TWI632240B

TWI632240B - Hot stamping formed body and method of manufacturing same

Info

Publication number: TWI632240B
Application number: TW106101481A
Authority: TW
Inventors: 虻川玄紀; 林邦夫; 匹田和夫; 川崎薰
Original assignee: 新日鐵住金股份有限公司
Priority date: 2017-01-17
Filing date: 2017-01-17
Publication date: 2018-08-11
Also published as: TW201827611A

Abstract

從鋼板形成胚材，進行胚材的第1淬火，並在第1淬火後進行胚材的第2淬火。在進行第1淬火時，是以2℃/秒以上的平均加熱速度，將胚材加熱至(Ac3點-50)℃以上且1200℃以下的第1溫度為止，再將胚材從第1溫度冷卻至250℃以下的第2溫度為止。在進行第2淬火時，是以2℃/秒以上的平均加熱速度，將胚材從第2溫度加熱至(Ac3點-50)℃以上且1200℃以下的第3溫度為止，再將胚材從第3溫度冷卻至250℃以下的第4溫度為止。並於第1淬火、或第2淬火、或是此等二者中進行胚材之成形。

Description

熱壓印成形體及其製造方法

發明領域本發明是有關一種熱壓印成形體及其製造方法。

發明背景以往，由地球環境問題及衝撞安全性能的觀點看來，有汽車用構造零件之薄化及高強度化之訴求。為了回應這些要求，以高強度鋼板作為原材的汽車用構造零件正在增加。此外，作為高強度鋼板的成形方法，已知有被稱為熱壓印的方法。熱壓印是將C含量為0.20質量%~0.22質量%左右的鋼板在700℃以上的高溫區域壓製成形，並在壓模內或壓模外進行淬火。透過熱壓印，在鋼板強度降低的高溫區域實施成形，故可抑制像在冷壓中會發生的成形不良。此外，透過成形後的淬火可獲得以麻田散鐵為主相的組織，故能夠獲得高強度。因此，拉伸強度為1500MPa左右的熱壓印成形體廣為世界所用。

然而，本發明人等進行了用以更加高強度化之研究時，在具有1900MPa以上的拉伸強度之熱壓印成形體中，發生低應力破壞的情形一事變得明確。若會發生低應力破壞的熱壓印成形體被用於汽車用構造零件，則即便是受到於設計階段中被計算為可耐受的衝擊的情況下，仍有該零件會被破壞的可能性。因此，在確保汽車用構造零件的衝撞安全性能上，抑制低應力破壞是極為重要的。截至目前，已知有麻時效鋼的低應力破壞，但熱壓印成形體的低應力破壞尚未為人所知。

先前技術文獻專利文獻專利文獻1：日本專利特開2012-41613號公報專利文獻2：日本專利特開2014-156653號公報專利文獻3：日本專利特許第5756773號公報專利文獻4：日本專利特開2014-118613號公報專利文獻5：日本專利特許第5402191號公報

非專利文獻非專利文獻1：河部義邦：鐵與鋼，68，(1982)，2595

發明概要發明欲解決之課題本發明之目的在於提供一種高強度且可抑制低應力破壞的熱壓印成形體及其製造方法。

用以解決課題之手段本發明人等進行了研討，以究明在具有拉伸強度1900MPa以上的熱壓印成形體中會發生低應力破壞之原因。

在此，針對本案中的低應力破壞之指標進行說明。於本案中，在使用依據JIS Z 2201做出的拉伸試驗片，並以JIS Z 2241為依據之條件而進行拉伸試驗的情況下，將下述式1受到滿足前便發生斷裂的材料稱為發生低應力破壞之材料，並將式1受到滿足後才發生斷裂的材料稱為未發生低應力破壞之材料。於式1中，σ表示真應力，ε表示真應變。 dσ/dε＝σ…(式1)

式1是由變形中的體積恆定法則所引導出的荷重最大條件。通常，在開始拉伸試驗後的當下，dσ/dε會大於σ，隨著變形進展，dσ/dε會變小，同時σ會變大。然後，在未發生低應力破壞之材料中，是在dσ/dε變成與σ相等的瞬間，荷重會變成最大，而在那之後於拉伸試驗片會發生頸縮，故荷重降低。另一方面，在發生低應力破壞之材料中，於拉伸試驗片發生頸縮前，亦即在dσ/dε大於σ的階段便發生斷裂。

本發明人等在上述研討之時，首先調查了熱壓印成形體之組織與低應力破壞之關係。其結果，舊γ粒愈微細、還有粗大碳化物愈少，則低應力破壞愈不容易發生一事變得明確。

然而，在習知的熱壓印中，要兼顧舊γ粒的微細化及減少粗大碳化物是有困難的，而無法抑制低應力破壞並充分提升斷裂特性。亦即，要微細化舊γ粒，宜降低熱壓印的加熱溫度及加熱時間，但加熱溫度及加熱時間之降低會造成加熱中的碳化物之溶解量減少，而會變得容易殘留粗大碳化物。相反地，要減少粗大碳化物，宜增加熱壓印的加熱溫度及加熱時間，但加熱溫度及加熱時間之增加會導致舊γ粒的粗大化。

於是，為了兼顧熱壓印成形體的舊γ粒之微細化及粗大碳化物之減少，本發明人等針對供給於熱壓印的鋼板其組織之改良進行了研討。其結果，辨明了以下事項：為使粗大碳化物難以殘留，宜令新生麻田散鐵及回火麻田散鐵為主相，並減低容易含有粗大的碳化物之肥粒鐵及波來鐵；以及，為了在熱壓印的加熱中獲得微細的γ，宜預先使會成為往γ逆變態之成核部位之碳化物微細地分散於鋼板內。藉由熱壓印具有此種組織的鋼板，即可製得斷裂特性非常優異的熱壓印成形體。然而，此種鋼板有著以下問題。

主相為新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的鋼板，其硬度是與熱壓印後的硬度，亦即與熱壓印成形體的硬度程度相同。拉伸強度為1900MPa的熱壓印成形體，其維氏硬度為550Hv左右，故在欲獲得拉伸強度為1900MPa以上的熱壓印成形體的情況下，鋼板的維氏硬度會在550Hv左右以上。在製造熱壓印成形體的情況下，在熱壓印前要藉由剪切或衝孔加工等將鋼板進行沖裁而形成胚材時，維氏硬度為550Hv以上的鋼板之沖裁是極為困難的。

於是，本發明人等進一步進行了精闢研討。其結果，本發明人等理解到在沖裁後以預定條件進行至少2次的淬火，藉此便可獲得具有新組織並具備優異的斷裂特性之熱壓印成形體，並根據此種見解，想到了以下所示發明之各種態樣。

(1) 一種熱壓印成形體的製造方法，其特徵在於具有：從鋼板形成胚材之步驟、進行前述胚材的第1淬火之步驟、及於前述第1淬火後，進行前述胚材的第2淬火之步驟；前述進行第1淬火之步驟具有：以2℃/秒以上的平均加熱速度，將前述胚材加熱至(Ac3點-50)℃以上且1200℃以下的第1溫度為止之步驟、及將前述胚材從前述第1溫度冷卻至250℃以下的第2溫度為止之步驟；前述進行第2淬火之步驟具有：以2℃/秒以上的平均加熱速度，將前述胚材從前述第2溫度加熱至(Ac3點-50)℃以上且1200℃以下的第3溫度為止之步驟、及將前述胚材從前述第3溫度冷卻至250℃以下的第4溫度為止之步驟；且，在前述第1淬火或前述第2淬火、或是此等之二者中，進行前述胚材之成形。

(2) 如(1)所記載的熱壓印成形體之製造方法，其特徵在於：在前述加熱至第1溫度為止的步驟與前述冷卻至第2溫度為止的步驟之間，具有於前述第1溫度保持1秒以上的步驟。

(3) 如(1)或(2)所記載的熱壓印成形體之製造方法，其特徵在於：前述第3溫度是在(Ac3點-50)℃以上且1000℃以下。

(4) 如(1)~(3)之任一點所記載的熱壓印成形體之製造方法，其特徵在於：以5℃/秒以上的平均加熱速度來進行從前述第2溫度到前述第3溫度為止的加熱。

(5) 如(1)~(4)之任一點所記載的熱壓印成形體之製造方法，其特徵在於：在前述加熱至第3溫度為止的步驟與前述冷卻至第4溫度為止的步驟之間，具有於前述第3溫度保持0.1秒以上且300秒以下的步驟。

(6) 如(1)~(5)之任一點所記載的熱壓印成形體之製造方法，其特徵在於：前述進行第2淬火之步驟具有以20℃/秒的平均冷卻速度，將前述胚材從700℃冷卻至Ms點-50℃的第5溫度為止的步驟。

(7) 一種熱壓印成形體，其特徵在於具有以下所示之鋼組織：新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的面積分率：合計在80%以上、舊沃斯田鐵粒徑：20μm以下，且碳化物的平均粒徑：0.5μm以下。

(8) 如(7)所記載的熱壓印成形體，特徵在於：其C含量為0.27質量%以上、0.60質量%以下。

(9) 如(7)或(8)所記載的熱壓印成形體，特徵在於：其維氏硬度為550Hv以上。

發明效果根據本發明，便可製得高強度且能抑制低應力破壞的熱壓印成形體。

用以實施發明之形態以下說明本發明之實施例。

首先，說明本發明實施形態之熱壓印成形體的鋼組織。本實施形態之熱壓印成形體具有以下所示之鋼組織：新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的面積分率：合計在80%以上、舊沃斯田鐵粒徑：20μm以下，且碳化物的平均粒徑：0.5μm以下。熱壓印成形體是經熱壓印而獲得的成形體。

(新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的面積分率：合計在80%以上) 新生麻田散鐵及回火麻田散鐵有助於提升強度。若新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的面積分率合計低於80%，便無法獲得足夠的強度，譬如1900MPa以上的拉伸強度。因此，新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的面積分率合計要在80%以上。雖然材料的機械特性是依存於組織或相的體積分率，但只要鋼組織為等向性的話，體積分率便會與面積分率等值。然後，面積分率比體積分率更能夠簡易測定。於是，在本案中是使用面積分率。

(舊沃斯田鐵粒徑(舊γ粒徑)：20μm以下) 舊γ粒徑是舊γ粒的平均粒徑。若舊γ粒徑超過20μm，便無法獲得充分的破壞韌性，且容易發生低應力破壞。因此，舊γ粒徑要在20μm以下。從提升破壞韌性及抑制低應力破壞的觀點看來，舊γ粒徑宜在15μm以下，較佳在10μm以下。

(碳化物的平均粒徑：0.5μm以下) 若碳化物的平均粒徑超過0.5μm，則容易發生以粗大碳化物為起點的低應力破壞。因此，碳化物的平均粒徑要在0.5μm以下。從抑制低應力破壞的觀點看來，碳化物的平均粒徑宜在0.3μm以下。於碳化物中，是含有雪明碳鐵和ε碳化物等鐵系碳化物、以及碳氮化物。

於一般的鋼組織中是包含譬如肥粒鐵、波來鐵、上部變韌鐵、下部變韌鐵、殘留沃斯田鐵、新生麻田散鐵、或回火麻田散鐵、或是此等之任意組合。在此，針對測定此等組織或相的面積分率之方法的例子進行說明。

在肥粒鐵、波來鐵、上部變韌鐵、下部變韌鐵及回火麻田散鐵的面積分率之測定中，是將平行於軋延方向且平行於厚度方向的截面設定成觀察面，而從鋼板採取樣品。接著，研磨觀察面，進行硝太蝕劑蝕刻，並透過場發射掃描式電子顯微鏡(field emission scanning electron microscope：FE-SEM)，以5000倍的倍率，觀察鋼板厚度設為t時鋼板表面起深度t/8至深度3t/8為止的範圍。藉由此方法，即可鑑定肥粒鐵、波來鐵、上部變韌鐵、下部變韌鐵及回火麻田散鐵。對10個視野進行此種觀察，由10個視野的平均值可求得肥粒鐵、波來鐵、上部變韌鐵、下部變韌鐵及回火麻田散鐵的各面積分率。如後所述，上部變韌鐵、下部變韌鐵及回火麻田散鐵可根據下述來相互區別：板條狀結晶粒內鐵基碳化物之有無及其伸長方向。

上部變韌鐵為板條狀結晶粒之集合，且於板條間含有碳化物。下部變韌鐵為板條狀結晶粒的集合，且其內部含有長徑5nm以上的鐵基碳化物。下部變韌鐵中所含有的鐵基碳化物具有單一變形體，且存在於一個結晶粒內的鐵基碳化物實質上沿單一方向伸長。在此所謂的「實質上沿單一方向」意指角度差在5°以內的方向。回火麻田散鐵為板條狀結晶粒之集合，且其內部含有長徑為5nm以上的鐵基碳化物。但，不同於下部變韌鐵，回火麻田散鐵中所含有的鐵基碳化物具有複數種變形體，且存在於一個結晶粒內的鐵基碳化物是沿複數個方向伸長。因此，回火麻田散鐵與下部變韌鐵可根據鐵基碳化物伸長的方向為複數個或是單一個來進行判別。

在殘留沃斯田鐵的面積分率之測定中，是從鋼板採取樣品，並將從鋼板表面起至深度t/4為止的部分進行化學研磨，再測定平行於軋延面且從鋼板表面起深度為t/4的面中的X射線繞射強度。例如，殘留沃斯田鐵的面積分率Sγ是以下式表示。 Sγ=(I _200f+I _220f+I _311f)/(I _200b+I _211b)×100 (I _200f、I _220f、I _311f分別表示面心立方晶格(fcc)相的(200)、(220)、(311)之繞射峰強度；I _200b、I _211b則分別表示體心立方晶格(bcc)相的(200)、(211)之繞射峰強度。)

新生麻田散鐵及殘留沃斯田鐵透過硝太蝕劑蝕刻並不會被充分腐蝕，故可從肥粒鐵、波來鐵、上部變韌鐵、下部變韌鐵及回火麻田散鐵中區別出來。因此，從FE-SEM觀察之剩餘部分的面積分率減去殘留沃斯田鐵的面積分率Sγ，藉此即可特定出新生麻田散鐵的面積分率。

肥粒鐵為塊狀結晶粒，其內部未含有板條等下部組織。波來鐵為肥粒鐵及雪明碳鐵交互成層狀的組織。譬如，波來鐵中的層狀肥粒鐵是由上述塊狀肥粒鐵中區別出來。

碳化物之粒徑意指：在樣品的觀察面中，由已測定的該碳化物之面積所求得的圓等效直徑。碳化物的密度及組成可使用譬如穿透型電子顯微鏡(transmission electron microscope：TEM)或三維原子探針場離子顯微鏡(atom probe field ion microscope：AP-FIM)來進行測定；前述穿透型電子顯微鏡是具備有根據能量色散型X射線分光法(energy dispersive X-ray spectrometry：EDX)之分析功能的顯微鏡。

接下來說明本發明實施形態之熱壓印成形體以及用於其製造上的鋼板之化學組成。如上所述，本發明實施形態之熱壓印成形體是歷經鋼板的沖裁及沖裁材的至少2次的淬火所製造。因此，熱壓印成形體及鋼板之化學組成，不僅考慮熱壓印成形體的特性，還考慮了該等處理。於以下說明中，熱壓印成形體及鋼板中所含之各元素的含量單位「%」，如果沒有特別說明時，則是指「質量%」。本實施形態的熱壓印成形體具有以下所示之化學組成：C：0.27%~0.60%、Mn：0.50%~5.00%、Si：2.00%以下、P：0.030%以下、S：0.0100%以下、酸可溶性Al(sol.Al)：0.100%以下、N：0.0100%以下、B：0.0000%~0.0050%、Cr：0.00%~0.50%、Mo：0.00%~0.50%、Ti：0.000%~0.100%、Nb：0.000%~0.100%、V：0.000%~0.100%、Cu：0.000%~1.000%、Ni：0.000%~1.000%、O：0.00%~0.02%、W：0.0%~0.1%、Ta：0.0%~0.1%、Sn：0.00%~0.05%、Sb：0.00%~0.05%、As：0.00%~0.05%、Mg：0.00%~0.05%、Ca：0.00%~0.05%、Y：0.00%~0.05%、Zr：0.00%~0.05%、La0.00%~0.05%、或Ce：0.00%~0.05%，且剩餘部分：Fe及雜質。雜質可例示如：礦石及廢料等的原材料中所含有者、在製造步驟中所含有者。

(C：0.27%~0.60%) C價格便宜且在提升強度方面有很大的助益。在C含量低於0.27%時，若未含有高價的元素的話，便難以獲得充分的強度，譬如1900MPa以上的強度。因此，C含量宜在0.27%以上，較佳為0.35%以上，更佳為0.40%以上。另一方面，若C含量超過0.60%，則會有氫脆化特性大幅劣化的情形。因此，C含量宜在0.60%以下。

(Mn：0.50%~5.00%) Mn會使Ac3點降低而提升鋼板的淬火性。若Mn含量低於0.50%，會有無法獲得充分的淬火性的情形。因此，Mn含量宜在0.50%以上，較佳為1.00%以上。另一方面，若Mn含量超過5.00%，則會有淬火前的鋼板其加工性劣化的情形，並有淬火前的預成形變得困難的情況。此外，起因於Mn偏析之帶狀組織變得容易產生，而有鋼板的韌性劣化的情況。因此，Mn含量宜在5.00%以下。

(Si：2.00%以下) Si是譬如作為雜質而被含有於鋼中。若Si含量超過2.00%，Ac3點會過高，而有不得不以超過1200℃來進行淬火之加熱、或有鋼板的化學轉化處理性及鍍鋅的鍍敷性降低的情形。因此，Si含量宜在2.00%以下，較佳為1.00%以下。由於Si具有提高鋼板的淬火性之作用，故亦可含有Si。

(P：0.030%以下) P是譬如作為雜質而被含有於鋼中。P會使鋼板的加工性劣化、或使熱壓印成形體的韌性劣化。因此，P含量愈低愈好。尤其是，在P含量超過0.030%的情況下，加工性及韌性明顯降低。因此，P含量宜在0.030%以下。

(S：0.0100%以下) S是譬如作為雜質而被含有於鋼中。S會使鋼板的成形性劣化、或使熱壓印成形體的韌性劣化。因此，S含量愈低愈好。尤其是，在S含量超過0.0100%的情況下，成形性及韌性明顯降低。因此，S含量宜在0.0100%以下，較佳為0.0050%以下。

(sol.Al：0.100%以下) sol.Al是譬如作為雜質而被含有於鋼中。若sol.Al含量超過0.100%，Ac3點會過高，而有不得不以超過1200℃來進行淬火之加熱的情形。因此，sol.Al含量宜在0.100%以下。由於sol.Al具有透過脫氧來將鋼健全化之作用，故亦可含有sol.Al。

(N：0.0100%以下) N是譬如作為雜質而被含有於鋼中。N會使鋼板的成形性劣化。因此，N含量愈低愈好。尤其是，在N含量超過0.0100%的情況下，成形性明顯降低。因此，N含量宜在0.0100%以下。

B、Cr、Mo、Ti、Nb、V、Cu及Ni是亦可在熱壓印成形體及鋼板中以預定量為限度而適當含有之任意元素。

(B：0.0000%~0.0050%) B會提升鋼板的淬火性。因此，也可以含有B。為了要充分獲得此效果，B含量宜在0.0001%以上。而另一方面，若B含量超過0.0050%，則上述作用的效果會飽和，且在成本上變得較為不利。因此，B含量宜在0.005%以下。

(Cr：0.00%~0.50%) Cr會提升鋼板的淬火性。因此，也可以含有Cr。為了要充分獲得此效果，Cr含量宜在0.18%以上。而另一方面，若Cr含量超過0.50%，會有淬火前的鋼板其加工性劣化、淬火前的預成形變得困難的情形。因此，Cr含量宜在0.50%以下。

(Mo：0.00%~0.50%) Mo會提升鋼板的淬火性。因此，也可以含有Mo。為了要充分獲得此效果，Mo含量宜在0.03%以上。而另一方面，若Mo含量超過0.50%，會有淬火前的鋼板其加工性劣化、淬火前的預成形變得困難的情形。因此，Mo含量宜在0.50%以下。

(Ti：0.000%~0.100%、Nb：0.000%~0.100%、V：0.000%~0.100%) Ti、Nb及V為強化元素，其等藉由析出物強化、藉抑制肥粒鐵晶粒成長所得之細粒強化、及透過抑制再結晶的差排強化，而有助於提升鋼板之強度。為了要充分獲得此效果，Ti含量、Nb含量及V含量皆宜在0.01%以上。另一方面，若Ti含量、Nb含量或V含量超過0.100%，會有碳氮化物的析出變多而成形性劣化的情形。因此，Ti含量、Nb含量及V含量皆宜在0.100%以下。

(Cu：0.000%~1.000%、Ni：0.000%~1.000%) Cu及Ni有助於提升強度。為了要充分獲得此效果，Cu含量及Ni含量皆宜在0.01%以上。另一方面，若Cu含量或Ni含量超過1.000%，會有可酸洗性、熔接性及熱加工性等劣化的情形。因此，Cu含量及Ni含量皆宜在1.000%以下。

亦即，宜成立B：0.0000%~0.0050%、Cr：0.00%~0.50%、Mo：0.00%~0.50%、Ti：0.000%~0.100%、Nb：0.000%~0.100%、V：0.000%~0.100%、Cu：0.000%~1.000%、或Ni：0.000%~1.000%，或是該等之任意組合。

下述元素亦能以預定量為限度而刻意或不可避免地含有於熱壓印成形體及鋼板中。也就是說，亦可成立O：0.001%~0.02%、W：0.001%~0.1%、Ta：0.001%~0.1%、Sn：0.001%~0.05%、Sb：0.001%~0.05%、As：0.001%~0.05%、Mg：0.0001%~0.05%、Ca：0.001%~0.05%、Y：0.001%~0.05%、Zr：0.001%~0.05%、La0.001%~0.05%、或Ce：0.001%~0.05%，或者是該等之任意組合。

根據本發明之實施形態，便可獲得1900MPa以上的拉伸強度，即使是在發生低應力破壞的情況下，也能夠令會產生破壞之應力在1800MPa以上。而且，將此熱壓印成形體用於汽車零件時，可獲得優異的衝撞安全性，同時可將車體輕量化。譬如，將使用有拉伸強度為500MPa左右的鋼板之汽車零件，置換為拉伸強度為2500MPa左右的熱壓印成形體之零件，在此情況下，衝撞安全性為板厚的頸縮特性，且假定衝撞安全性是與板厚和鋼板強度成比例時，藉由拉伸強度變為5倍便能夠將板厚減少至1/5。該板厚減少對於汽車輕量化及提升油耗上會帶來非常大的效果。

接下來，針對本發明實施形態之熱壓印成形體的製造方法進行說明。在本發明實施形態之熱壓印成形體的製造方法中，是由具有上述化學組成的鋼板形成胚材，並對該胚材實施至少2次淬火，於2次淬火的一次或兩次中進行胚材之成形。

第1淬火(第1熱處理)主要是用以令熱壓印成形體中的碳化物其平均粒徑在0.5μm以下而進行。因此，在第1次熱處理後的鋼板其鋼組織中，易含有微細碳化物的變韌鐵、新生麻田散鐵及回火麻田散鐵之比例宜較高，而易含有粗大碳化物的肥粒鐵及波來鐵之比例宜較低。具體而言，變韌鐵、新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的合計面積分率宜在80%以上。變韌鐵、新生麻田散鐵及回火麻田散鐵亦被稱為低溫變態組織，含有其等在80%以上的鋼組織是非常微細的。只要第1次熱處理後的鋼組織是微細的話，第2淬火(第2次熱處理)後的鋼組織也會容易變得微細，而易於抑制低應力破壞。第1次熱處理後的鋼板中的碳化物個數密度宜在0.50個/μm ²以上。其原因在於，在第2次熱處理的加熱中，會使成為朝γ的逆變態之成核部位的碳化物微細地分散，而易於令第2次熱處理後的舊γ粒徑(熱壓印成形體中的舊γ粒徑)在20μm以下。此外，為了易於令熱壓印成形體中的碳化物其平均粒徑在0.5μm以下，第1次熱處理後的鋼板中的碳化物其平均粒徑也宜為較小。

(胚材之形成) 將鋼板透過剪切或衝孔加工等進行沖裁，而形成胚材。於本實施形態所使用的鋼板其維氏硬度是譬如在500Hv以下，較佳是在450Hv以下。維氏硬度在500Hv以下的話，便能夠輕易進行沖裁。此外，根據本實施形態，即使鋼板的維氏硬度是在500Hv以下，仍能夠獲得充分強度，譬如1900MPa以上的拉伸強度。

(第1淬火(第1次熱處理)) 在第1次熱處理中，是以2℃/秒以上的平均加熱速度將胚材加熱至(Ac3點-50)℃以上且1200℃以下的第1溫度為止，再將胚材從第1溫度冷卻至250℃以下的第2溫度為止。

若第1溫度低於(Ac3點-50℃)，胚材中的碳化物便不會充分溶解，而難以令熱壓印成形體中的碳化物其平均粒徑在0.5μm以下。因此，第1溫度為(Ac3點-50℃)，且宜在900℃以上，較佳為1000℃以上。另一方面，若第1溫度超過1200℃，則該效果會飽和，徒使加熱所需的成本增加而已。因此，第1溫度是在1200℃以下。

若到第1溫度為止的平均加熱速度低於2℃/秒，則在升溫中舊γ粒會粗大化，即便進行第2次淬火，要令熱壓印成形體的舊γ粒徑在20μm以下仍是有困難的。因此，到第1溫度為止的平均加熱速度是在2℃/秒以上，理想是在5℃/秒以上，較佳為10℃/秒以上，更佳為100℃/秒以上。加熱方法並無特別限定，是以譬如環境氣體加熱、電加熱及紅外線加熱為例示說明。

理想是在第1溫度保持1秒以上的時間。若保持時間低於1秒，會有碳化物未充分溶解的情形。因此，保持時間宜在1秒以上，較佳為100秒以上。另一方面，若保持時間超過600秒，則該效果會飽和，生產性降低，徒使成本增加而已。因此，保持時間宜在600秒以下。

若冷卻停止溫度，即第2溫度超過250℃，會容易生成易含有粗大碳化物的肥粒鐵及波來鐵，易含有微細碳化物的低溫變態組織則難以生成。因此，第2溫度是在250℃以下。

從第1溫度到第2溫度為止的冷卻中，在從700℃到500℃為止的溫度區中，平均冷卻速度宜在10℃/秒以上。這是為了要避免肥粒鐵變態及波來鐵變態之故。

在從第1溫度到700℃為止的溫度區中，亦可進行伴隨著胚材的輸送之空冷。冷卻方法並無特別限定，是以譬如氣體冷卻及水冷卻為例示說明。在進行氣體冷卻或水冷卻的情況下，宜先對胚材賦與張力，以使胚材不會因熱應力而變形。也可以用模具進行壓製再透過從模具之排熱來冷卻胚材。也可以在模具內將水噴灑於胚材上以冷卻胚材。在模具內冷卻的情況下，可以用平坦的模具來壓製胚材，並在平板的狀態下結束第1次熱處理；也可以在第1次熱處理中，以熱壓印成形體的形狀之模具來壓製胚材。也可以分成第1次熱處理及第2次熱處理的2個階段來加工成熱壓印成形體的形狀。

又，Ac3點(℃)可根據下述式進行計算。於此，[X]表示元素X之含量(質量%)。 Ac3點＝910-203√[C]-30[Mn]-11[Cr]＋44.7[Si] ＋400[Al]＋700[P]-15.2[Ni]-20[Cu] ＋400[Ti]＋104[V]＋31.5[Mo]

(第2淬火(第2次熱處理)) 在第2次熱處理中，是以2℃/秒以上的平均加熱速度，將胚材從第2溫度加熱至(Ac3點-50)℃以上且1200℃以下的第3溫度為止，再將胚材從第3溫度冷卻至250℃以下的第4溫度為止。

若第3溫度低於(Ac3點-50℃)，則朝γ的逆變態不足，會有難以獲得充分的拉伸強度，譬如1900MPa以上的拉伸強度的情形。因此，第3溫度是在(Ac3點-50℃)以上，且宜為(Ac3點-20℃)以上，較佳為Ac3點以上。另一方面，若第3溫度超過1200℃，舊γ粒會粗大化，而難以令熱壓印成形體的舊γ粒徑在20μm以下。因此，第3溫度是在1200℃以下，理想是在1000℃以下，較佳為900℃以下，更佳為850℃以下。

若到第3溫度為止的平均加熱速度低於2℃/秒，則在升溫中舊γ粒會粗大化，而難以令熱壓印成形體的舊γ粒徑在20μm以下。因此，到第3溫度為止的平均加熱速度是在2℃/秒以上，理想是在5℃/秒以上，較佳為10℃/秒以上，更佳為100℃/秒以上。加熱方法並無特別限定，是以譬如環境氣體加熱、電加熱及紅外線加熱為例示說明。若第1次熱處理後的胚材形狀為平板狀的話，則在上述3種當中以電加熱最為理想。其是因為電加熱能夠達成最高的升溫速度之故。而在第1次熱處理中進行成形的情況下，在上述3種當中則以紅外線加熱最為理想。其是因為要以電加熱來將已成形的胚材均等地加熱是有困難的，而比起環境氣體加熱，紅外線加熱更能達成較高的升溫速度之故。

理想是在第3溫度保持0.1秒~300秒的時間。若保持時間低於0.1秒，則朝γ的逆變態不足，會有難以獲得充分的拉伸強度，譬如1900MPa以上的拉伸強度的情形。因此，保持時間宜在0.1秒以上。另一方面，若保持時間在300秒以上，則舊γ粒會粗大化，而有難以令熱壓印成形體的舊γ粒徑在20μm以下的情形。因此，保持時間宜在300秒以下，較佳是在30秒以下。

若冷卻停止溫度，即第4溫度超過250℃，則淬火不充分，致使熱壓印成形體的麻田散鐵不足。因此，第4溫度是在250℃以下，較佳是在Ms點(℃)-50℃以下。

於到第4溫度為止的冷卻中，在從700℃到Ms點-50℃為止的溫度區中，平均冷卻速度宜在20℃/秒以上。若在從700℃到Ms點-50℃為止的溫度區中，其平均冷卻速度低於20℃/秒的話，會發生肥粒鐵變態、波來鐵變態或變韌鐵變態，而有新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的面積分率會變成合計低於80%的情形。因此，在從700℃到Ms點-50℃為止的溫度區中，其平均冷卻速度宜在20℃/秒以上。

又，Ms點(℃)可根據下述式進行計算。於此，[X]表示元素X之含量(質量%)。 Ms點＝539-423[C]-30.4[Mn]-17.7[Ni] -12.1[Cr]-7.5[Mo]

從第3溫度到第4溫度為止的冷卻速度其上限並未特別限定，但即便使用用以冷卻的特殊裝置，在工業上，冷卻速度一般是在2000℃/秒以下。冷卻速度大致上，若是單純的水冷的話是在1000℃/秒以下，而若是單純的模具冷卻的話是在500℃/秒以下。從第1溫度到第2溫度為止的冷卻中，其冷卻速度上限亦是相同。

從第3溫度到第4溫度為止的胚材之冷卻是在模具內進行。可透過從模具之排熱來冷卻胚材，也可以在模具內將水噴灑於胚材上以冷卻胚材。

如此一來，便可製造本發明實施形態的熱壓印成形體。

從模具取出熱壓印成形體後，亦可將熱壓印成形體供給至加熱，以50℃~650℃的溫度加熱6小時以內。在該加熱溫度為50℃~400℃的情況下，於加熱中會有微細碳化物析出至麻田散鐵中，而氫脆化特性提升。在該加熱溫度為400~650℃的情況下，於加熱中會有合金碳化物、金屬間化合物或此等之兩者析出，透過粒子分散強化，強度便會上升。

從第1淬火結束後到開始第2淬火為止的時間並未特別限定，但依據胚材的組成，胚材中的微細碳化物會因長時間保持在室溫下而成長，而有第2淬火後的碳化物其平均粒徑變大的可能性。因此，上述時間宜在1個月以內，較佳是在1週以內，更佳則是在1天以內。

也可以重複進行2次以上的第1淬火、第2淬火或是其等之二者。淬火次數愈多，熱壓印成形體的舊γ粒徑愈容易變小。如上所述，舊γ粒徑宜在15μm以下，較佳是在10μm以下，而淬火次數愈多，便愈容易獲得15μm以下或10μm以下的舊γ粒徑。

接著，說明適合用於製造熱壓印成形體的鋼板其製造方法之例子。適合用於製造熱壓印成形體的鋼板可以是下述之任一者：未實施退火的熱軋鋼板、已對熱軋鋼板實施退火的熱軋退火鋼板、已對熱軋鋼板或熱軋退火鋼板實施冷軋延且是維持在冷軋延後之狀態的冷軋鋼板、及已對冷軋鋼板實施退火的冷軋退火鋼板。

在此例子中，首先是藉由常規方法熔製具有上述化學組成的鋼，並進行連續鑄造而製得鋼胚。也可以鑄造鋼而製得鋼塊，並將鋼塊進行分塊輥軋而製得鋼片。由生產性的觀點看來，連續鑄造較為理想。

為有效抑制Mn的中心偏析及V字形偏析，連續鑄造的鑄造速度宜設為低於2.0m/分鐘。此外，鑄造速度宜設為1.2m/分鐘以上，以保持良好的鋼胚表面潔淨度且確保生產性。

接著，對鋼胚或鋼片實施熱軋延。在熱軋延中，為了夾雜物之固溶化，宜將鋼胚加熱溫度設在1100℃以上，並將完工溫度設在850℃以上。捲取溫度從加工性的觀點看來，宜設在500℃以上；且從抑制因鏽皮生成而導致產率下降之觀點看來，宜設在650℃以下。

之後，對透過熱軋延而製得的熱軋鋼板，藉由酸洗等來實施脫鏽處理。便可將脫鏽處理後的熱軋鋼板用於製造熱壓印成形體。

在脫鏽處理後，亦可對熱軋鋼板實施熱軋板退火。也可以將透過熱軋板退火而製得的熱軋退火鋼板用於製造熱壓印成形體。

在熱軋板退火後，亦可對熱軋退火鋼板實施冷軋延。可將透過冷軋延而製得的冷軋鋼板用於製造熱壓印成形體。在熱軋退火鋼板為硬質的情況下，宜在冷軋延之前先實施退火來提高加工性。冷軋延依常規方法進行即可。由確保良好平坦的觀點看來，在冷軋延中的軋縮率宜設為30%以上，且為了避免荷重變得過大，宜將其設為80%以下。

亦可對冷軋鋼板實施冷軋板退火。可將透過冷軋板退火而製得的冷軋退火鋼板用於製造熱壓印成形體。

在熱軋板退火及冷軋板退火中，也可以因應需要並遵循常規方法實施脫脂等處理後，再實施退火。由使鋼組織均一化之觀點及生產性的觀點看來，退火宜在連續退火產線進行。於連續退火產線進行退火的情況下，理想是在Ac3點以上且(Ac3點＋100℃)以下的溫度區中，以1秒鐘以上且1000秒鐘以下進行均熱，接著宜在250℃以上且550℃以下的溫度區中，保持1分鐘以上且30分鐘以下。

亦可對熱軋鋼板、熱軋退火鋼板、冷軋鋼板或冷軋退火鋼板實施鍍敷。在鍍敷是實施鋅系鍍敷的情況下，由生產性的觀點看來，理想是在連續熔融鍍鋅產線中實施熔融鋅系鍍敷。在此情況下，於連續熔融鍍鋅產線中，可在熔融鋅系鍍敷之前先實施退火，也可以令均熱溫度為低溫而不實施退火便實施鋅系鍍敷。也可以在熔融鋅系鍍敷之後進行合金化處理，做成合金化熔融鍍鋅鋼板。亦可藉由電鍍來實施鋅系鍍敷。鋅系鍍敷的例子，可例示如：熔融鍍鋅、合金化熔融鍍鋅、電鍍鋅、熔融鍍鋅-鋁合金、電鍍鎳-鋅合金、及電鍍鐵-鋅合金。鍍敷的附著量未特別限制，與習知鍍敷鋼板之附著量同等程度即可。鋅系鍍敷雖可於鋼材表面的至少一部分上實施，但一般而言，鋼板的鋅系鍍敷是實施在鋼板的單面或兩面的全體上。

再者，上述實施形態均僅是用於表示實施本發明時的具體化之例者，並非用以透過其等而限定解釋本發明之技術範圍者。亦即，本發明只要沒有脫離其技術思想或其主要特徵，即能以各種形式實施。

實施例接下來說明本發明之實施例。實施例中之條件，是為了確認本發明之可實施性以及效果而採用的一個條件例，本發明並不受限於此一條件例。只要能在不脫離本發明之宗旨並達成本發明之目的下，本發明為可採用各種條件。

(第1實驗) 對具有表1所示的化學組成之鋼胚實施熱軋延。在熱軋延中，是將鋼胚加熱溫度設為1250℃，將完工溫度設為930℃，捲取溫度設為650℃。從完工溫度(930℃)到捲取溫度(650℃)為止的冷卻中，則是將平均冷卻速度設為20℃/秒。如此一來，便製得厚度為1.6mm或3.2mm的熱軋鋼板。接著，進行了熱軋鋼板的脫鏽處理。表1所示之化學組成的剩餘部分為Fe及雜質。表1中的底線表示該數值超出本發明的範圍外。

[表1]

之後，以如後之方式，由厚度為3.2mm的熱軋鋼板製作出冷軋鋼板、鍍鋁鋼板、熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板。首先，對厚度為3.2mm的熱軋鋼板以600℃進行2個小時的熱軋板退火，再進行軋縮率為50%的冷軋延，製得厚度為1.6mm的冷軋鋼板。接著，以連續熔融退火設備或連續熔融鍍敷設備，進行一部分的冷軋鋼板之退火。在該退火中，是將冷軋鋼板在800℃下保持120秒鐘後，再於400℃保持200秒鐘。退火後，以500℃以下的溫度對冷軋鋼板進行熔融鍍鋁、熔融鍍鋅或合金化熔融鍍鋅。如此一來，作為熱壓印用鋼板，便準備有熱軋鋼板、冷軋鋼板、鍍鋁鋼板、熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板。

之後，將熱壓印用鋼板進行沖裁而形成胚材，並進行胚材的第1淬火(第1次熱處理)及第2淬火(第2次熱處理)。於表2及表3中顯示第1次熱處理的條件及第2次熱處理的條件。又，在第1次熱處理中是進行環境氣體加熱；從保持溫度起到700℃為止是進行空冷；從700℃起到冷卻停止溫度為止則是在平板狀的模具內，以50℃/秒的平均冷卻速度進行冷卻。在第2次熱處理中，在加熱速度為50℃/秒以下的情況下是進行環境氣體加熱；在超過50℃/秒的情況下則是進行電加熱。從保持溫度起到700℃為止是進行空冷；從700℃起到冷卻停止溫度為止則是在模具內進行壓製成形，同時以100℃/秒的平均冷卻速度進行冷卻。如此一來，便製造出各種熱壓印成形體。表2及表3中的底線是表示該數值在超出本發明的範圍外。

[表2]

[表3]

觀察在第1次熱處理後且第2次熱處理前的鋼組織、以及第2次熱處理後的鋼組織。並將該結果顯示於表4及表5。鋼組織的觀察方法是如上所述。此外，自熱壓印成形體採取依據JIS Z 2201而做出的拉伸試驗片，並藉由依據JIS Z 2241之拉伸試驗來測定拉伸最大強度。每個試驗No.要進行5次拉伸試驗，並令5個拉伸最大強度之平均值為該試驗No.的拉伸強度。此結果亦顯示於表4~表5。之所以令拉伸強度為平均值，是因為在產生低應力破壞的情況下，即使製造條件相同，在斷裂應力上仍容易產生較大的參差。針對某真應變ε _a及真應力σ _a，在滿足下述式2前便產生斷裂的樣品是判定為：有發生低應力破壞；而在滿足式2後才產生斷裂的材料則是判定為：未發生低應力破壞。於式2中，Δε _a是設為0.0002，Δσ _a是設為「真應變為『ε _a+0.0002』時的真應力σ _a+1」和「真應變為『ε _a』時的真應力σ _a」之差(Δσ _a=σ _a+1-σ _a)。 Δσ _a/Δε _a=σ _a…(式2)

[表4]

[表5]

如表4及表5所示，於本發明範圍內的發明例(試驗No.2~No.5、No.8~No.16、No.21~No.22、No.24~No.27、No.30~No.31、No.36~No.40、No.46~No.50、No.56~No.63、No.69~No.70)中，並未發生低應力破壞，或是即便有發生，會產生破壞的應力則是在1800MPa以上。

在試驗No.1中，第1淬火的保持溫度過低，故熱壓印成形體的舊γ粒徑不足，碳化物的平均粒徑過大，而未能獲得充分的拉伸強度。在試驗No.6中，由於沒有進行第1淬火，故熱壓印成形體的舊γ粒徑不足，碳化物的平均粒徑過大，且發生低應力破壞，而未能獲得充分的拉伸強度。在試驗No.7中，第1淬火的冷卻停止溫度過高，故熱壓印成形體的舊γ粒徑不足，碳化物的平均粒徑過大，且發生低應力破壞，而未能獲得充分的拉伸強度。

在試驗No.17中，第1淬火的平均加熱速度過低，故熱壓印成形體的舊γ粒徑不足，發生低應力破壞，而未能獲得充分的拉伸強度。在試驗No.18中，第1淬火的保持溫度過低，故熱壓印成形體的舊γ粒徑不足，碳化物的平均粒徑過大，且發生低應力破壞，而未能獲得充分的拉伸強度。在試驗No.19中，第2淬火的平均加熱速度過低，故熱壓印成形體的舊γ粒徑不足，發生低應力破壞，而未能獲得充分的拉伸強度。在試驗No.20中，第2淬火的冷卻停止溫度過高，故新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的合計面積分率不足，而未能獲得充分的拉伸強度。

在試驗No.23中，第1淬火的保持溫度過低，故熱壓印成形體的舊γ粒徑不足，碳化物的平均粒徑過大，而未能獲得充分的拉伸強度。在試驗No.28中，第1淬火的保持溫度過低，故熱壓印成形體的舊γ粒徑不足，碳化物的平均粒徑過大，發生低應力破壞，而未能獲得充分的拉伸強度。在試驗No.29中，由於沒有進行第1淬火，故熱壓印成形體的舊γ粒徑不足，碳化物的平均粒徑過大，發生低應力破壞，而未能獲得充分的拉伸強度。在試驗No.32中，第1淬火的平均加熱速度過低，故熱壓印成形體的舊γ粒徑不足，發生低應力破壞，而未能獲得充分的拉伸強度。在試驗No.33中，第1淬火的冷卻停止溫度過高，故熱壓印成形體的碳化物其平均粒徑過大，而發生低應力破壞，未能獲得充分的拉伸強度。在試驗No.34中，第2淬火的平均加熱速度過低，故熱壓印成形體的舊γ粒徑不足，發生低應力破壞，而未能獲得充分的拉伸強度。在試驗No.35中，第2淬火的冷卻停止溫度過高，故新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的合計面積分率不足，而未能獲得充分的拉伸強度。

在試驗No.41中，第1淬火的平均加熱速度過低，故熱壓印成形體的舊γ粒徑不足，發生低應力破壞，而未能獲得充分的拉伸強度。在試驗No.42中，第1淬火的保持溫度過低，故熱壓印成形體的舊γ粒徑不足，碳化物的平均粒徑過大，發生低應力破壞，而未能獲得充分的拉伸強度。在試驗No.43中，第1淬火的冷卻停止溫度過高，故熱壓印成形體的碳化物其平均粒徑過大，而發生低應力破壞，未能獲得充分的拉伸強度。在試驗No.44中，第2淬火的平均加熱速度過低，故熱壓印成形體的舊γ粒徑不足，發生低應力破壞，而未能獲得充分的拉伸強度。在試驗No.45中，第2淬火的冷卻停止溫度過高，故新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的合計面積分率不足，而未能獲得充分的拉伸強度。

在試驗No.51中，第1淬火的平均加熱速度過低，故熱壓印成形體的舊γ粒徑不足，發生低應力破壞，而未能獲得充分的拉伸強度。在試驗No.52中，第1淬火的保持溫度過低，故熱壓印成形體的舊γ粒徑不足，碳化物的平均粒徑過大，發生低應力破壞，而未能獲得充分的拉伸強度。在試驗No.53中，第1淬火的冷卻停止溫度過高，故熱壓印成形體的碳化物其平均粒徑過大，而發生低應力破壞，未能獲得充分的拉伸強度。在試驗No.54中，第2淬火的平均加熱速度過低，故熱壓印成形體的舊γ粒徑不足，發生低應力破壞，而未能獲得充分的拉伸強度。在試驗No.55中，第2淬火的冷卻停止溫度過高，故新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的合計面積分率不足，而未能獲得充分的拉伸強度。

在試驗No.64中，第1淬火的平均加熱速度過低，故熱壓印成形體的舊γ粒徑不足，發生低應力破壞，而未能獲得充分的拉伸強度。在試驗No.65中，第1淬火的保持溫度過低，故熱壓印成形體的舊γ粒徑不足，碳化物的平均粒徑過大，發生低應力破壞，而未能獲得充分的拉伸強度。在試驗No.66中，第1淬火的冷卻停止溫度過高，故熱壓印成形體的碳化物其平均粒徑過大，而發生低應力破壞，未能獲得充分的拉伸強度。在試驗No.67中，第2淬火的平均加熱速度過低，故熱壓印成形體的舊γ粒徑不足，發生低應力破壞，而未能獲得充分的拉伸強度。在試驗No.68中，第2淬火的冷卻停止溫度過高，故新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的合計面積分率不足，而未能獲得充分的拉伸強度。

(第2實驗) 在第2實驗中，是設定成與第1實驗中的No.10、No.31、No.37、No.47及No.58相同而形成胚材，並進行胚材的第1淬火(第1次熱處理)、第2淬火(第2次熱處理)及第3淬火(第3次熱處理)。於表6中顯示第1次熱處理的條件、第2次熱處理的條件及第3次熱處理的條件。如表6所示，於第3次熱處理中，在加熱速度為50℃/秒以下的情況下是進行環境氣體加熱，而在超過50℃/秒的情況下則是進行電加熱。從保持溫度起到700℃為止是進行空冷；從700℃起到冷卻停止溫度為止則是在模具內進行壓製成形，同時以100℃/秒的平均冷卻速度進行冷卻。如此一來，便製造出各種熱壓印成形體。

[表6]

然後，觀察第3次熱處理後的鋼組織，並將此結果顯示於表7中。鋼組織的觀察方法是如上所述。此外，設定為與第1實驗相同而進行拉伸試驗。此結果亦顯示於表7。

[表7]

如表7所示，在任一個發明例中，比起未進行第3淬火的發明例(試驗No.10、No.31、No.37、No.47或No.58)，其舊γ粒徑小，而可獲得較為優異的機械特性。

產業上之可利用性本發明可利用於例如，與適合用做汽車零件的熱壓印成形體相關之產業。

Claims

一種熱壓印成形體的製造方法，其特徵在於具有：從鋼板形成胚材之步驟、進行前述胚材的第1淬火之步驟、及於前述第1淬火後，進行前述胚材的第2淬火之步驟；前述進行第1淬火之步驟具有：以2℃/秒以上的平均加熱速度，將前述胚材加熱至(Ac3點-50)℃以上且1200℃以下的第1溫度為止之步驟、之後於前述第1溫度保持1秒以上之步驟、及將前述胚材從前述第1溫度冷卻至250℃以下的第2溫度為止之步驟；前述進行第2淬火之步驟具有：以2℃/秒以上的平均加熱速度，將前述胚材從前述第2溫度加熱至(Ac3點-50)℃以上且1200℃以下的第3溫度為止之步驟、之後於前述第3溫度保持0.1秒以上之步驟、及將前述胚材從前述第3溫度冷卻至250℃以下的第4溫度為止之步驟；且，在前述第1淬火、或前述第2淬火、或是此等之二者中，進行前述胚材之成形。
如請求項1的熱壓印成形體的製造方法，其中，前述第3溫度是在(Ac3點-50)℃以上且1000℃以下。
如請求項1的熱壓印成形體的製造方法，其中，以5℃/秒以上的平均加熱速度來進行從前述第2溫度到前述第3溫度為止的加熱。
如請求項2的熱壓印成形體的製造方法，其中，以5℃/秒以上的平均加熱速度來進行從前述第2溫度到前述第3溫度為止的加熱。
如請求項1的熱壓印成形體的製造方法，其中，在前述第3溫度保持0.1秒以上之步驟中，是於前述第3溫度保持0.1秒以上且300秒以下。
如請求項2的熱壓印成形體的製造方法，其中，在前述第3溫度保持0.1秒以上之步驟中，是於前述第3溫度保持0.1秒以上且300秒以下。
如請求項3的熱壓印成形體的製造方法，其中，在前述第3溫度保持0.1秒以上之步驟中，是於前述第3溫度保持0.1秒以上且300秒以下。
如請求項4的熱壓印成形體的製造方法，其中，在前述第3溫度保持0.1秒以上之步驟中，是於前述第3溫度保持0.1秒以上且300秒以下。
如請求項1的熱壓印成形體的製造方法，其中，前述進行第2淬火之步驟具有以20℃/秒的平均冷卻速度，將前述胚材從700℃冷卻至Ms點-50℃的第5溫度為止的步驟。
如請求項2的熱壓印成形體的製造方法，其中，前述進行第2淬火之步驟具有以20℃/秒的平均冷卻速度，將前述胚材從700℃冷卻至Ms點-50℃的第5溫度為止的步驟。
如請求項3的熱壓印成形體的製造方法，其中，前述進行第2淬火之步驟具有以20℃/秒的平均冷卻速度，將前述胚材從700℃冷卻至Ms點-50℃的第5溫度為止的步驟。
如請求項4的熱壓印成形體的製造方法，其中，前述進行第2淬火之步驟具有以20℃/秒的平均冷卻速度，將前述胚材從700℃冷卻至Ms點-50℃的第5溫度為止的步驟。
如請求項5的熱壓印成形體的製造方法，其中，前述進行第2淬火之步驟具有以20℃/秒的平均冷卻速度，將前述胚材從700℃冷卻至Ms點-50℃的第5溫度為止的步驟。
如請求項6的熱壓印成形體的製造方法，其中，前述進行第2淬火之步驟具有以20℃/秒的平均冷卻速度，將前述胚材從700℃冷卻至Ms點-50℃的第5溫度為止的步驟。
如請求項7的熱壓印成形體的製造方法，其中，前述進行第2淬火之步驟具有以20℃/秒的平均冷卻速度，將前述胚材從700℃冷卻至Ms點-50℃的第5溫度為止的步驟。
如請求項8的熱壓印成形體的製造方法，其中，前述進行第2淬火之步驟具有以20℃/秒的平均冷卻速度，將前述胚材從700℃冷卻至Ms點-50℃的第5溫度為止的步驟。
一種熱壓印成形體，其特徵在於具有以下所示之鋼組織：新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的面積分率：合計在80%以上、舊沃斯田鐵粒徑：20μm以下，且碳化物的平均粒徑：0.5μm以下。
如請求項17的熱壓印成形體，其C含量為0.27質量%以上且在0.60質量%以下。
如請求項17或18的熱壓印成形體，其維氏硬度為550Hv以上。