TWI544091B - 熱成形鋼板構件及其製造方法以及熱成形用鋼板 - Google Patents

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Description

熱成形鋼板構件及其製造方法以及熱成形用鋼板 技術領域
本發明係有關於使用於例如，以汽車車體構造零件為首的機械構造零件等之熱成形鋼板構件及其製造方法以及熱成形用鋼板。具體而言，本發明係有關於可一面具有高之抗拉強度，一面具有優異之延性與彎曲性的熱成形鋼板構件及其製造方法以及可得到其之熱成形用鋼板。
背景技術
近年來，因應汽車之輕量化而追求使用於車體之鋼材的高強度化，正在努力減輕使用重量。廣泛使用於汽車之薄鋼板中，隨著鋼板強度的增加，壓機成形性下降，製造形狀複雜之構件係變得困難。具體而言，將產生延性下降導致於加工度高之部位產生斷裂、或者回彈或壁拱高變大導致尺寸精度劣化的問題。因此，使用高強度，特別是具有980MPa級以上之抗拉強度的鋼板，利用壓機成形並不易製造如此之構件。不使用壓機成形，而利用輥壓成形的話雖可加工高強度之鋼板，但僅適用於長度方向上具有 相同截面的構件。
另一方面，如專利文獻1所揭示，壓機成形經加熱之鋼板的稱作熱壓之方法中，鋼板於高溫下係軟質、高延性，故可尺寸精度佳地成形形狀複雜之構件。此外，藉將鋼板於沃斯田鐵單相域中加熱，再於模具內急速冷卻(淬火)，可同時達成因麻田散鐵變態造成之構件高強度化。因此，如此之熱壓法係可同時確保構件之高強度化與鋼板之成形性的優異之成形方法。
又，專利文獻2中揭示了一種於室溫下預先成形成預定之形狀後，於沃斯田鐵域中加熱，再於模具內急速冷卻，藉此達成構件之高強度化的預壓緊淬火法。如此之熱壓的一態樣之預壓緊淬火法，因可利用模具固定構件而抑制熱應變導致的變形，故係可同時確保構件之高強度化與高尺寸精度的優異之成形方法。
因此，近年來，逐漸追求熱壓鋼板構件之延性的情況下，以鋼組織實質上係麻田散鐵單相的如專利文獻1或專利文獻2所代表之以往技術，將產生無法對應如此之要求的問題。
如此之背景下，專利文獻3中揭示了一種將鋼板於肥粒鐵與沃斯田鐵之二相溫度域中加熱，並且於保持二相組織的情況下壓製，藉由於模具內急速冷卻，做成了肥粒鐵與麻田散鐵之二相組織所構成的高強度且延性優異之熱壓鋼板構件。但，於如此之二相加熱條件中，因鋼組織容易變得不均一，故有熱壓鋼板構件之彎曲性與韌性劣 化，其衝撃吸收特性顯著地下降的情形。
另一方面，專利文獻4中揭示了一種高強度且延性優異之熱壓鋼板構件，係藉將具有麻田散鐵或變韌鐵係80體積%以上之鋼組織的鋼板加熱至Ac1變態點以上，再於模具內急速冷卻後得到之組織含有3~20體積%之殘留沃斯田鐵、30~97體積%之回火麻田散鐵或回火變韌鐵、0~67體積%之麻田散鐵。
其他，專利文獻5中揭示了一種高強度壓機構件，係麻田散鐵相對於鋼板組織全體之面積率係10%以上85%以下，麻田散鐵中25%以上係回火麻田散鐵，且殘留沃斯田鐵量係5%以上40%以下，變韌鐵中變韌肥粒鐵相對於鋼板組織全體之面積率係5%以上，相對於鋼板組織全體的麻田散鐵之面積率、殘留沃斯田鐵之面積率及變韌鐵中變韌肥粒鐵之面積率的合計滿足65%以上。
又，專利文獻6中揭示了一種變韌鐵及麻田散鐵之合計分率係80面積%以上的熱壓用鋼板。
另，專利文獻7中揭示了一種肥粒鐵分率係30面積%以上之熱壓用鋼板。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：英國專利第1490535號說明書
專利文獻2：日本專利特開平10-96031號公報
專利文獻3：日本專利特開2010-65292號公報
專利文獻4：日本專利特開2012-237066號公報
專利文獻5：國際公開WO2011/111333號公報
專利文獻6：日本專利特開2013-185243號公報
專利文獻7：日本專利特開2013-185248號公報
發明概要
例如，如專利文獻4所記載，藉以變韌鐵或麻田散鐵作為熱壓用鋼板鋼組織之主體，不僅是熱壓鋼板構件之延性，依據本發明人等之檢討得知亦可提升韌性。但，即使如此地控制構件組織，仍未能解決彎曲性之劣化，無法防止衝撃變形時於翹曲部產生之構件的彎曲破裂。該問題於提高鋼材之抗拉強度時(例如為980MPa以上時)將變得明顯。如此，需確立抗拉強度高(例如，抗拉強度為980MPa以上)、延性且彎曲性亦優異之熱壓鋼板構件的製造技術，而現狀係如此之製品本身尚未出現。
同樣地，熱壓鋼板構件以外，於輥壓成形構件等熱成形鋼板構件全部亦需確立抗拉強度高(例如，抗拉強度為980MPa以上)、延性且彎曲性亦優異之熱成形鋼板構件的製造技術，而現狀係如此之製品本身尚未出現。
本發明之具體課題係提供非上述之以往技術，於熱壓後，延性及彎曲性優異的抗拉強度高之熱壓鋼板構件及其製造方法以及用以得到其之熱壓用鋼板。並且，通用化後本發明亦可用於與熱壓同樣地具有於與成形同時或之後冷卻鋼板之裝置的熱成形。因此，本發明之具體課題係 提供熱成形後具有高抗拉強度且延性與彎曲性優異之熱成形鋼板構件及其製造方法以及用以得到其之熱成形用鋼板。
本發明人等為改善具有高抗拉強度之熱成形鋼板構件的延性與彎曲性，致力地進行檢討。結果，得到以下新之觀察所得知識。換言之，使用具有相對於特定量之C及Mn積極地含有Si的化學組成，且具有包含肥粒鐵與麻田散鐵及變韌鐵之至少一者之鋼組織的熱成形用鋼板。此外，使用最適合該熱成形用鋼板之熱成形的熱處理條件。藉此，可與以往之熱成形鋼板構件相異地，將鋼組織作成不含或含有面積率5%以下之殘留沃斯田鐵，且含有預定面積率之肥粒鐵，與回火麻田散鐵及回火變韌鐵之至少一者以及麻田散鐵，而成為複相。並且，得到藉由具有前述化學組成及前述鋼組織，即可製造具有高抗拉強度且延性與彎曲性亦優異之熱成形鋼板構件的新觀察所得知識。
依據前述觀察所得知識本發明係如下。
(1)一種熱成形鋼板構件，具有下述化學組成：含有以質量%計，C：0.100%~0.340%、Si：0.50%~2.00%、Mn：1.00%~3.00%、P：0.050%以下、S：0.0100%以下、sol.Al：0.001%~1.000%及N：0.0100%以下，剩餘部分由Fe及不純物所構成：且具有下述鋼組織：包含肥粒鐵、回火麻田散鐵及回火變韌鐵之至少一 者、以及麻田散鐵，且以面積%計，肥粒鐵：5%~50%，回火麻田散鐵及回火變韌鐵：合計20%~70%，麻田散鐵：25%~75%，肥粒鐵、回火麻田散鐵、回火變韌鐵及麻田散鐵：合計90%以上，殘留沃斯田鐵：0%~5%。
(2)如(1)項記載之熱成形鋼板構件，其中前述化學組成是以取代Fe之一部分，含有選自於由以質量%計，Ti：0.200%以下、Nb：0.200%以下、V：0.200%以下、Cr：1.000%以下、Mo：1.000%以下、Cu：1.000%以下及Ni：1.000%以下所構成群組中之1種或2種以上。
(3)如(1)項或(2)項記載之熱成形鋼板構件，其中前述化學組成是以取代Fe之一部分，含有以質量%計，B：0.0025%以下。
(4)如(1)項至(3)項中任1項記載之熱成形鋼板構件，其中前述化學組成是以取代Fe之一部分，含有選自於由以質量%計，Ca：0.0100%以下、Mg：0.0100%以下、REM：0.0100%以下及Zr：0.0100%以下所構成群組中之1種或2種以上。
(5)如(1)項至(4)項中任1項記載之熱成形鋼板構件，其中前述化學組成是以取代Fe之一部分，含有以質量%計，Bi：0.0100%以下。
(6)一種熱成形用鋼板，具有下述化學組成：含有以質量%計，C：0.100%~0.340%、Si：0.50%~2.00%、Mn：1.00%~3.00%、P：0.050%以下、S：0.0100%以下、sol.Al：0.001%~1.000%及N：0.0100%以下， 剩餘部分由Fe及不純物所構成；且具有下述鋼組織：包含長寬比係2.0以下之肥粒鐵、與麻田散鐵及變韌鐵之至少一者，且以面積%計，肥粒鐵：5%~50%，麻田散鐵及變韌鐵：合計45%~90%，肥粒鐵、麻田散鐵及變韌鐵：合計90%以上。
(7)如(6)項記載之熱成形用鋼板，其中前述化學組成是以取代Fe之一部分，含有選自於由以質量%計，Ti：0.200%以下、Nb：0.200%以下、V：0.200%以下、Cr：1.000%以下、Mo：1.000%以下、Cu：1.000%以下及Ni：1.000%以下所構成群組中之1種或2種以上。
(8)如(6)項或(7)項記載之熱成形用鋼板，其中前述化學組成是以取代Fe之一部分，含有以質量%計，B：0.0025%以下。
(9)如(6)項至(8)項中任一項記載之熱成形用鋼板，其中前述化學組成是以取代Fe之一部分，含有選自於由以質量%計，Ca：0.0100%以下、Mg：0.0100%以下、REM：0.0100%以下及Zr：0.0100%以下所構成群組中之1種或2種以上。
(10)如(6)項至(9)項中任一項記載之熱成形用鋼板，其中前述化學組成是以取代Fe之一部分，含有以質量%計，Bi：0.0100%以下。
(11)一種熱成形鋼板構件之製造方法，係將如(6)項至(10)項中任一項記載之熱成形用鋼板加熱至720℃以上 且小於Ac3點之溫度域，且將鋼板於自前述結束加熱起至開始熱成形為止之間曝於空氣中冷卻之時間設為3秒鐘~20秒鐘並施行熱成形，再以10℃/秒~500℃/秒之平均冷卻速度冷卻至MS點以下的溫度域。
藉由本發明，可於熱成形下首次達成抗拉強度高、延性優異且彎曲性亦優異之熱成形鋼板構件的實用化，具有技術價值之效果。本發明之熱成形鋼板構件顯示了即使產生極度之塑性變形的衝撞，仍可利用彎曲變形來吸收衝撃的極為優異之衝撞特性。因此，本發明之熱成形鋼板構件特別適用於汽車車體構造零件之製造，亦適用於機械構造零件等其他用途。
圖1係顯示本發明鋼組織之一例的照片。
用以實施發明之形態
接著，於本發明中，說明限定各範圍之理由。另，以下之說明中，以具體之態樣的熱壓為例說明熱成形。又，「~」所表示之數值範圍係顯示以其前後記載之數值分別為最小值及最大值時的範圍。
1.化學組成
首先，說明將本發明之熱成形鋼板構件(以下，亦僅稱作「鋼板構件」。)及熱成形用鋼板(以下，亦僅稱作「鋼板」。)之化學組成如上述地規定的理由。以下說明中，若無特別 解釋，表示各合金元素之含量的「%」係「質量%」之意。
(C：0.100%~0.340%)
C係可提高鋼之可硬化性且係主要決定熱壓後(淬火後)之強度的非常重要之元素。C含量小於0.100%時，將不易確保熱壓後(淬火後)之抗拉強度(例如，980MPa以上之抗拉強度)。因此，將C含量設為0.100%以上，以0.120%以上為佳。另一方面，C含量大於0.340%時，熱壓後(淬火後)之麻田散鐵將變成硬質，不僅彎曲性之劣化變得顯著，亦有延性下降的情形。因此，將C含量設為0.340%以下。另，由熔接性之觀點來看，以將C含量設為0.300%以下為佳，更佳者是0.280%以下。
(Si：0.50%~2.00%)
Si係用以提升於肥粒鐵與沃斯田鐵之二相溫度域中加熱之鋼的延性，且穩定地確保熱壓後(淬火後)之強度非常有效的元素。Si含量小於0.50%時，將不易得到前述作用。因此，將Si含量設為0.50%以上。另，由提升熔接性之觀點來看，以將Si含量設為0.70%以上為佳，更佳者是1.10%以上。另一方面，Si含量大於2.00%時，利用前述作用之效果達到飽和，於經濟上係不利，且鍍敷濕潤性顯著地下降，頻繁產生未鍍敷。因此，將Si含量設為2.00%以下。又，由抑制熱成形鋼板構件之表面缺陷的觀點來看，以將Si含量設為1.80%以下為佳，更佳者是1.50%以下。
(Mn：1.00%~3.00%)
Mn係用以提高鋼之可硬化性，且確保熱壓後(淬火後) 之強度非常有效的元素。但，Mn含量小於1.00%時，不僅不易確保熱壓後(淬火後)之抗拉強度(例如，980MPa以上之抗拉強度)，亦有彎曲性下降的情形。因此，將Mn含量設為1.00%以上。為更確實地得到前述作用，以將Mn含量設為1.10%以上為佳，更佳者是1.20%以上。另一方面，Mn含量大於3.00%時，熱壓後(淬火後)之鋼組織將因Mn偏析成為顯著之帶狀，韌性下降，衝撞特性之劣化變得顯著。因此，將Mn含量設為3.00%以下。另，由熱軋延及冷軋延時之生產性的觀點來看，以將Mn含量設為2.50%以下為佳，更佳者是2.40%以下。
藉規定C、Si及Mn於前述範圍內，可將熱成形用鋼板之鋼組織作成包含肥粒鐵，與麻田散鐵及變韌鐵之至少一者的複相之鋼組織，此外，藉由依據本發明規定熱壓時之加熱條件，熱成形鋼板構件之鋼組織將成為所期的複相之鋼組織。
(P：0.050%以下)
P一般係鋼中含有之不純物，但藉由固溶強化具有提高鋼板強度的作用，故亦可積極地含有。但，P含量大於0.050%時熔接性之劣化將變得顯著。因此，將P含量設為0.050%以下。P含量以0.018%以下為佳。為更確實地得到利用前述作用之效果，以將P含量設為0.003%以上為佳。
(S：0.0100%以下)
S係鋼中含有之不純物，由熔接性之觀點來看以越少越佳。S含量大於0.0100%時，熔接性將顯著地下降。因此， 將S含量設為0.0100%以下。S含量以0.0030%以下為佳，更佳者是0.0015%以下。另，由脫硫成本之觀點來看，S含量以設為0.0006%以上為佳。
(sol.Al(soluble Al)：0.001%~1.000%)
Al係可使鋼脫氧，具有使鋼材健全化之作用的元素。sol.Al含量小於0.001%時將不易得到前述作用。因此，將sol.Al含量設為0.001%以上，以0.015%以上為佳。另一方面，sol.Al含量大於1.000%時，熔接性將顯著地下降，且氧化物系夾雜物增加，表面性狀之劣化變得顯著。因此，將sol.Al含量設為1.000%以下，以0.080%以下為佳。另，sol.Al係未成為Al2O3等氧化物，而可溶於酸之酸可溶性Al之意。
(N：0.0100%以下)
N係鋼中含有之不純物，由熔接性之觀點來看以越少越佳。N含量大於0.0100%時，熔接性將顯著地下降。因此，將N含量設為0.0100%以下，以0.0060%以下為佳。另，由脫氮成本之觀點來看，N含量以設為0.0020%以上為佳。
[不純物]
不純物係指原材料中所含之成分、或於製造過程中混入之成分，並非故意於鋼板構件或熱成形用鋼板中含有的成分。
本發明之鋼板構件及熱成形用鋼板的化學組成亦可更含有至少1種如以下說明之元素。
(選自於由Ti：0.200%以下、Nb：0.200%以下、V：0.200%以下、Cr：1.000%以下、Mo：1.000%以下、Cu： 1.000%以下及Ni：1.000%以下所構成群組中之1種或2種以上)
該等元素均係可有效且穩定地確保熱壓後(淬火後)之強度之效果的元素。因此，亦可含有該等元素之1種或2種以上。但，分別含有大於0.200%之Ti、Nb及V時，不僅有不易熱軋延及冷軋延之情形，更有不易確保穩定之強度之情形。因此，以分別將Ti含量、Nb含量及V含量設為0.200%以下為佳。又，Cr大於1.000%時，有不易確保穩定之強度的情形。因此，Cr含量以設為1.000%以下為佳。又，含有大於1.000%之Mo時，將有不易熱軋延及冷軋延之情形。因此，Mo含量以設為1.000%以下為佳。並且，即使分別含有大於1.000%之Cu與Ni，利用前述作用之效果容易達到飽和，有於經濟上係不利的情形，故有熱軋延或冷軋延變得困難的情形。因此，Cu含量及Ni含量以分別設為1.000%以下為佳。
另，為更確實地得到利用前述作用之效果，以滿足Ti：0.003%以上、Nb：0.003%以上、V：0.003%以上、Cr：0.005%以上、Mo：0.005%以上、Cu：0.005%以上及Ni：0.005%以上之至少一者為佳。
換言之，Ti含量之下限值以0.003%為佳。Nb含量之下限值以0.003%為佳。V含量之下限值以0.003%為佳。Cr含量之下限值以0.005%為佳。Mo含量之下限值以0.005%為佳。Cu含量之下限值以0.005%為佳。Ni含量之下限值以0.005%為佳。
(B：0.0025%以下)
B係具有提高鋼之韌性之作用的元素。因此，亦可含有B。但，含有大於0.0025%量之B時，於熱成形用鋼板中有鋼組織不易含有肥粒鐵的情形，而有熱成形鋼板構件之延性與彎曲性劣化的情形。因此，B含量以0.0025%以下為佳。另，為更確實地得到利用前述作用之效果，以將B含量設為0.0003%以上為佳。
(選自於由Ca：0.0100%以下、Mg：0.0100%以下、REM：0.0100%以下及Zr：0.0100%以下所構成群組中之1種或2種以上)
該等元素均係可控制夾雜物，特別是有助於細微地分散化夾雜物，具有提高韌性之作用的元素。因此，亦可含有該等元素之1種或2種以上。但，任一元素於含有大於0.0100%時，將有表面性狀之劣化明顯化的情況。因此，各元素之含量以分別含有0.0100%以下為佳。另，為更確實地得到利用前述作用之效果，以將該等元素之至少一種的含量設為0.0003%以上為佳。即，以將Ca含量、Mg含量、REM含量及Zr含量之下限值分別設為0.0003%為佳。
此處，REM係指Sc、Y及鑭等合計17個元素中之至少1種。前述REM之含量係該等元素之至少1種的合計含量之意。鑭的情況係工業上以稀土金屬合金之形態添加。
(Bi：0.0100%以下)
Bi係使組織均一化，具有提高彎曲性之作用的元素。因此，亦可含有Bi。但，含有大於0.0100%之Bi時，有熱加 工性劣化，熱軋延變得困難的情形。因此，Bi含量以設為0.0100%以下為佳。另，為更確實地得到利用前述作用之效果，以將Bi含量設為0.0003%以上為佳。
2.熱成形鋼板構件之鋼組織
接著，說明本發明之熱成形鋼板構件的鋼組織。
本發明之熱成形鋼板構件具有以下述預定之面積率包含肥粒鐵，與回火麻田散鐵及回火變韌鐵之至少一者，以及麻田散鐵的鋼組織。即，該鋼組織可僅含有回火麻田散鐵及回火變韌鐵之任一者，亦可含有兩者。並且，該鋼組織含有面積率5%以下之殘留沃斯田鐵或未含有。
此處，於圖1顯示本發明之鋼組織的一例。圖1之鋼組織中顯示包含肥粒鐵、回火麻田散鐵及麻田散鐵，且未包含殘留沃斯田鐵的鋼組織。
(肥粒鐵之面積率：5%~50%)
肥粒鐵之面積率小於5%時，延性與彎曲性下降。因此，將肥粒鐵之面積率設為5%以上，以15%以上為佳。另一方面，肥粒鐵之面積率大於50%時，彎曲性將下降。因此，將肥粒鐵之面積率設為50%以下，以40%以下為佳。
另，由抑制彎曲性下降之點來看，肥粒鐵之長寬比以2.0以下為佳。肥粒鐵之長寬比大於2.0時，肥粒鐵(肥粒鐵之結晶粒)之異向性變高，成為應力集中之起點，有彎曲性下降的情形。因此，以將肥粒鐵之長寬比設為2.0以下為佳，較佳者是1.8以下。另一方面，肥粒鐵之長寬比越接近1.0，肥粒鐵(肥粒鐵之結晶粒)之異向性越低，故肥粒鐵 之長寬比之下限值以1.0為佳。但，由提高熱壓後鋼板構件之降伏強度的觀點來看，肥粒鐵之長寬比之下限值以1.2為佳。
肥粒鐵之長寬比係藉由後述實施例中詳述之方法所測定的值。
(回火麻田散鐵及回火變韌鐵之合計面積率：20%~70%)
回火麻田散鐵及回火變韌鐵之合計面積率小於20%時，彎曲性下降。因此，將回火麻田散鐵及回火變韌鐵之合計面積率設為20%以上，以30%以上為佳。另一方面，回火麻田散鐵及回火麻田散鐵之合計面積率大於70%時，延性將下降。因此，將回火麻田散鐵及回火麻田散鐵之合計面積率設為70%以下，以50%以下為佳。
(麻田散鐵之面積率：25%~75%)
藉於鋼中形成麻田散鐵可提高熱壓後(淬火後)之強度。麻田散鐵之面積率小於25%時，將不易確保熱壓後(淬火後)之抗拉強度(例如，980MPa以上之抗拉強度)。因此，將麻田散鐵之面積率設為25%以上。另一方面，麻田散鐵之面積率大於75%時，延性將下降。因此，將麻田散鐵之面積率設為75%以下，以50%以下為佳。
此處，「麻田散鐵」係淬火後之麻田散鐵、及淬火後之麻田散鐵經時效硬化的時效硬化後之麻田散鐵兩者之意。即，「麻田散鐵之面積率」係淬火後之麻田散鐵、及淬火後之麻田散鐵經時效硬化的時效硬化後之麻田散鐵的 合計面積率之意。
(肥粒鐵、回火麻田散鐵、回火變韌鐵及麻田散鐵之合計面積率：90%以上)
本發明之熱成形鋼板構件基本上係具有由肥粒鐵、回火麻田散鐵、回火變韌鐵及麻田散鐵所構成的組織。但，因製造條件的不同，仍有該等以外之相或組織，即混入變韌鐵、殘留沃斯田鐵、雪明碳鐵及波來鐵之1種或2種以上的情形。此時，肥粒鐵、回火麻田散鐵、回火變韌鐵及麻田散鐵以外之相或組織大於10%時，因該等相或組織之影響，有未能得到目的之特性的情形。因此，將肥粒鐵、回火麻田散鐵、回火變韌鐵及麻田散鐵以外之相或組織的混入設為10%以下，以5%以下為佳。換言之，將肥粒鐵、回火麻田散鐵、回火變韌鐵及麻田散鐵之合計面積率設為90%以上，以95%以上為佳。另，肥粒鐵、回火麻田散鐵、回火變韌鐵及麻田散鐵之合計面積率的上限值係100%。
(殘留沃斯田鐵之面積率：0%~5%)
肥粒鐵、回火麻田散鐵、回火變韌鐵及麻田散鐵以外之相或組織中，特別是混入(殘留)面積率大於5%之殘留沃斯田鐵時，彎曲性將下降。因此，不含殘留沃斯田鐵、或即使含有仍將殘留沃斯田鐵之面積率設為5%以下，以3%以下為佳。另，殘留沃斯田鐵之面積率以0%最佳。
以上熱成形鋼板構件之鋼組織中各相及組織之面積率，係藉由後述實施例中詳述之方法所測定的值。
本發明之鋼板構件係自鋼板熱成形後之構件之 意，包含例如，經熱壓成形之鋼板構件。具代表性的是汽車車體構造零件所使用之車門防撞桿等。其他亦有，汽車用之保險桿強化器等。機械構造零件用方面則有以鋼板作為素材所製造的建築構造用熱成形鋼管等。
3.機械特性
本發明之熱成形鋼板構件為有助於汽車之輕量化的充分之強度，以具有980MPa以上的抗拉強度(TS)為佳。
4.製造方法
接著，說明具有前述特徵之本發明之熱成形鋼板構件的較佳製造方法。
本發明之熱成形鋼板構件中，為具有高抗拉強度(例如980MPa以上之抗拉強度)且得到延性與彎曲性，如上述，並非將熱壓後(淬火後)之鋼組織作成麻田散鐵單相，而係作成肥粒鐵之面積率為5%~50%、回火麻田散鐵及回火變韌鐵之合計面積率為20%~70%、麻田散鐵之面積率為25%~75%、肥粒鐵、回火麻田散鐵、回火變韌鐵及麻田散鐵之合計面積率為90%以上、及殘留沃斯田鐵之面積率為0%~5%的複相組織。
為得到本發明之熱成形鋼板構件之鋼組織，作為熱成形用之素材的鋼板(熱成形用鋼板)亦可使用具有前述化學組成，且具有包含長寬比為2.0以下之肥粒鐵，與麻田散鐵及變韌鐵之至少一者的鋼組織，該鋼組織(複相組織)中肥粒鐵之面積率為5%~50%、麻田散鐵及變韌鐵之合計面積率為45%~90%、肥粒鐵、麻田散鐵及變韌鐵之合計面積 率為90%以上的之鋼板。此外，將該鋼板(熱形成用鋼板)加熱至720℃以上且小於Ac3點之溫度域，接著，將鋼板於自結束加熱起至開始熱壓為止之間曝於空氣中冷卻之時間設為3秒鐘~20秒鐘並施行熱壓，再以10℃/秒~500℃/秒之平均冷卻速度冷卻至MS點以下之溫度域即可。
藉由以前述條件對具有前述化學組成及前述鋼組織的熱成形用鋼板施行熱壓，可得於熱壓後具有所期之鋼組織，且抗拉強度高(例如，抗拉強度為980MPa以上)、延性與彎曲性優異之熱成形鋼板構件。
(熱成形用鋼板之鋼組織)
-肥粒鐵之長寬比：2.0以下-
肥粒鐵之長寬比大於2.0時，不僅有熱壓後鋼板構件之鋼組織的肥粒鐵之長寬比亦將大於2.0的情形，肥粒鐵於加熱中將過剩地變態成沃斯田鐵，有熱壓後之鋼板構件的肥粒鐵面積率小於5%的情形。該鋼板構件之肥粒鐵之長寬比大於2.0時，肥粒鐵(肥粒鐵之結晶粒)的異向性升高，而成為應力集中之起點，有彎曲性下降的情形。因此，將肥粒鐵之長寬比設為2.0以下，以1.8以下為佳。另一方面，肥粒鐵之長寬比越接近1.0，肥粒鐵(肥粒鐵之結晶粒)之異向性越低，故肥粒鐵之長寬比之下限值以1.0為佳。但，由提高熱壓後鋼板構件之降伏強度的觀點來看，肥粒鐵之長寬比之下限值以1.2為佳。
肥粒鐵之長寬比係藉由後述實施例中詳述之方法所測定的值。
-肥粒鐵之面積率：5%~50%-
肥粒鐵之面積率小於5%時，有熱壓後鋼板構件之鋼組織中肥粒鐵之面積率亦小於5%的情形。因此，將肥粒鐵之面積率設為5%以上，以15%以上為佳。同樣地，肥粒鐵之面積率大於50%時，有熱壓後鋼板構件之鋼組織中肥粒鐵之面積率亦大於50%的情形。因此，將肥粒鐵之面積率設為50%以下，以45%以下為佳。
-麻田散鐵及變韌鐵之合計面積率：45%~90%-
麻田散鐵及變韌鐵之合計面積率小於45%時，有熱壓後鋼板構件之鋼組織中回火麻田散鐵及回火變韌鐵的合計面積率小於20%的情形。又，有熱壓後鋼板構件之鋼組織中麻田散鐵之面積率小於25%的情形。因此，將麻田散鐵及變韌鐵之合計面積率設為45%以上，以50%以上為佳。同樣地，麻田散鐵及變韌鐵之合計面積率大於90%時，有熱壓後鋼板構件之鋼組織中回火麻田散鐵及回火變韌鐵的合計面積率大於70%的情形。又，有熱壓後鋼板構件之鋼組織中麻田散鐵之面積率大於75%的情形。因此，將麻田散鐵及變韌鐵之合計面積率設為90%以下，以80%以下為佳。
-肥粒鐵、麻田散鐵及變韌鐵之合計面積率：90%以上-
肥粒鐵、麻田散鐵及變韌鐵之合計面積率小於90%時，有熱壓後鋼板構件之鋼組織中肥粒鐵、回火麻田散鐵、回火變韌鐵及麻田散鐵以外之相或組織的混入大於10%的情形。特別是，有殘留沃斯田鐵之面積率大於5%的情形。因 此，將肥粒鐵、麻田散鐵及變韌鐵之合計面積率設為90%以上，以93%以上為佳。另，肥粒鐵、麻田散鐵及變韌鐵之合計面積率的上限值係100%。
以上熱成形用鋼板之鋼組織中各相及組織之面積率，係藉由後述實施例中詳述之方法所測定的值。
(熱成形用鋼板之製造)
熱成形用鋼板可為熱軋鋼板、冷軋鋼板、鍍敷鋼板之任一者。例如，鍍敷鋼板可舉鋁系鍍敷鋼板、鋅系鍍敷鋼板等為例。
具有前述鋼組織的熱軋鋼板之化學組成中，因規定C、Si及Mn於前述範圍內，故可藉由於850℃~930℃結束最後軋延、於740℃~660℃之範圍內維持3秒鐘以上，再於450℃以下之溫度域捲取的熱軋步驟製造。又，具有前述鋼組織之冷軋鋼板，可藉由於冷軋延後以780℃~900℃加熱後，以平均冷卻速度10℃/秒以上冷卻之退火步驟製造。又，具有前述鋼組織之鍍敷鋼板可於製造前述熱軋鋼板或前述冷軋鋼板後，於熱軋鋼板或冷軋鋼板表面施行眾所周知的鍍敷處理來製造。
(熱成形用鋼板之加熱：加熱至720℃以上且小於Ac3點之溫度域)
熱成形用鋼板之加熱係藉由以720℃以上且小於Ac3點之溫度進行。此處，Ac3點(℃)係小於由下述實驗式(i)所規定之沃斯田鐵單相之Ac3點(℃)的溫度。
Ac3=910-203×(C0.5)-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)
此處，前述式(i)中之元素符號係顯示前述鋼板之化學組成中各元素的含量(單位：質量%)。另，式(i)係將鋼板中未含之元素作為0(0質量%)所算出。
加熱溫度小於720℃時，沃斯田鐵化將不充分，熱壓後之鋼板中未含有麻田散鐵，熱壓後(淬火後)不易確保高之抗拉強度(例如，980MPa以上之抗拉強度)。因此，將加熱溫度設為720℃以上，以750℃以上為佳。另一方面，加熱溫度為Ac3點以上時，之後即使曝於空氣中冷卻，熱壓後(淬火後)之鋼組織中，麻田散鐵之面積率大於75%，延性顯著地劣化。因此，將加熱溫度設為Ac3點以下，以Ac3點-30℃以下為佳。
此時，雖不需特別限定至720℃之加熱速度與前述溫度域中保持的加熱時間，但以分別設為以下範圍為佳。
至720℃之加熱時的平均加熱速度，以0.2℃/秒~100℃/秒為佳。藉使前述平均加熱速度為0.2℃/秒以上，可確保更高之生產性。又，藉將前述平均加熱速度設為100℃/秒以下，於使用通常之爐加熱時將容易控制加熱溫度。
720℃以上且小於Ac3點之溫度域中的加熱時間，以2分鐘~10分鐘為佳。此處，加熱時間係鋼板溫度到達720℃後至加熱結束時之時間。具體而言，加熱結束時間於爐加熱時係自加熱爐取出鋼板時，通電加熱或感應加熱的情況係結束通電等時。藉將前述加熱時間設為2分鐘以上，將更穩定熱壓後(淬火後)之強度。又，藉將前述保持時 間設為10分鐘以下，可使鋼板構件之組織更為細微，故更加提升鋼板構件的韌性。
(鋼板於自結束加熱起至開始熱壓為止之間曝於空氣中冷卻的時間：3秒鐘~20秒鐘)
一般而言，於以加熱爐等加熱熱成形用鋼板後，搬運至熱壓裝置。此時，例如，自加熱爐抽出時、或搬運至熱壓裝置時或放入時等，有該鋼板之一部分曝於空氣中冷卻的情形。如此之空氣冷卻時因將生成或成長新的肥粒鐵，故曝於空氣中冷卻的時間將影響抗拉強度。因此，為穩定地確保熱壓後(淬火後)之強度，以短時間進行如此之空氣冷卻為佳。特別是，鋼板於自結束加熱起至開始熱壓為止之間曝於空氣中冷卻之時間大於20秒鐘時，熱壓後(淬火後)之鋼板構件的抗拉強度將下降、或於確保高抗拉強度(例如，980MPa以上之抗拉強度)時，沃斯田鐵將顯著地碳濃化，麻田散鐵變態部變得容易破裂，彎曲性下降。因此，將鋼板於自結束加熱起至開始熱壓為止之間曝於空氣中冷卻的時間設為20秒鐘以內，以16秒鐘以內為佳。另一方面，加熱時生成之沃斯田鐵係析出呈針狀。析出後之沃斯田鐵的一部分於冷卻中會肥粒鐵變態，沃斯田鐵之形態會自針狀緩緩地變化成球狀，故以鋼板於自結束加熱起至開始熱壓為止之間曝於空氣中冷卻的時間小於3秒鐘，並熱壓(淬火)，使其麻田散鐵變態時，針狀之麻田散鐵變態部將成為應力集中的起點，不僅彎曲性下降，亦容易生成殘留沃斯田鐵。因此，將鋼板於自結束加熱起至開始熱壓為止之間 曝於空氣中冷卻的時間設為3秒鐘以上，以7秒鐘以上為佳，較佳者是10秒鐘以上。
此處，曝於空氣中冷卻的時間之調整，係於自加熱爐取出後，通常可藉由調整至搬運至於空氣中冷卻之壓製模具的時間來進行。
(至MS點以下之溫度域的平均冷卻速度：10℃/秒~500℃/秒)
對熱成形用鋼板施行熱壓，並以10℃/秒~500℃/秒之平均冷卻速度冷卻至MS點(MS點=開始麻田散鐵變態之溫度)以下的溫度域時，將不易產生擴散型變態。平均冷卻速度小於10℃/秒時，將過度地進行變韌鐵變態。抑或，產生波來鐵變態，而無法確保作為強化相之麻田散鐵的面積率，熱壓後(淬火後)不易確保高之抗拉強度(例如，980MPa以上之抗拉強度)。或者，穩定化沃斯田鐵化，彎曲性下降。因此，將前述溫度域之平均冷卻速度設為10℃/秒以上，以30℃/秒以上為佳。另一方面，前述平均冷卻速度大於500℃/秒時，將極為不易確保鋼板構件之均熱，強度變得不穩定。因此，將前述平均冷卻速度設為500℃/秒以下，以200℃/秒以下為佳。
此處，平均冷卻速度係指施行熱壓之溫度(℃)與Ms點(℃)之差除以自施行熱壓之溫度(℃)至Ms點(℃)之時間的值。
另，冷卻時，因到達400℃以後相變態造成的發熱非常地大，故有以與400℃以上之溫度域的冷卻方法相同 的冷卻方法將未能確保充分之冷卻速度的情形。因此，相較於至400℃之冷卻，更需強力的進行自400℃至MS點的冷卻，具體而言，以如以下敘述為佳。熱壓法中，通常係以常溫或數10℃左右的鋼製模具完成冷卻。因此，於改變冷卻速度時，只要改變模具尺寸使熱容量改變即可。又，即使將模具材質改為異種金屬(例如銅等)仍可改變冷卻速度。於不改變模具尺寸的情況下，使用水冷卻型之模具來改變冷卻水量，仍可改變冷卻速度。又，使用預先於數處切割有溝槽的模具，壓製中藉由使水通過該溝改變冷卻速度、或於壓製途中抬起壓製機使水流經其間，仍可改變冷卻速度。此外，改變模具間隙使與鋼板之接觸面積改變，亦可改變冷卻速度。例如，以400℃左右改變冷卻速度之方法，可使用如下之方法。
(1)到達400℃後立刻移動至熱容量相異之模具或室溫狀態之模具，改變冷卻速度；(2)水冷卻模具的情況時，於到達400℃後立刻改變模具中之水流量，改變冷卻速度；(3)到達400℃後立刻使水流經模具與構件之間，利用改變其水量，來改變冷卻速度。
於本發明中，並未特別限定熱壓法之成形形態。可舉例如：彎曲加工、沖壓成形、凸出成形、擴孔成形、凸緣成形。可視目的之熱成形鋼板構件種類適當地選擇。熱成形鋼板構件之代表例可舉作為如前述之汽車用補強零件的車門防撞桿或保險桿強化器等為例。
本發明之熱成形鋼板構件的特徵係延性與彎曲性優異。此時可承擔實際使用之延性，以抗拉試驗的全伸長為12%以上為佳。更佳者是全伸長為14%以上。彎曲性則以前端角度為90°之V彎曲試驗的極限彎曲半徑為5t以下為佳。
熱壓後之熱成形鋼板構件亦可以去除鏽皮為目的施行珠粒噴擊處理。該珠粒噴擊處理因有對表面導入壓縮應力之效果，有抑制延遲破壞、或提升疲勞強度的好處。
於前述說明中，熱成形方面雖以具體態樣之熱壓為例進行說明，但本發明亦適用於與熱壓同樣地具有於與成形同時或之後冷卻鋼板的裝置之熱成形，例如，輥壓成形。
實施例
說明本發明之實施例。但，本發明並未受實施例所限定。
將具有表1所示之化學組成的鋼板作為被測材料。該等鋼板係於實驗室將經熔製之扁鋼胚以1250℃加熱30分鐘後，除了被測材料No.6與No.22以外，均於880℃至910℃之範圍內結束最後軋延，於720℃至680℃之範圍內維持5秒鐘地進行熱軋延後，作成板厚2.6mm的熱軋鋼板。模擬了熱軋延後以水噴霧冷卻至420℃以下，再以20℃/時緩冷卻至室溫，藉此於420℃以下之溫度域捲取的熱軋捲取步驟。
如此所得之熱軋鋼板係主要為肥粒鐵與麻田散鐵、或肥粒鐵與變韌鐵的複合組織。
另一方面，被測材料No.6與No.22之熱軋條件係與上述條件相異。被測材料No.6模擬了於740℃至660℃之範圍內維持2秒鐘，再以水噴霧冷卻至室溫，藉此於室溫下捲取的熱軋捲取步驟。被測材料No.22模擬了水噴霧冷卻至670℃後，再以20℃/時緩冷卻至室溫，藉此以670℃捲取的熱軋捲取步驟。
如此所得之熱軋鋼板的一部分，藉由酸洗去除鏽皮後，冷軋延成板厚1.6mm，再以780℃以上900℃以下加熱，以平均冷卻速度30℃/秒冷卻之條件退火。但，被測材料No.27係以920℃加熱、平均冷卻速度30℃/秒冷卻的條件退火。
該等進行熱壓之鋼板之肥粒鐵、麻田散鐵及變韌鐵的各面積率係利用EBSP(Electron Back Scatter Pattern：電子背向散射圖樣)法測定。具體而言，係自進行熱壓之鋼板於分別與軋延方向與軋延方向垂直方向的兩個方向切出截面。對該切出之各截面進行研磨及硝太蝕刻。接著，使用具有EBSP檢測器之掃描式電子顯微鏡(SEM)「商品名Quanta200(FEI製造)」，利用EBSP解析，得到切出之各截面的EBSP之IQ像(影像品質像：倍率2000倍)。然後，依據與軋延方向與軋延方向垂直方向之兩個方向的截面之各EBSP的IQ像，分別測定肥粒鐵、麻田散鐵及變韌鐵之各面積率，並求出該等之平均值。另，EBSP解析之條件係加速 電壓=25kV、作業距離=15mm、測定間距=0.2μm。
又，如以下測定該等用以熱壓之鋼板的肥粒鐵之長寬比。具體而言，自用以熱壓之鋼板切出與軋延方向與軋延方向垂直方向的兩個方向之截面。對該切出之各截面進行研磨及硝太蝕刻。接著，使用具有EBSP檢測器之掃描式電子顯微鏡(SEM)「商品名Quanta200(FEI製造)」，利用EBSP解析，得到切出之各截面的EBSP之IQ像(影像品質像：倍率2000倍)。然後，依據與軋延方向與軋延方向垂直方向之兩個方向的截面之各EBSP的IQ像，分別測定肥粒鐵結晶粒50個之長寬比，並求出該等之平均值。另，EBSP解析之條件係加速電壓=25kV、作業距離=15mm、測定間距=0.2μm。
於表2顯示用以熱壓之鋼板的鋼組織。
於瓦斯爐內以空氣燃料比0.85且表3所示之條件加熱所得之鋼板。接著，將自加熱爐取出經加熱之鋼板直到熱壓的空氣冷卻時間(自爐取出後，至放入模具之時間，即鋼板於自結束加熱起至開始熱成形為止之間曝於空氣中 冷卻的時間)變更為表3所示之時間，並使用平板之鋼製模具施行熱壓。接著，於熱壓後於使鋼板與模具接觸下以表3所示之平均冷卻速度冷卻至MS點以下之150℃，自模具取出後自然冷卻，藉此準備了各種被測用鋼板(以下，將該被測用鋼板標記為「經熱壓之鋼板」)。
冷卻係藉由於1)以冷卻水冷卻模具周圍後、2)以常溫之模具冷卻後、或3)以經加熱之模具冷卻後，以冷卻水冷卻模具周圍來實施。至150℃之前的平均冷卻速度係藉由於用以熱壓之鋼板端部裝上熱電耦，測定其溫度來測定後求得。另，加熱時間係自裝入爐後到達720℃時至從爐取出的時間。此處，實施例6、18及25係為模擬設有溝之模具改變冷卻速度之熱壓條件，於預定之空氣冷卻時間後，藉以預定之冷卻速度空氣冷卻，準備了各種被測用鋼板。
經熱壓之鋼板的肥粒鐵、回火麻田散鐵、回火變韌鐵及麻田散鐵之面積率，係與用以熱壓之鋼板的肥粒鐵、麻田散鐵及變韌鐵的各面積率同樣地利用EBSP(Electron Back Scatter Pattern：電子背向散射圖樣)法測定。於表4顯示該等之結果。
經熱壓之鋼板的肥粒鐵之長寬比係與用以熱壓之鋼板的肥粒鐵之長寬比同樣地測定。
如以下地調查經熱壓之鋼板的機械性質。亦一併於表4顯示該等之測定結果。
首先，自各鋼板於與軋延方向垂直的方向截取JIS5號抗拉試驗片，進行抗拉試驗，測定TS(抗拉強度)及 El(全伸長)。
又，自各鋼板截取彎曲稜線與軋延方向呈垂直方向的矩形試料，機械研磨其單面，製作厚1mm、寬度30mm、長度60mm的彎曲試驗片，藉由對該試驗片施行前端角度為90°、前端半徑為5mm、4mm、3mm的V彎曲試驗，評價彎曲性。另，於試驗時，以經研磨之面作為彎曲內側。以目視觀察試驗後之彎曲部表面，以以下之評價基準進行評價。
-彎曲性之評價基準-
A：前端半徑為4mm之V彎曲試驗後，未發現有破裂
B：前端半徑為4mm之V彎曲試驗後，發現有些微破裂或頸縮
C：前端半徑為4mm之V彎曲試驗後，發現有破裂
D：前端半徑為5mm之V彎曲試驗後，發現有破裂
本例中製作之鋼板雖未被模具施加熱壓，但受到與熱壓鋼板構件相同的熱履歷，鋼板之機械性質與具有相同之熱履歷的熱壓鋼板構件實質上係相同。
另，表1~表4中標有底線之數值係表示該數值所示之含量、條件、或機械特性超出本發明範圍。
表4之本發明例的被測材料No.1、3、5、6、9、10、11、13、15、17、19、21、22、24、27、28、29、31及33係全部滿足本發明條件之本發明例的鋼板構件，即熱壓鋼板構件。該等本發明例之熱壓鋼板構件均於熱成形的狀態下，抗拉強度高達980MPa以上、延性優異且彎曲性亦優異。
另一方面，被測材料No.2因鋼板之加熱溫度大於本發明規定範圍的上限，未能得到所期之組織，延性與彎曲性差。
被測材料No.4因Si含量小於本發明規定範圍的下限，故延性差。
被測材料No.7因用以熱壓之鋼板及熱壓鋼板構件未具有本發明規定之組織，故延性與彎曲性差。
被測材料No.8中用以熱壓之鋼板及熱壓鋼板構件未能得到所期之組織，延性與彎曲性差。
被測材料No.12之C含量大於本發明規定範圍之上限，且用以熱壓之鋼板及熱壓鋼板構件未具有本發明規定之組織，故延性與彎曲性差。
被測材料No.14中用以熱壓之鋼板及熱壓鋼板構件未能得到所期之組織，延性與彎曲性差。
被測材料No.16、20及25因分別之空氣冷卻時間、加熱溫度、平均冷卻速度超出本發明規定範圍，故未能得到熱壓鋼板構件所期之組織，未能得到目標之抗拉強度。
被測材料No.18因平均冷卻速度超出本發明規定範圍，故熱壓鋼板構件未能得到所期之組織，彎曲性差。
被測材料No.23之Mn含量小於本發明規定範圍之下限，且用以熱壓之鋼板及熱壓鋼板構件未具有本發明規定之組織，故未能得到目標之抗拉強度，彎曲性差。
被測材料No.26因用以熱壓之鋼板及熱壓鋼板構件未具以本發明規定之組織，故彎曲性差。
被測材料No.30之C含量小於本發明規定之範圍的下限，故未能得到目標之抗拉強度。
被測材料No.32因空氣冷卻時間超出本發明規定之範圍，熱壓鋼板構件未能得到所期之組織，彎曲性差。
此外，被測材料No.34因用以熱壓之鋼板及熱壓鋼板構件未具有本發明規定之組織，故抗拉強度低，延性亦差。
另，日本專利申請案第2013-247814號揭示之全體係作為參照引用至本說明書中。
本說明書所記載之所有文獻、專利申請案、及技術規格係與各種文獻、專利申請案、及技術規格藉由參照所引用時具體且清楚記載的情況相同地參照引用至本說明書中。

Claims (10)

  1. 一種熱成形鋼板構件，具有下述化學組成：含有以質量%計，C：0.100%~0.340%、Si：0.50%~2.00%、Mn：1.00%~3.00%、P：0.050%以下、S：0.0100%以下、sol.Al：0.001%~1.000%及N：0.0100%以下，剩餘部分由Fe及不純物所構成；且具有下述鋼組織：包含肥粒鐵、回火麻田散鐵及回火變韌鐵之至少一者、以及麻田散鐵，且以面積%計，肥粒鐵：5%~50%，回火麻田散鐵及回火變韌鐵：合計20%~70%，麻田散鐵：25%~75%，肥粒鐵、回火麻田散鐵、回火變韌鐵及麻田散鐵：合計90%以上，殘留沃斯田鐵：0%~5%。
  2. 如請求項1之熱成形鋼板構件，其中前述化學組成是以取代Fe之一部分，含有選自於由以質量%計，Ti：0.200%以下、Nb：0.200%以下、V：0.200%以下、Cr：1.000%以下、Mo：1.000%以下、Cu：1.000%以下及Ni：1.000%以下所構成群組中之1種或2種以上。
  3. 如請求項1或2之熱成形鋼板構件，其中前述化學組成是以取代Fe之一部分，含有以質量%計，B：0.0025%以下。
  4. 如請求項1或2之熱成形鋼板構件，其中前述化學組成是以取代Fe之一部分，含有選自於由以質量%計，Ca：0.0100%以下、Mg：0.0100%以下、REM：0.0100%以下及Zr：0.0100%以下所構成群組中之1種或2種以上。
  5. 如請求項1或2之熱成形鋼板構件，其中前述化學組成是以取代Fe之一部分，含有以質量%計，Bi：0.0100%以下。
  6. 一種熱成形用鋼板，具有下述化學組成：含有以質量%計，C：0.100%~0.340%、Si：0.50%~2.00%、Mn：1.00%~3.00%、P：0.050%以下、S：0.0100%以下、sol.Al：0.001%~1.000%及N：0.0100%以下，剩餘部分由Fe及不純物所構成；且具有下述鋼組織：包含長寬比係2.0以下之肥粒鐵、與麻田散鐵及變韌鐵之至少一者，且以面積%計，肥粒鐵：5%~50%，麻田散鐵及變韌鐵：合計45%~90%，肥粒鐵、麻田散鐵及變韌鐵：合計90%以上。
  7. 如請求項6之熱成形用鋼板，其中前述化學組成是以取代Fe之一部分，含有選自於由以質量%計，Ti：0.200%以下、Nb：0.200%以下、V：0.200%以下、Cr：1.000%以下、Mo：1.000%以下、Cu：1.000%以下及Ni：1.000%以下所構成群組中之1種或2種以上。
  8. 如請求項6或7之熱成形用鋼板，其中前述化學組成是以取代Fe之一部分，含有以質量%計，B：0.0025%以下。
  9. 如請求項6或7之熱成形用鋼板，其中前述化學組成是以取代Fe之一部分，含有選自於由以質量%計，Ca：0.0100%以下、Mg：0.0100%以下、REM：0.0100%以下及Zr：0.0100%以下所構成群組中之1種或2種以上。
  10. 一種熱成形鋼板構件之製造方法，係將如請求項6至9中任一項之熱成形用鋼板加熱至720℃以上且小於Ac3點之溫度域，且將鋼板於自前述結束加熱起至開始熱成形為止之間曝於空氣中冷卻之時間設為3秒鐘~20秒鐘並施行熱成形，再以10℃/秒~500℃/秒之平均冷卻速度冷卻至MS點以下的溫度域。
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