TWI522478B - 熱成形構件及其製造方法 - Google Patents

Description

熱成形構件及其製造方法 發明領域

本發明是有關於在例如，汽車之車體構造零件等的機械構造零件等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以上之拉伸強度，並具有優異的延展性與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，而致力於讓使用於車體之鋼材高強度化，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，則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，將會發生構件中加工度高的部位產生破損斷裂，及/或構件的彈性回復性與壁彎曲性變大而使構件的尺寸精度變差之問題。因此，藉由應用高強度，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，用於將已加熱之 鋼板壓製成形而被稱為熱壓製之方法，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，乃是由於熱壓製步驟是使鋼板在被加熱為高溫的狀態下進行加工，故加工時之鋼板為軟質，且具有高的延展性。並且，在熱壓製時，藉由在壓製加工鋼板前先將其加熱至奧斯田鐵單相區、壓製加工後使鋼板於模具內急速冷卻(淬火)，也能藉由麻田散鐵相變而達到構件的高強度化。因此，熱壓製法是能夠同時確保構件的高強度化與鋼板的成形性之優異成形方法。

又，在專利文獻2中，揭示了在室溫將鋼板預先 成形為預定形狀、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，藉以達到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，並且可獲得高的尺寸精度之優異成形方法。

但是，近年來，已變得也會對熱成形構件要求延 展性，對於金屬組織實質上為麻田散鐵單相之專利文獻1或專利文獻2所代表的習知技術，將產生無法回應這種要求之問題。

然而，在專利文獻3中揭示了，藉由將C之含有 量限制至0.1%以下的鋼板加熱至奧斯田鐵單相區，並進行熱壓製，藉以形成含有肥粒鐵與麻田散鐵之複相組織，被視為延展性優異之構件。以此將鋼板加熱至奧斯田鐵單相區，藉以使構件的金屬組織變得均一。但是，從專利文獻3之實施例的記載等可明顯看出，專利文獻3中記載之構件由於將C之含有量限制至0.1%以下，構件之拉伸強度至多僅為700MPa，並不具備有助於汽車輕量化的充分強度。

又，在專利文獻4中則揭示，將添加了大量Cr的 鋼板加熱至奧斯田鐵單相區，於壓製前後，使奧斯田鐵的一部分相變為肥粒鐵，使組織變成複相，具體而言，即藉由形成肥粒鐵與麻田散鐵之二相，而形成拉伸強度為980MPa以上，並且，延展性優異的構件。但是，如專利文獻4所揭示地使用添加大量Cr的鋼時，由於在鋼中形成的雪明碳鐵或M₂₃C₆等的碳化物變得難以在加熱中固溶，變成必須要長時間加熱以確保穩定的機械特性。此外，由於肥粒鐵相變所需要的時間變長，一旦加熱至奧斯田鐵單相區後，為了使其形成二相組織，將必須重新進行要所謂的長時間保持之製造步驟。因此，變成是一種不但會導致熱成形構件的製造成本增加，也會明顯阻礙生產性的方法，而不適合作為量產技術。

另一方面，專利文獻5~7揭示，加熱平均粒徑(肥 粒鐵相之平均粒徑，或者，在還含有第2相時，則為肥粒鐵相與第2相之平均粒徑)為15μm以下之冷軋鋼板以形成肥粒 鐵與奧斯田鐵的二相組織，藉由在保持該組織的狀態下進行壓製、在模具內急速冷卻，可形成組織為肥粒鐵與麻田散鐵二相，其平均粒徑分別為7μm以下之高強度且延展性優異的構件。

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：日本國專利特表2010-521584號公報

專利文獻4：日本國專利特開2010-131672號公報

專利文獻5：日本國專利特開2010-65293號公報

專利文獻6：日本國專利特開2010-65292號公報

專利文獻7：日本國專利特開2010-65295號公報

發明概要

如專利文獻5~7所記載，熱成形構件的金屬組織會受到供應至熱壓製之鋼板的金屬組織影響。尤其是，如專利文獻5~7所示，金屬組織的微細化，是有助於構件延展性提升的重要的組織控制方法。

另一方面，本案的發明人們重新發現到，藉由使供應至熱成形之鋼板的組織微細化並均一化，可能可使構件之衝擊特性提升。而且，還發現到，為了要微細化並均一化供應至熱成形之鋼板的組織，必須對熱軋鋼板作冷軋， 並於再結晶溫度下作退火。

關於此點，在專利文獻5~7中所揭示的方法是， 為了要微細化供應至熱壓製之鋼板的組織，而將退火溫度控制在Ac₁點附近。根據本案發明人們的知識見解，在這樣的製造條件下，會在供應至熱壓製之鋼板中殘存大量的未再結晶肥粒鐵。而且，由於該種未再結晶肥粒鐵，即使加熱至肥粒鐵與奧斯田鐵共存之二相溫度域也不會再結晶，因而將使熱壓製後的組織變得極度不均一。再者，專利文獻5~7中所揭示的方法也可以看做是，使鋼板中含有大量Ti。 由於Ti有妨礙肥粒鐵再結晶的作用，若使其含有大量的Ti，則有殘存大量未再結晶肥粒鐵之疑慮。但是，在專利文獻5~7中所揭示的技術中，並無法看出其有控制未再結晶肥粒鐵之構思。因此，專利文獻5~7中所揭示的方法，雖然可微細化熱成形構件的組織，而使其延展性提升，但其衝擊特性明顯不足。

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建立。

本發明之具體課題在於提供，如上所述之習知為 不可能進行量產之，具有優異的延展性以及衝擊特性、拉伸強度為900MPa以上的熱成形構件及其製造方法。

本發明人等為改善拉伸強度為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而 得到之新見解為，藉由(1)使熱成形構件的Ti含有量在被限制的範圍內，(2)讓熱成形構件之金屬組織形成由肥粒鐵與麻田散鐵構成之微細且均一的金屬組織，可改善熱成形構件之延展性與衝擊特性。又，所得到的新見解為，具有這種金屬組織的熱成形構件，是使用具有上述化學組成，同時具有微細且均一之金屬組織的鋼板作為供應至熱成形之鋼板，並藉由適當化熱成形時的熱處理條件而被達成。

本發明是基於該見解所完成，其要旨如下。

(1)本發明之一種態樣的熱成形構件，其化學組成以質量%計為：C：0.10%~0.40%、Si：0%~2.0%、Mn：1.0%~3.0%、P：0.05%以下、S：0.01%以下、sol.Al：0.001%~1.0%、Ti：0.050%~0.30%、N：0.01%以下、Nb：0%~0.4%、V：0%~0.4%、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，並具有下述金屬組織：以面積%計，肥粒鐵：10%~90%，未再結晶肥粒鐵：0%~2.0%，以及麻田散鐵：10%~90%，且前述肥粒鐵與前述麻田散鐵之合計面積率：90%~100%，前述肥粒鐵之平均粒徑為0.5μm~5.0μm之金屬組織；且拉伸強度為900MPa~1800MPa。

(2)上述(1)所記載的熱成形構件中，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：Nb：0.003%~0.4%、V：0.003%~0.4%、Cr：0.005%~1.0%、Mo：0.005%~1.0%、Cu：0.005%~1.0%，以 及Ni：0.005%~1.0%。

(3)上述(1)或(2)所記載的熱成形構件中，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%。

(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%~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720℃以上且低於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，且具有下述金屬組織：未再結晶肥粒鐵之含有量為0面積%~2.0面積%，肥粒鐵之平均粒徑為0.5μm~7.0μm；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720℃以上且低於Ac₃點之前述溫度域中保持1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20℃/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，係將原材鋼板加熱至Ac₃點~Ac₃點+100 ℃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地前述化學組成相同之化學組成，且具有下述金屬組織：未再結晶肥粒鐵超過2.0面積%，肥粒鐵之平均粒徑為0.5μm~7.0μm以下；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Ac₃點~Ac₃點+100℃之前述溫度域中30秒以上且低於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Ac₃点~600℃之溫度域中，以平均冷卻速度為3℃/秒~20℃/秒的條件進行冷卻。

(8)上述(7)或(8)所記載的熱成形構件的製造方法 中，前述原材鋼板亦可為選自於由下述所構成群組中之1種：冷軋鋼板、熔融鍍鋅鋼板，以及合金化熔融鍍鋅鋼板。

藉由本發明，讓延展性與衝擊特性優異，拉伸強度為900MPa以上之熱成形構件的實用化，以及此種熱成形構件的量產開始變得可行之具有技術價值的效果得以達成。

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，針對以上述之知識見解為基礎所完成之，本發明之一實施形態的熱成形構件及其製造方法進行說明。 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作說明。然而，若可以達到和以下的說明中所揭示之製造條件實質相同的製造條件的話，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。再者，本實施形態之熱成形構件的拉伸強度為900MPa~1800MPa。為了實現汽車等之機械構造零件的輕量化，必須使其材料的拉伸強度為900MPa以上。又，為了防止鋼板之脆性破壞發生，必須使拉伸強度為1800MPa以下。 在本實施形態中，此種拉伸強度可藉由適當地控制C等的各種合金元素之含有量和，製造方法而達成。

1.化學組成

首先，說明將本發明的一種實施形態之熱成形構件的化學組成規定如上之理由。以下的說明中，「%」表示之各合金元素的含有量，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，承受熱成形前的原材鋼板中的各元素的含有量與，熱成形後的熱成形構件中的各元素的含有量將分別相等。

(C：0.10%~0.40%)

C為可提高鋼之淬火性，且可對淬火後的強度產生最大影響之相當重要的元素。C含有量少於0.10%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含有量為0.10%以上。為了更確實地得到上述效果，較佳為使C含有量為0.11%以上。另一方面，當C含有量超過0.40%時，則熱成形構件的衝擊特性將變得顯著劣化，並有使熱成形 構件的焊接性下降的情形。因此，宜使C含有量為0.40%以下。從焊接性的觀點來看，較佳是使C含有量為0.28%以下。

(Si：0%~2.0%)

本實施形態之熱成形構件中，不一定要含有Si。即，Si含有量的下限值可為0%。但是，Si為不會使延展性劣化，或者，為可使延展性提升，並具有可提高淬火後的強度之作用的元素。Si含有量少於0.001%時，將難以獲得上述作用。因此，為了得到上述效果，使Si含有量為0.001%以上亦可。又，當Si含有量為0.05%以上時，可使延展性再提升。因此，較佳為使Si含有量為0.05%以上。另一方面，Si含有量超過2.0%時，除了上述作用之效果已達飽和而在經濟上變得不利外，表面性狀的劣化也會變明顯。因此，宜使Si含有量為2.0%以下。較佳為1.5%以下。

(Mn：1.0%~3.0%)

Mn是在提高鋼的淬火性、確保淬火後的強度穩定上非常有效的元素。但是，Mn含有量少於1.0%時，將無法充分得到該效果，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含有量為1.0%以上。又，Mn含有量為1.6%以上時，則可在淬火後確保980MPa以上的拉伸強度。因此，較佳為使Mn含有量為1.6%以上。另一方面，Mn含有量超過3.0%時，則熱成形構件的金屬組織將變得不均一，使衝擊特性之劣化變明顯。因此，宜使Mn含有量為3.0%以下。此外，將應用於熱成形前的原材鋼板的拉伸強度降低，則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含有量為2.4%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熱成形構件的強度的作用，因此，使其積極地含有P亦可。但是，P含有量超出0.05%時，熱成形構件的焊接性的劣化會變明顯。因此，宜使P含有量為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含有量為0.02%以下。此外，為了更確實地得到上述作用，宜使P含有量為0.003%以上。然而，即使P含有量為0%，由於已能得到可用於欲解決課題之必要特性，故不需要限制P含有量的下限值。即，P含有量的下限值可為0%。

(S：0.01%以下)

S為鋼中所含有的不純物。為了提升焊接性，S含有量越低越好。S含有量超過0.01%時，焊接性的下降將明顯地變成為無法容許的程度。因此，宜使S含有量為0.01%以下。為了更加確實地防止焊接性下降，較佳是使S含有量為0.003%以下，更佳則為0.0015%以下。由於S含有量越少越好，故不需要規定S含有量之下限值。即，S含有量的下限值可為0%。

(sol.Al：0.001%~1.0%)

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、而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，使鋼材的成品率提升。sol.Al含有量少於0.001%時，將難以獲得上述作用。因此，宜使sol.Al含有量為0.001%以上。為了更加確實地得到上述作用，sol.Al含有量較佳為0.015%以上。 另一方面，sol.Al含有量超出1.0%時，則熱成形構件的焊接性會明顯下降，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含有量為1.0%以下。為了更加確實地避免上述現象，較佳是使(sol.Al含有量為0.080%以下。

(Ti：0.050%~0.30%)

Ti為本實施形態中的重要元素。藉由使其含有Ti，可在熱成形構件中形成Ti碳化物、Ti氮化物，及/或Ti碳氮化物之微細析出物，使淬火後的金屬組織可變得微細化，藉此讓熱成形構件的延展性明顯提升。Ti含有量低於0.050%時，淬火後的金屬組織不能變得微細，而無法使延展性提升。 因此，宜使Ti含有量為0.050%以上。較佳為使Ti含有量為0.070%以上。另一方面，Ti含有量超過0.30%時，鑄造時以及熱軋時會形成粗大的碳氮化物，使熱成形構件的衝擊特性明顯劣化。因此，宜使Ti含有量為0.30%以下。較佳為使Ti含有量在0.25%以下，更佳為0.20%以下。

(N：0.01%以下)

N為鋼中所含有的不純物。為了提升焊接性，N含有量越低越好。N含有量超過0.01%時，熱成形構件之焊接性的下降將明顯變成無法容許的程度。因此，宜使N含有量為 0.01%以下。為了更加確實地避免焊接性下降，N含有量宜為0.006%以下。由於N含有量越少越好，故不需要規定N含有量之下限值。即，N含有量的下限值可為0%。

本實施形態中的熱成形構件之化學組成的剩餘 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，或是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產生不良影響的範圍下所容許之物。然而，與實施形態有關的熱成形構件也可進一步含有如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，由於也能得到用於欲解決課題之必要特性，並不需要限制任意元素含有量的下限值。即，任意元素各自含有量的下限值可為0%。

(選自於由下述所構成群組中之1種或2種以上： Nb：0%~0.4%、V：0%~0.4%、Cr：0%~1.0%、Mo：0%~1.0%、Cu：0%~1.0%，以及Ni：0%~1.0%)

該等元素之任一種皆為可有效地提升鋼的淬火性，並且確保淬火後的熱成形構件之強度穩定的元素。因此，使熱成形構件含有該等元素中的1種或2種以上亦可。但是，針對Nb及V，使其分別含有超出0.4%時，將使製造步驟中的熱軋與冷軋的實施變得困難。此外，當使Nb及V分別含有超出0.4%時，則容易使淬火後的熱成形構件的組織變得不均一，使熱成形構件的衝擊特性明顯劣化。又，針對Cr、Mo、Cu及Ni，使其含有超出1.0%時，除了上述作用之效果 已達飽和而在經濟上變得不利外，也會使製造步驟中的熱軋與冷軋變困難。此外，為了更確實地得到上述作用之效果，宜使其滿足Nb：0.003%以上、V：0.003%以上、Cr：0.005%以上、Mo：0.005%以上、Cu：0.005%以上，以及Ni：0.005%以上之數值範圍中的至少一種。

(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，而具有可提升熱成形構件之低溫韌性的作用的元素。因此，使其含有該等元素中的1種或2種以上亦可。但是，使其含有超出0.01%之任一元素時，則會發生使熱成形構件的表面性狀劣化之情況。因此，使其含有各元素時，是使各元素的含有量分別如上所述。此外，為了更加確實地得到上述作用之效果，宜使添加之上述各元素的含有量分別為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之含有量」則意指該等17個元素的合計含有量。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，使其含有B超出0.01%時，原材鋼板的熱加工性將劣化，使熱軋的實施變困 難。因此，使熱成形構件中含有B時，宜使B含有量為0.01%以下。此外，為了更加確實地得到上述作用之效果，較佳是使B含有量為0.0003%以上。

(Bi：0%~0.01%)

Bi為可使熱成形構件的金屬組織均一，而具有可提升熱成形構件的衝擊特性之作用的元素。因此，使熱成形構件中含有Bi亦可。但是，使其含有Bi超出0.01%時，原材鋼板的熱加工性將劣化，使熱軋的實施變困難。因此，使熱成形構件中含有Bi時，宜使Bi含有量為0.01%以下。此外，為了更加確實地得到上述作用之效果，較佳是使Bi含有量為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有量，在未特別說明的前提下是指「面積%」。

以下所介紹的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，而且是在非中心偏析部之位置的組成結構。中心偏析部為具有與鋼材之代表性金屬組織不同的金屬組織的情況。然而，中心偏析部相對於板厚整體為微小的區域，對鋼材的特性幾乎不造成影響。即，中心偏析部的金屬組織，並不足以代表鋼材的金屬組織。因此，本實施形態有關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。

在本實施形態中，將承受軋製加工之塑性變形而在軋製方向上延伸，之後未再結晶地殘存著的肥粒鐵稱為「未再結晶肥粒鐵」。又，在本實施形態中，將未再結晶肥粒鐵以外的肥粒鐵稱為「肥粒鐵」或「常規肥粒鐵」。並且，「未再結晶肥粒鐵」之用語，對本領域業者來說是眾所公知的用語。常規肥粒鐵包含，因再結晶而產生的再結晶肥粒鐵，以及因相變而產生的相變肥粒鐵等。

在未再結晶肥粒鐵之晶粒內，由於起因於軋製之塑性變形，使結晶方位連續地變化。相對於此，常規肥粒鐵的晶粒內的結晶方位幾乎呈均一，鄰接之常規肥粒鐵結晶粒彼此的結晶方位會有很大的差異。鑑於此種差異，未再結晶肥粒鐵具有比常規肥粒鐵還要高的硬度。

由於未再結晶肥粒鐵具有在軋製方向延伸的形狀，透過以顯微鏡觀察金屬組織，可以區別未再結晶肥粒鐵與常規肥粒鐵。又，由於未再結晶肥粒鐵與常規肥粒鐵在結晶方化的狀態有差異，藉由以Kernel Average Misorientation法(KAM法)分析金屬組織之電子背散射解析像(EBSP：Electron back scattering pattern)的結晶方位測定資料，就可以區別未再結晶肥粒鐵與常規肥粒鐵。在本實施形態中，是將縱橫尺寸比4以上之肥粒鐵視為未再結晶肥粒鐵，將縱橫尺寸比低於4之肥粒鐵視為常規肥粒鐵。

(肥粒鐵之面積率：10%~90%)

肥粒鐵的面積率低於10%時，肥粒鐵之結晶粒會變得彼此不鄰接。亦即，肥粒鐵幾乎孤立，無法提升熱成形構件的延展性。因此，宜使肥粒鐵的面積率為10%以上。另一方面，肥粒鐵的面積率超過90%時，麻田散鐵的面積率會低於10%，而變成如後述之難以在淬火後確保900MPa以上的拉伸強度。因此，宜使肥粒鐵的面積率為90%以下。只要將肥粒鐵的面積率限制在上述範圍內，並不需特別限制肥粒鐵與麻田散鐵的率。但是，較佳仍宜使肥粒鐵為：25~85%，麻田散鐵為：15~75%。

(未再結晶肥粒鐵之面積率：0%~2.0%)

藉由使未再結晶肥粒鐵殘存在熱成形構件的金屬組織中，雖然可使淬火後的熱成形構件的強度變高，但由於金屬組織變得極不均一，會使熱成形構件的延展性和衝擊特性明顯劣化。具體地，在未再結晶肥粒鐵的面積率超過2.0%的情況下，將變得無法得到所要求的延展性與衝擊特性。 因此，宜使熱成形構件的未再結晶肥粒鐵的面積率為2.0%以下(也包含0%的情況)。

(麻田散鐵之面積率：10%~90%)

藉由在熱成形構件的金屬組織中形成麻田散鐵，可使淬火後的熱成形構件的強度變高。麻田散鐵的面積率低於10%時，會變得難以在淬火後確保900MPa以上的拉伸強度。 因此，宜使麻田散鐵的面積率為10%以上。另一方面，麻過散鐵的面積率超過90%時，則肥粒鐵(再結晶肥粒鐵)的面積率會低於10%，如上所述，會無法提升延展性。因此， 宜使麻田散鐵的面積率為90%以下。

(肥粒鐵與麻田散鐵之合計面積率：90%~100%)

本實施形態之熱成形構件，主要具有肥粒鐵與麻田散鐵所構成的金屬組織，但因應製造條件，也有變韌鐵、殘留奧斯田鐵、雪明碳鐵以及波來鐵當中的1種或2種以上，作為肥粒鐵和麻田散鐵以外的相或組織混入金屬組織中的情況。此時，肥粒鐵和麻田散鐵以外的相或金屬組織的面積率超過10%時，由於該等相或金屬組織的影響，會有無法得到目的特性的情況。因此，宜將肥粒鐵與麻田散鐵以外的相或組織的面積率設成低於10%。亦即，宜使肥粒鐵與麻田散鐵之合計面積率為90%以上。由於不需要規定肥粒鐵和麻田散鐵的合計面積率，故肥粒鐵和麻田散鐵的合計面積率的上限可為100%。

以上金屬組織中各相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。如後續在實施例中所示，在本實施形態中，是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。藉由對藉此所得到之800μm×800μm之區域(800μm方形區域)的電子顯微鏡照片進行影像分析，算出未再結晶肥粒鐵、肥粒鐵，以及麻田散鐵的面積率。如果使用電子顯微鏡的話，可容易做到從周圍組織中區別出肥粒鐵粒子與麻田散鐵粒子。又，要區 別肥粒鐵粒子與未再結晶肥粒鐵粒子，可藉由從粒子的形狀算出粒子的縱橫尺寸比，並將縱橫尺寸比為4以上之肥粒鐵粒子判斷為未再結晶肥粒鐵粒子，縱橫尺寸比低於4之肥粒鐵粒子判斷為肥粒鐵粒子來進行。

(肥粒鐵之平均粒徑：0.5μm~5.0μm)

藉由微細化淬火後的金屬組織，可提高淬火後的強度、延展性以及衝擊特性。為了使拉伸強度保持為900MPa以上，同時確保良好的延展性與衝擊特性，宜使肥粒鐵的平均粒徑為5.0μm以下。由於肥粒鐵的平均粒徑越小越好，故不需要規定肥粒鐵的平均粒徑下限值。然而，考慮到製造設備的能力等時，實際上是使肥粒鐵之平均粒徑的下限值為0.5μm左右。

本實施形態之熱成形構件是指，原材鋼板經熱成 形而成的構件，例如，包含熱壓製成形之鋼製構件。代表性的熱成形構件有，車門防撞桿(door guard bar)以及保險桿加強件(bumper reinforcement)等的汽車車體構造零件，和建築構造用熱成形鋼管等的機械構造零件等。

3.製造方法

接著，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作說明。以下的說明中，「%」表示之各金屬組織的含有量，在未特別說明的前提下是指「面積%」。 以下所介紹的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，而且是在非中心偏析部之位置的組成結構。中心偏析部為具有與鋼材之代表性金屬組織不同 的金屬組織的情況。然而，中心偏析部相對於板厚整體為微小的區域，對鋼材的特性幾乎不造成影響。即，中心偏析部的金屬組織，並不足以代表鋼材的金屬組織。因此，本實施形態有關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。

為了得到拉伸強度具有900MPa以上的強度，且 能確保優異的延展性與衝擊特性的熱成形構件，必須使淬火後的熱成形構件之金屬組織(最終金屬組織)以面積%計，含有肥粒鐵10%~90%、未再結晶肥粒鐵0%~2.0%，以及麻田散鐵10%~90%，且肥粒鐵與麻田散鐵的合計面積率為90%以上，肥粒鐵之平均粒徑為5.0μm以下。

在本實施形態中，為了得到該種最終金屬組織， 將受到熱壓製成形前的原材鋼板(亦稱為「起始鋼板」)的金屬組織預先調整為預定狀態，並依預定的熱壓製成形條件進行熱壓製。

3-1.原材鋼板之未再結晶肥粒鐵為0面積%~2.0 面積%的情況

為了得到具有上述金屬組織的熱成形構件，要準備具有之化學組成與上述熱成形構件的化學組成相同，且具有之金屬組織為未再結晶肥粒鐵為0面積%~2.0面積%、肥粒鐵之平均粒徑為0.5μm~7.0μm的鋼板作為原材鋼板。未結晶肥粒鐵之量為2.0面積%以下的原材鋼板，可藉由例如，維持在冷軋之狀態的鋼板直接進充分時間的再結晶退火處理 而得到。具有未再結晶肥粒鐵為2.0面積%以下、肥粒鐵之平均粒徑為0.5μm~7.0μm之金屬組織的冷軋鋼板、熔融鍍鋅冷軋鋼板，以及合金化熔融鍍鋅鋼板，可藉由例如，使冷軋鋼板在(Ac₃點-20℃)以上之溫度域退火而製得。

將以此進行準備之，具有之化學組成與上述熱成 形構件的化學組成相同，且具有之金屬組織為未再結晶肥粒鐵為2.0面積%以下、肥粒鐵之平均粒徑為0.5μm~7.0μm的原材鋼板作為熱壓製用鋼板，依照以下所示條件，進行熱壓製成形。又，由於將原材鋼板之未再結晶肥粒鐵的面積率限制為2.0面積%以下，使熱成形構件的金屬組織不會變成不均勻的組織。加上如此的優點，使原材鋼板的金屬組織變成微細化組織，故藉由本實施形態之製造方法，可以大改幅善熱成形構件的延展性、衝擊特性。此外，雖然不需要限定未再結晶肥粒鐵之下限值，但由於未再結晶肥粒鐵越少越好，故未再結晶肥粒鐵之下限值事實上可為0%。

又，上述原材鋼板之各金屬組織的面積率，可由與求取熱成形構件之各金屬組織的面積率相同的方法求出。

將如上述所準備之原材鋼板，在加熱步驟中於 720℃以上且低於Ac₃點的溫度域進行加熱，接著，在保持步驟中使該原材鋼板之溫度在720℃以上且低於Ac₃點的溫度域保持1分鐘~20分鐘，之後在熱成形步驟進行熱壓製，並且，在冷卻步驟中，於600℃~150℃之溫度域以平均冷卻速度為20℃/秒~500℃/秒的條件進行冷卻。藉由本實施形 態之製造方法，可不需將原材鋼板加熱至奧斯田鐵單相區，使短時間之處理變得可行。

(原材鋼板之金屬組織)

供應至熱壓製之原材鋼板，可使用具有與熱成形鋼板之化學組成相同的化學組成，而且，具有未再結晶肥粒鐵為2.0面積%以下、肥粒鐵之平均粒徑為0.5μm~7.0μm之金屬組織的冷軋鋼板或熔融鍍鋅冷軋鋼板。

透過本實施形態，使原材鋼板的化學組成如前述 所規定，尤其是將C、Mn、Ti限定在預定範圍內之故，因此藉由在一般條件下進行充分的再結晶退火，即可容易地獲得如上述的原材鋼板。

藉由使具有前述金屬組織之原材鋼板，在如後述 之熱處理條件下進行熱壓製，就能得到具有所要求之金屬組織、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。

再者，如所述地，具有上述金屬組織之冷軋鋼板 以及熔融鍍鋅冷軋鋼板，可藉由例如，在(Ac₃點-20℃)以上之溫度域進行退火而製得。

(原材鋼板的加熱溫度：720℃以上且低於Ac₃點 的溫度域)

(原材鋼板之保持溫度與保持時間：在720℃以上且低於Ac₃點的溫度域保持1分鐘~20分鐘)

在熱成形步驟中之原材鋼板的加熱步驟為，將原材鋼板加熱至720℃以上，且低於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720℃以上且低於達Ac₃(℃)點的溫度域中保持1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，則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的各元素含有量(單位：質量%)。「sol.Al」表示固溶Al之濃度(單位：質量%)。

加熱步驟中的加熱溫度，以及保持步驟中的保持溫度低於720℃，則原材板鋼板的金屬組織會變成與肥粒鐵單相近似的組織，而變得難以在淬火後確保900MPa以上的拉伸強度。因此，宜將加熱溫度以及保持溫度設為720℃以上。另一方面，使加熱步驟中的加熱溫度，以及保持步驟中的保持溫度變成Ac₃點以上時，則淬火後的熱成形構件的金屬組織會變成麻田散鐵單相，將使熱成形構件之延展性的劣化變明顯。因此，宜使加熱溫度以及保持溫度低於Ac₃點。

又，保持步驟中的保持時間低於1分鐘時，雪明碳鐵等的未固溶碳化物會殘存在熱成形構件中，使熱成形構件的衝擊特性劣化。因此，宜使保持時間為1分鐘以上。另一方面，保持時間超出20分鐘時，不但生產性下降，還 會由於鱗片物及鋅系氧化物的生成，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。

此時，在加熱步驟中，至720℃~Ac₃點的溫度域 為止的平均加熱速度雖然不需特別限定，但仍以設成0.2℃/秒~100℃/秒為宜。藉由將上述平均加熱速度設成0.2℃/秒以上，將可確保較高的生產性。又，藉由將上述平均加熱速度設成100℃/秒以下，於使用一般的爐進行加熱的情況，將使加熱溫度的控制變容易。但是，若使用高頻加熱等的話，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。

(在600℃~150℃之溫度域的平均冷卻速度：20 ℃/秒~500℃/秒)

在600℃~150℃之溫度域之冷卻，是以不造成擴散型相變的方式進行。上述溫度域中的平均冷卻速度低於20℃/秒時，則會使變韌鐵相變進行過度，變得無法確保用於使熱成形構件之強度強化之相(強化相)的麻田散鐵的面積率，而變得難以在淬火後確保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20℃/秒以上。另一方面，在一般的設備中，要使上述溫度域中的平均冷卻速度超出500℃/秒，是有困難的。因此，將上述溫度域中的平均冷卻速度設為500℃/秒以下。上述溫度域中的平均冷卻速度，較佳為200℃/秒以下。

再者，冷卻時，在600℃以下的溫度域中，因相 變產生的發熱會變得非常大。因此，在600℃以下的溫度域 中，採用與600℃以上溫度域的冷卻方法相同之冷卻方法，會有無法確保充分的冷卻速度的情形。因此，比起至600℃為止的冷卻，從600℃至150℃的冷卻必須更強烈地進行，具體而言，宜如以下所述地進行。

熱壓製法通常是藉由剛開始熱壓製之前的常溫 或有數10℃左右的溫度的模具，從熱成形構件奪走熱而達成冷卻。因此，為了改變冷卻速度，也可改變模具的尺寸，以使模具的熱容改變。又，藉由將模具材質改變為不同種類的金屬(例如銅等)，也可改變冷卻速度。在無法改變模具尺寸的情況下，則使用流體冷卻方式之模具，並且藉由改變冷卻介質的流量，也可改變冷卻速度。又，使用預先在數個地方切出溝槽的模具，並藉由於壓製中使冷卻介質(水或氣體)通過其溝槽，也可改變冷卻速度。此外，藉由在壓製過程中操作沖壓機，讓模具與熱成形構件分離，使冷卻介質流通於兩者之間，也可改變冷卻速度。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)之接觸面積改變，也可改變冷卻速度。鑒於以上事項，可考慮以如下所述的方法，作為在600℃前後改變冷卻速度的方法。

(1)於達到600℃後，緊接著將熱成形構件移動到不同熱容的模具或室溫狀態的模具中，以改變冷卻速度；(2)於流體冷卻方式之模具的情況，於達到600℃後，緊接著讓模具中的冷卻介質的流量改變，以改變冷卻速度；(3)於達到600℃後，緊接著使冷卻介質流通於模具與構件之間，藉由改變其流量，以改變冷卻速度。

3-2.原材鋼板之未再結晶肥粒鐵量為超出2.0面 積%的情況

在原材鋼板之未再結晶肥粒鐵量為2.0面積%以下的情況，可透過上述之方法，得到具有預定金屬組織的熱成形構件。但是，原材鋼板之未再結晶肥粒鐵量為超出2.0面積%的情況時，也可透過以下之方法，得到具有預定金屬組織的熱成形構件。

為了得到具有上述金屬組織的熱成形構件，要準備具有之化學組成與上述熱成形構件的化學組成相同，具有之金屬組織為肥粒鐵之平均粒徑為7.0μm以下、未再結晶肥粒鐵量為超出2.0面積%的鋼板作為原材鋼板。具有肥粒鐵之平均粒徑為7.0μm以下、未再結晶肥粒鐵量為超出2.0面積%之金屬組織的冷軋鋼板、熔融鍍鋅冷軋鋼板，以及合金化熔融鍍鋅鋼板，可藉由例如，使冷軋鋼板在低於(Ac₃點-20℃)之溫度域退火而製得。使如上述所準備的原材鋼板，於Ac₃點~Ac₃點+100℃的溫度域保持30秒鐘以上且低於20分鐘之後進行熱壓製，並在Ac₃點至600℃的溫度範圍為止以3℃/秒~20℃/秒的平均冷卻速度進行冷卻。

(原材鋼板之金屬組織)

供應至熱壓製之原材鋼板，可使用具有與熱成形構件之化學組成相同的化學組成，具有之金屬組織為肥粒鐵之平均粒徑為7.0μm以下、未再結晶肥粒鐵量為超出2.0面積%的冷軋鋼板或熔融鍍鋅冷軋鋼板。

藉由使具有前述金屬組織之原材鋼板以如後述 之熱處理條件進行熱壓製，就能得到具有所要求之金屬組織、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。

(原材鋼板的加熱溫度：Ac₃點~Ac₃點+100℃之溫 度域)

(原材鋼板之保持溫度與保持時間：於Ac₃點~Ac₃點+100℃之溫度域保持30秒鐘以上且低於20分鐘)

供應至熱壓製之鋼板的加熱，是以使其在上述實驗式(i)所規定的Ac₃點(℃)~Ac₃點+100℃之溫度域保持30秒鐘以上且低於20分鐘進行。

保持溫度低於Ac₃點時，則熱成形構件中會殘存 超過2%的未再結晶肥粒鐵，使金屬組織未均一化。因此，宜使保持溫度為Ac₃點以上。另一方面，保持溫度為Ac₃點+100℃以上時，則會在金屬組織中生成晶界氧化物，使熱成形構件的衝擊特性明顯下降。因此，宜使保持溫度為Ac₃點+100℃以下。

又，保持時間少於30秒鐘時，則原材鋼材的強度 變化會變大。由於產生此種現象的條件不適合量產技術，故宜使保持時間為30秒鐘以上。另一方面，保持時間為20分鐘以上時，則奧斯田鐵粒會成長過剩，使金屬組織變得不均一，而使熱成形構件的衝擊特性明顯下降。因此，宜使保持時間為低於20分鐘。

此時，宜使Ac₃點~Ac₃點+100℃之溫度域為止的 加熱速度為0.2℃/秒~100℃/秒。藉由將上述平均加熱速度 設成0.2℃/秒以上，將可確保較高的生產性。又，藉由將上述平均加熱速度設成100℃/秒以下，於使用一般的爐進行加熱的情況中，將使加熱溫度的控制變容易。但是，若使用高頻加熱等的話，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。

(Ac₃點~600℃之溫度範圍下的平均冷卻速度：3 ℃/秒~20℃/秒)

Ac₃點~600℃之溫度範圍中的冷卻，是以使平均冷卻速度為3℃/秒~20℃/秒進行。上述溫度域中的平均冷卻速度低於3℃/秒時，則會在金屬組織中生成晶界氧化物，使熱成形構件的衝擊特性明顯下降。因此，宜使上述溫度域中的平均冷卻速度為3℃/秒以上。另一方面，上述溫度域中的平均冷卻速度超過20℃/秒時，則會使熱成形構件中的肥粒鐵之量不足。因此，將上述溫度域中的平均冷卻速度設為20℃/秒以下。再者，在低於600℃的溫度範圍下的平均冷卻速度宜為20℃/秒~500℃/秒。

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。因應目標之熱成形構件的種類．形狀，宜從上述的成形形態中適當選擇較佳者。可例示以冷軋鋼板、熔融鍍鋅鋼板，以及合金化熔融鍍鋅鋼板等，作為供應至本實施形態中的熱壓製法的原材鋼板的材質。

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)等。例如，以熱成形構件作為保險桿加強樑時，可準備呈預定長度之合金熔融鍍鋅鋼板作為上述原材鋼板，於模具內，以上述條件，依序進行折彎成形為此構件等之加工亦可。

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，以具有拉伸試驗下之全伸長率為10%以上的延展性為佳。又，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，是藉由滿足與化學組成及金屬組織有關的上述規定，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。因此，對熱成形構件施加噴砂除鏽處理，具有可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。

再者，伴隨著預成形之熱成形，例如，在熱壓製 加工中，最好能使原材鋼板儘可能為軟質，且具有高延展性。例如，最好使原材鋼板的拉伸強度在800MPa以下。

在上述說明中，針對熱成形，雖然以具體態樣之 熱壓製作為例進行說明，但並非用以將本實施形態之製造方法限定為熱壓製成形。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。可例示如輥軋成形，來作為此種熱成形。

實施例

針對本發明之實施例作說明。

將具有表1所示之化學組成和，表2所示之金屬組織與拉伸強度的原材鋼板(板厚t：1.2mm)供應至熱壓製。

該等原材鋼板，為使在實驗室中熔製的扁鋼胚 (slab)，經熱軋、冷軋，以及再結晶退火而製造出的鋼板(在表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)、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含有量為15質量%)。於表2中，分別將其表記為熔融鍍鋅鋼板以及合金化熔融鍍鋅鋼板。又，將未施加再結晶退火之維持在冷軋狀態(在表2中表記為全硬質(full hard))的鋼板也作為原材鋼板使用。

將該等鋼板裁切成厚1.2mm、寬100mm，以及長 200mm的尺寸，以表3所示之條件進行加熱，及冷卻。又，在鋼板上貼設熱電偶，也進行冷卻速度之測定。表3之「平均加熱速度」表示，從室溫到720℃之溫度域的加熱速度的平均值。表3之「保持時間」表示，使鋼材保持在720℃以上之溫度域的時間。表3之「冷卻速度※1」，於加熱溫度為Ac₃點以上時，表示從Ac₃點至600℃之平均冷卻速度，於加熱溫度低於Ac₃點時，則表示加熱溫度至600℃之平均冷卻速度。「冷卻速度※2」為，從600℃至150℃之溫度域的平 均冷卻速度。並針對以各種製造條件獲得的鋼板，實施拉伸試驗、沙丕試驗，以及金屬組織觀察。在本例所製作的鋼板構件，雖然未透過模具施加熱壓製，但由於承受與熱成形構件相同的熱歷程，鋼板的機械性質將與具有相同熱歷程的熱成形構件實質相同。

(拉伸試驗)

從各鋼板中採取使相對於軋製方向的直角方向作為長度方向的JIS5號拉伸試驗片，測定TS(拉伸強度)以及EL(全伸長率)。將TS為900MPa以上，且EL為10%以上之被測材料視為合格。

(衝擊特性)

層疊4片1.2mm厚的鋼板並以螺絲鎖固後，製作成V形凹槽試驗片，供沙丕衝擊試驗使用。衝擊特性是，將0℃下的衝擊值為20J/cm²以上的情況視為「良好」。未達到該結果的情況視為「不良」。

(肥粒鐵、未再結晶肥粒鐵以及麻田散鐵的面積 率、肥粒鐵的平均粒徑)

沿著原材鋼板及熱處理後的鋼板的軋製方向和，相對於軋製方向的垂直方向，從原材鋼板及熱處理後的鋼板中採取試驗片。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。藉由對藉此所得到之800μm×800μm之區域的電子顯微鏡照片進行影像分析，算出未再結晶肥粒鐵、肥粒鐵，以及麻田散鐵的面積率。

(試驗結果說明)

將該等試驗結果顯示於表4與表5。

此外，表1~5中有附底線的數值表示，該數值所示之含有量、條件，或機械特性在本發明的範圍外。

本發明實例之被測材料No.1、2、4~7、11、15、16、19、21~23、25、27、29、31、33、36、37，以及39，具有優異的延展性與衝擊特性。

另一方面，被測材料No.3，由於其原材鋼板的肥粒鐵的平均粒徑已脫離本發明所規定的範圍，故延展性與衝擊特性差。被則材料No.13，由於未應用本發明所規定的製造方法，故延展性與衝擊特性差。被則材料No.14，由於未應用本發明所規定的製造方法，故延展性差。被測材料No.9和26，由於其化學組成已脫離本發明所規定的範圍，故衝擊特性差。被測材料No.10和17，由於其製造條件脫離本發明所規定的範圍，因而無法得到所要求的組織，故無法獲得目標之拉伸強度。

被測材料No.18，由於其製造條件脫離本發明所規定的範圍，因而無法得到所要求的組織，故延展性差。

被測材料No.28和32，由於其化學組成脫離本發明所規定的範圍，故無法得到目標之拉伸強度。

被測材料No.34，由於其化學組成脫離本發明所規定的範圍，因而無法得到所要求的組織，故延展性差。

被測材料No.8，由於其加熱溫度已超過Ac₃點，故延展性差。被測材料No.12，由於其加熱溫度低於720℃， 故無法得到目標之拉伸強度。被測材料No.20，由於其保持時間已脫離本發明所規定的範圍，故表面鱗片物生成到無法容許的程度。被測材料No.30，由於其在750℃以上的保持時間已脫離本發明所規定的範圍，故無法得到目標之衝擊特性。被測材料No.24，由於其在低於600℃的冷卻速度在本發明所規定的範圍外，使熱成形構件的肥粒鐵和麻田散鐵的合計面積率脫離本發明所規定的範圍，致拉伸強度不足。被測材料No.35，由於其Si含有量已脫離本發明所規定的範圍，故表面鱗片物生成到無法容許的程度。被測材料No.38，由於其Sol.Al含有量已脫離本發明所規定的範圍，故表面鱗片物生成到無法容許的程度。被測材料No.40，由於Ti含有量已脫離本發明所規定的範圍，故衝擊特性差。

表1

Claims (8)

1. 一種熱成形構件，其特徵在於其化學組成以質量%計為：C：0.10%~0.40%、Si：0%~2.0%、Mn：1.0%~3.0%、P：0.05%以下、S：0.01%以下、sol.Al：0.001%~1.0%、Ti：0.062%~0.30%、N：0.01%以下、Nb：0%~0.4%、V：0%~0.4%、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%、Bi：0%~0.01%，以及剩餘部分：Fe與不純物； 並具有下述金屬組織：以面積%計，肥粒鐵：10%~90%，未再結晶肥粒鐵：0%~2.0%，以及麻田散鐵：10%~90%，且前述肥粒鐵與前述麻田散鐵之合計面積率：90%~100%，前述肥粒鐵之平均粒徑為0.5μm~5.0μm；且拉伸強度為900MPa~1800MPa。
2. 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：Nb：0.003%~0.4%、V：0.003%~0.4%、Cr：0.005%~1.0%、Mo：0.005%~1.0%、Cu：0.005%~1.0%，以及Ni：0.005%~1.0%。
3. 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%~0.01%。
4. 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%~0.01%以下。
5. 如請求項3之熱成形構件，其中前述化學組成以質量% 計，含有Bi：0.0003%~0.01%以下。
6. 一種熱成形構件的製造方法，其特徵在於包含：加熱步驟，係將原材鋼板加熱至720℃以上且低於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，且具有下述金屬組織：未再結晶肥粒鐵之含有量為0面積%~2.0面積%，肥粒鐵之平均粒徑為0.5μm~7.0μm；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720℃以上且低於Ac₃點之前述溫度域中1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20℃/秒~500℃/秒的條件進行冷卻。
7. 一種熱成形構件的製造方法，其特徵在於包含：加熱步驟，係將原材鋼板加熱至Ac₃點~Ac₃點+100℃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，且具有下述金屬組織：未再結晶肥粒鐵超過2.0面積%，肥粒鐵之平均粒徑為0.5μm~7.0μm以下；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Ac₃點~Ac₃點+100℃之前述溫度域中30秒鐘以上且低於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Ac₃點~600℃之溫度域中，以平均冷卻速度為3℃/秒~20℃/秒的條件進行冷卻。
8. 如請求項6或7之熱成形構件的製造方法，其中前述原材鋼板係選自於由下述所構成群組中之1種：冷軋鋼板、熔融鍍鋅鋼板，以及合金化熔融鍍鋅鋼板。