材鋼板的軋製方向及，相對於原材鋼板之軋製方向垂直之方向，從已熱處理過之被測材料採取試驗片。接著，以電子顯微鏡拍攝沿試驗片之軋製方向的截面及相對於軋製方向為垂直之截面的金屬組織。可藉由對以此所得到之800μm方形區域之電子顯微鏡圖像進行影像分析，算出奧斯田鐵粒子與麻田散鐵粒子的個數密度。

(已熱處理過的被測材料之奧斯田鐵的面積率)

從已熱處理過的被測材料中裁切出寬25mm，及長25mm的試驗片，對該試驗片表面施加化學研磨使其減厚0.3mm。針對化學研磨後的試驗片表面實施X射線繞射，分析由此所得到之剖面輪廓，可得到殘留奧斯田鐵的面積率。重複計三次之該X射線繞射，將所得到的面積率平均後的值以「奧斯田鐵的面積率」記載在表中。

(拉伸試驗)

從已熱處理過之各被測材料中，以讓荷重軸相對於軋製方向垂直的方式採取JIS5號拉伸試驗片，測定TS(拉伸強度)與EL(總延伸率)。將拉伸強度低於900MPa之被測材料，以及總延伸率低於15%之被測材料判定為「不良」。

(衝擊特性)

機械加工已熱處理過的被測材料，製作厚度為1.2mm之V形凹槽試驗片。將4片該V形凹槽試驗片層疊並以螺絲鎖固後，供沙丕衝擊試驗使用。並使V形凹槽之方向與軋製方向平行。在0℃下的衝擊值為20J/cm²以上的情況，將衝擊特性判定為「良好」。

(其他特性)

對已熱處理過的被測材料進行除鱗(de-scaling)，之後，確認被測材料表面有無鱗片物殘留。發生鱗片物殘留者，經判斷為表面性狀不良之比較例。又，將已熱處理過的被測材料浸漬於0.1N當量濃度的鹽酸中，確認是否產生延遲破壞。發生延遲破壞者，經判斷為耐延遲破壞特性不良之比較例。

(試驗結果說明)

模擬該等熱壓製之試驗結果顯示於表4中。

此外，表1~4中有附底線的數值是表示，該數值所示之含量、條件，或機械特性在本發明的範圍外。

表4

※1鱗片物無法剝離

※2浸漬於0.1N當量濃度之鹽酸中產生了延遲破壞

表4中的本發明實例之被測材料No.1~3、8、9、11、13、15、18、20、21、25、26、30和32，具有900MPa以上的高拉伸強度，並有優異的延展性與衝擊特性。此外，此等本發明實例之被測材料於除鱗後沒有產生鱗片物殘留，即表面性狀優異，且裁切端面在鹽酸浸漬中未發生破裂，即延遲破壞特性優異。

另一方面，被測材料No.4，由於其冷卻速度在本發明所規定的範圍外，故無法得到目標之拉伸強度。被測材料No.5和6，由於其原材鋼板之金屬組織在本發明所規定之範圍外，故衝擊特性差。

被測材料No.7和24，由於其化學組成在本發明所規定的範圍外，故無法得到目標之拉伸強度。

被測材料No.10，由於其原材鋼板之金屬組織在本發明所規定的範圍外，故無法得到目標之拉伸強度。

被測材料No.12，由於其冷卻速度在本發明所規定的範圍外，故延展性差。被測材料No.14和16，由於其加熱溫度在本發明所規定之範圍外，故延展性與衝擊特性差。

被測材料No.17，由於其加熱溫度在本發明所規定的範圍外，故延展性差。

被測材料No.19，由於其化學組成在本發明所規定的範圍外，故衝擊特性差。

被測材料No.22，由於其保持時間在本發明所規定的範圍外，故無法得到目標之拉伸強度。

被測材料No.27，由於其化學組成在本發明所規定的範圍外，故延展性差。

被測材料No.23，為保持時間在本發明所規定的範圍外之實例，被測材料No.28和31，則為化學組成在本發明所規定的範圍外之實例。此等被測材料雖然拉伸強度、總延伸率，以及衝擊特性良好，但在除鱗後產生鱗片物殘留，故表面性狀不佳。被測材料No.29，由於其化學組成在本發明所規定的範圍外，故浸漬於0.1N當量濃度的鹽酸中會產生延遲破壞，經判斷為耐延遲破壞特性不佳。

又，本發明實例之鋼板中，被測材料No.1~3、7~9、11、13、15、17、19以及21，其Si含量在較佳範圍，故延展性更為良好。其中，被測材料No.2、8、11、17、19，以及21，其奧斯田鐵的面積率在較佳範圍，故延展性極為良好。

Claims

一種熱成形構件，其特徵在於其化學組成以質量%計為：C：0.05%~0.40%、Si：0.5%~3.0%、Mn：1.2%~8.0%、P：0.05%以下、S：0.01%以下、sol.Al：0.001%~2.0%、N：0.01%以下、Ti：0%~1.0%、Nb：0%~1.0%、V：0%~1.0%、Cr：0%~1.0%、Mo：0%~1.0%、Cu：0%~1.0%、Ni：0%~1.0%、Ca：0%~0.01%、Mg：0%~0.01%、REM：0%~0.01%、Zr：0%~0.01%、B：0%~0.01%、Bi：0%~0.01%，以及剩餘部分：Fe與不純物；且具有下述金屬組織：含有10面積%~40面積%之奧斯田鐵，並且前述奧斯田鐵結晶粒與麻田散鐵結晶粒之合計個數密度為1.0個/μm²以上；拉伸強度為900MPa~1300MPa。
如請求項1之熱成形構件，其中前述化學組成以質量%計，含有選自於由下述所構成群組中之1種或2種以上：Ti：0.003%~1.0%、Nb：0.003%~1.0%、V：0.003%~1.0%、Cr：0.003%~1.0%、Mo：0.003%~1.0%、Cu：0.003%~1.0%，以及Ni：0.003%~1.0%。
如請求項1或2之熱成形構件，其中前述化學組成以質量%計，含有選自於由下述所構成群組中之1種或2種以上：Ca：0.0003%~0.01%、Mg：0.0003%~0.01%、REM：0.0003%~0.01%，以及Zr：0.0003%至0.01%以下。
如請求項1或2之熱成形構件，其中前述化學組成以質量%計，含有B：0.0003%~0.01%。
如請求項1或2之熱成形構件，其中前述化學組成以質量 %計，含有Bi：0.0003%至0.01%以下。
一種熱成形構件之製造方法，其特徵在於包含：加熱步驟，係將原材鋼板加熱至670℃以上且低於780℃並且未達Ac₃點的溫度域，該原材鋼板具有與如請求項1至5項中任1項之熱成形構件的前述化學組成相同之化學組成，且Mn含量為2.4質量%~8.0質量%，並具有下述金屬組織：含有合計為70面積%以上之選自於變韌鐵與麻田散鐵中之1種或2種，且雪明碳鐵之結晶粒以1.0個/μm²以上的個數密度存在；保持步驟，係接續前述加熱步驟，將前述原材鋼板之溫度保持在670℃以上且低於780℃並且未達Ac₃點的溫度域中2分鐘~20分鐘；熱成形步驟，係接續前述保持步驟，對前述原材鋼板進行熱成形；及冷卻步驟，係接續前述熱成形步驟，將前述原材鋼板在600℃~150℃之溫度域中，以平均冷卻速度為5℃/秒~500℃/秒的條件進行冷卻。
一種熱成形構件之製造方法，其特徵在於包含：加熱步驟，係將原材鋼板加熱至670℃以上且低於780℃並且未達Ac₃點的溫度域，該原材鋼板具有與如請求項1至5項中任1項之熱成形構件的前述化學組成相同之化學組成，且Mn含量為1.2質量%以上且低於2.4質量%，並具有下述金屬組織：含有合計為70面積%以上之選自於變韌鐵與麻田散鐵中之1種或2種，且雪明碳鐵之結晶粒以1.0個/μm²以上的個數密度存在；保持步驟，係接續前述加熱步驟，將前述原材鋼板之溫度保持在前述670℃以上且低於780℃並且未達Ac₃點的溫度域中2分鐘~20分鐘；熱成形步驟，係接續前述保持步驟，對前述原材鋼板進行熱成形；及冷卻步驟，係接續前述熱成形步驟，將前述原材鋼板在600℃~500℃之溫度域中以平均冷卻速度為5℃/秒~500℃/秒的條件進行冷卻，且在低於500℃且150℃以上之溫度域以平均冷卻速度為5℃/秒~20℃/秒的條件進行冷卻。