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CN105899700A - 热成形构件及其制造方法 - Google Patents

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CN105899700A
CN105899700A CN201480072496.1A CN201480072496A CN105899700A CN 105899700 A CN105899700 A CN 105899700A CN 201480072496 A CN201480072496 A CN 201480072496A CN 105899700 A CN105899700 A CN 105899700A
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Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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Abstract

本发明涉及的热成形构件具有规定的化学组成，且具有下述金属组织：以面积％计，铁素体为10％～90％，未再结晶铁素体为0％～2.0％，及马氏体为10％～90％，所述铁素体及所述马氏体的合计面积率为90％～100％，所述铁素体的平均粒径为0.5μm～5.0μm，抗拉强度为900MPa～1800MPa。

Description

热成形构件及其制造方法
技术领域
本发明涉及例如在汽车的车身结构部件等机械结构部件等中使用的热成形构件及其制造方法。具体而言，本发明涉及具有900MPa以上的抗拉强度、同时具有优异的延展性和冲击特性的热成形构件及其制造方法。
背景技术
近年来，为了汽车的轻量化，一直在进行将车体中使用的钢材高强度化、减少钢材的使用重量的努力。就在涉及汽车的技术领域中被广泛使用的薄钢板而言，伴随着钢板强度的增加，压制成形性降低，制造具有复杂的形状的构件变得困难。具体而言，产生下面的问题：随着钢板强度的增加钢板的延展性降低，因此，在构件中的加工度高的部位产生断裂，及/或构件的回弹和壁翘曲变大，构件的尺寸精度劣化。因此，对具有高强度、特别是900MPa级以上的抗拉强度的钢板应用压制成形来制造具有复杂形状的构件并不容易。若通过辊成形而不是压制成形，虽然能够加工高强度的钢板，但辊成形仅能够适用于在长度方向上具有同样的截面的构件的制造方法。
另一方面，如专利文献1所示的那样，在将加热了的钢板进行压制成形的被称为热压的方法中，能够从高强度钢板将复杂的形状的构件以良好的尺寸精度进行成形。原因是，在热压工序中，钢板在被加热到高温的状态下被加工，因此加工时的钢板为软质，且具有高延展性。另外，在热压中，通过将钢板在压制加工前预先加热至奥氏体单相区，在压制加工后将钢板在模具内骤冷(淬火)，也能够实现由马氏体相变带来的构件的高强度化。因此，热压法为能够同时确保构件的高强度化和钢板的成形性的优异的成形方法。
此外，在专利文献2中公开了一种预压制淬火法，其在室温下将钢板预先成形为规定的形状，将由此得到的构件加热至奥氏体区，进而在模具内进行骤冷，由此实现构件的高强度化。作为热压的一方式的预压制淬火法利用模具约束构件，因而能够抑制由热应变引起的构件的变形。预压制淬火法是使构件高强度化、且能获得高的尺寸精度的优异的成形方法。
但是，近年来，对于热成形构件变得也要求延展性，从而产生以下问题：对于金属组织实质上为马氏体单相的以专利文献1和专利文献2为代表的现有技术，无法应对上述要求。
另外，在专利文献3中公开了通过将C的含量限制在0.1％以下的钢板加热到奥氏体单相区，并进行热压，形成含有铁素体和马氏体的复相组织，由此获得视作延展性优异的构件。通过如此将钢板加热到奥氏体单相区，构件的金属组织变得均匀。然而，由专利文献3的实施例的记载等清楚可知，在专利文献3记载的构件中将C的含量限制在0.1％以下，因此构件的抗拉强度顶多为700MPa，不具有有助于汽车的轻量化的充分的强度。
另外，在专利文献4中公开了通过将添加了大量的Cr的钢板加热到奥氏体单相区，在压制前后，使奥氏体的一部分发生铁素体相变，使组织成为复相、具体而言为铁素体和马氏体的双相，由此获得抗拉强度为980MPa以上、并且延展性优异的构件。然而，如果使用专利文献4中公开的那样的大量添加了Cr的钢，则在钢中形成的渗碳体和M23C6等碳化物在加热中变得难于固溶，因此对于确保稳定的机械特性，长时间的加热成为必要。此外，铁素体相变所需要的时间变长，因此一旦加热到奥氏体单相区之后，为了形成双相组织，长时间保持这样的制造工序成为新的需要。因此，该方法是不仅导致热成形构件的制造成本的增加、而且明显阻碍生产率的方法，作为量产技术是不适合的。
另一方面，在专利文献5～7中公开了将平均粒径(铁素体相的平均粒径、或者在进一步含有第2相时为铁素体相与第2相的平均粒径)为15μm以下的冷轧钢板加热以成为铁素体与奥氏体的双相组织，在保持该组织的状态下进行压制，在模具内进行骤冷，由此获得组织为铁素体与马氏体的双相、各自的平均粒径为7μm以下、高强度且延展性优异的构件。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：英国专利公报1490535号
专利文献2：日本特开平10-96031号公报
专利文献3：日本特表2010-521584号公报
专利文献4：日本特开2010-131672号公报
专利文献5：日本特开2010-65293号公报
专利文献6：日本特开2010-65292号公报
专利文献7：日本特开2010-65295号公报
发明内容
发明所要解决的问题
如专利文献5～7中所记载的，热成形构件的金属组织受到供于热压的钢板的金属组织的影响。特别是，金属组织的微细化如专利文献5～7所示，是有助于构件的延展性提高的重要的组织控制方法。
另一方面，本发明人等新发现：通过将供于热成形的钢板的组织微细化并且均匀化，能够将构件的冲击特性提高。然后进一步发现：为了使供于热成形的钢板的组织微细化并且均匀化，将热轧钢板冷轧、进而在再结晶温度下退火是必要的。
关于该点，在专利文献5～7所公开的方法中，为了使供于热压的钢板的组织微细化，将退火温度控制在Ac1点附近。根据本发明人等的见识，在这样的制造条件下，未再结晶铁素体较多残留在供于热压的钢板中。而且，那样的未再结晶铁素体即使在铁素体与奥氏体共存的双相温度区加热也不会再结晶，因此热压后的组织变得极不均匀。另外，在专利文献5～7所公开的方法中，还假定钢板中含有较多的Ti。Ti具有妨碍铁素体的再结晶的作用，因此如果含有较多的Ti，未再结晶铁素体有可能较多残留。然而，在专利文献5～7所公开的技术中，未见到控制未再结晶铁素体的想法。因此，在专利文献5～7所公开的方法中，能够使热成形构件的组织微细化，使其延展性提高，但其冲击特性明显不足。
如此，能提供通过热成形制造、具有900MPa以上的抗拉强度、且延展性及冲击特性优异的构件的量产技术尚未确立。
本发明的具体课题是：提供如上所述的以往不能量产的延展性及冲击特性优异、抗拉强度为900MPa以上的热成形构件及其制造方法。
用于解决问题的手段
本发明人等为了改善抗拉强度为900MPa以上的热成形构件的延展性和冲击特性，进行了深入研究，结果得到下述新见识：通过(1)将热成形构件的Ti含量设定在限制的范围内，(2)将热成形构件的金属组织设定为由铁素体和马氏体构成的微细且均匀的金属组织，可改善热成形构件的延展性和冲击特性。而且得到下述新见识：通过将具有上述化学组成、并且具有微细且均匀的金属组织的钢板用作供于热成形的钢板，并且将热成形时的热处理条件适当化，能实现具有上述金属组织的热成形构件。
本发明是基于该见识而完成的，其要旨如下所述。
(1)本发明的一方式涉及的热成形构件，其化学组成以质量％计为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％、以及剩余部分：Fe及杂质，且具有下述金属组织：以面积％计，铁素体为10％～90％，未再结晶铁素体为0％～2.0％，及马氏体为10％～90％，所述铁素体及所述马氏体的合计面积率为90％～100％，所述铁素体的平均粒径为0.5μm～5.0μm，抗拉强度为900MPa～1800MPa。
(2)上述(1)所述的热成形构件，所述化学组成以质量％计可以含有选自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％、及Ni：0.005％～1.0％中的1种或2种以上。
(3)上述(1)或(2)所述的热成形构件，所述化学组成以质量％计可以含有选自Ca：0.0003％～0.01％、Mg：0.0003％～0.01％、REM：0.0003％～0.01％、及Zr：0.0003％～0.01％中的1种或2种以上。
(4)上述(1)～(3)中任一项所述的热成形构件，所述化学组成以质量％计可以含有B：0.0003％～0.01％。
(5)上述(1)～(4)中任一项所述的热成形构件，所述化学组成以质量％计可以含有Bi：0.0003％～0.01％。
(6)本发明的另一方式涉及的热成形构件的制造方法，其包括下述工序：加热工序，将原材料钢板加热到720℃以上且低于Ac3点的温度区，所述原材料钢板具有与上述(1)～(5)中任一项所述的热成形构件的所述化学组成相同的化学组成，且具有未再结晶铁素体的含量为0面积％～2.0面积％、铁素体的平均粒径为0.5μm～7.0μm的金属组织；保持工序，接着所述加热工序，将所述原材料钢板的温度在720℃以上且低于Ac3点的所述温度区保持1分钟～20分钟；热成形工序，接着所述保持工序，对所述原材料钢板进行热成形；和冷却工序，接着所述热成形工序，将所述原材料钢板在600℃～150℃的温度区以平均冷却速度为20℃/秒～500℃/秒的条件进行冷却。
(7)本发明的另一方式涉及的热成形构件的制造方法，其包括下述工序：加热工序，将原材料钢板加热到Ac3点～Ac3点+100℃的温度区，所述原材料钢板具有与上述(1)～(5)中任一项所述的热成形构件的所述化学组成相同的化学组成，且具有未再结晶铁素体超过2.0面积％、铁素体的平均粒径为0.5μm～7.0μm的金属组织；保持工序，接着所述加热工序，将所述原材料钢板的温度在Ac3点～Ac3点+100℃的所述温度区保持30秒以上且低于20分钟；热成形工序，接着所述保持工序，对所述原材料钢板进行热成形；和冷却工序，接着所述热成形工序，将所述原材料钢板在Ac3点～600℃的温度区以平均冷却速度为3℃/秒～20℃/秒的条件进行冷却。
(8)上述(7)或(8)所述的热成形构件的制造方法，其中，所述原材料钢板可以是选自冷轧钢板、热浸镀锌钢板、及合金化热浸镀锌钢板中的1种。
发明效果
通过本发明，可达成延展性及冲击特性优异、抗拉强度为900MPa以上的热成形构件的实用化、及这样的热成形构件的量产首次成为可能的技术上具有价值的效果。
附图说明
图1是表示本发明所涉及的制造方法的流程图。
具体实施方式
接着，对基于上述见识而达成的本发明的一实施方式涉及的热成形构件和其制造方法进行说明。此外，在以下的说明中，对于热成形，以具体的方式即热压为例进行说明。然而，如果能实现与以下的说明中公开的制造条件实质上相同的制造条件，则热压以外的成形方法、例如辊成形等也可以作为热成形方法而采用。此外，本实施方式涉及的热成形构件的抗拉强度为900MPa～1800MPa。为了谋求汽车等机械机构构件的轻量化，有必要使该材料的抗拉强度为900MPa以上。此外，为了防止钢板的脆性破坏发生，有必要使抗拉强度为1800MPa以下。在本实施方式中，通过适当控制C等各种合金元素的含量和制造方法可达成这样的抗拉强度。
1.化学组成
首先，说明将本发明的一实施方式涉及的热成形构件的化学组成像上述那样规定的理由。在以下的说明中，表示各合金元素的含量的“％”只要没有特别说明则是指“质量％”。此外，钢的化学组成即使进行热成形也不会变化，因此接受热成形前的原材料钢板中的各元素的含量与热成形后的热成形构件中的各元素的含量分别相等。
(C：0.10％～0.40％)
C是提高钢的淬透性、且对淬火后的强度影响最强的非常重要的元素。C含量低于0.10％时，淬火后确保900MPa以上的抗拉强度变得困难。因此，C含量设定为0.10％以上。为了更确实地获得上述效果，优选C含量为0.11％以上。另一方面，C含量超过0.40％时，热成形构件的冲击特性的劣化变得显著，而且热成形构件的焊接性有时也降低。因此，C含量设定为0.40％以下。从焊接性的观点出发，优选将C含量设定为0.28％以下。
(Si：0％～2.0％)
在本实施方式涉及的热成形构件中，并不必须含有Si。因此，Si含量的下限值为0％。然而，Si是不使延展性劣化、或者在提高延展性的同时、具有提高淬火后的强度的作用的元素。Si含量低于0.001％时得到上述作用是困难的。因此，为了得到上述效果，可以将Si含量设为0.001％以上。此外，将Si含量设为0.05％以上时，延展性进一步提高。因此，优选将Si含量设为0.05％以上。另一方面，Si含量超过2.0％时，由上述作用带来的效果饱和而在经济上变得不利，并且表面性状的劣化变得显著。因此，Si含量设定为2.0％以下。优选为1.5％以下。
(Mn：1.0％～3.0％)
Mn是为了提高钢的淬透性、且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1.0％时，不能充分得到该效果，淬火后确保900MPa以上的抗拉强度变得非常困难。因此，Mn含量设定为1.0％以上。此外，Mn含量设定为1.6％以上时，淬火后能确保980MPa以上的抗拉强度。因此，Mn含量优选设定为1.6％以上。另一方面，Mn含量超过3.0％时，热成形构件的金属组织变得不均匀，冲击特性的劣化变得显著。因此，Mn含量设定为3.0％以下。此外，降低应用热成形之前的原材料钢板的抗拉强度时，后面的热成形工序中的生产率提高。为了获得该效果，优选将Mn含量设为2.4％以下。
(P：0.05％以下)
P通常为钢中不可避免地含有的杂质。但在本实施方式中，P由于具有通过固溶强化来提高热成形构件的强度的作用，所以也可以积极地含有P。但是，P含量超过0.05％时，热成形构件的焊接性的劣化变得明显。因此，P含量设定为0.05％以下。为了更确实地防止热成形构件的焊接性的劣化，优选将P含量设定为0.02％以下。另外，为了更确实地获得上述作用，优选将P含量设定为0.003％以上。然而，P含量即使为0％，也能够得到为了解决课题而需要的特性，因此没有必要限制P含量的下限值。即，P含量的下限值为0％。
(S：0.01％以下)
S为钢中含有的杂质。为了提高焊接性，S含量越低越优选。S含量超过0.01％时，焊接性的降低明显达到不能容许的程度。因此，S含量设定为0.01％以下。为了更确实地防止焊接性的降低，S含量优选设为0.003％以下，进一步优选设为0.0015％以下。S含量越少越优选，因此没有必要规定S含量的下限值。即，S含量的下限值为0％。
(sol.Al：0.001％～1.0％)
sol.Al表示以固溶状态存在于钢中的固溶Al。Al是具有对钢进行脱氧作用的元素，而且也是具有防止Ti等碳氮化物形成元素发生氧化、促进碳氮化物的形成的作用的元素。通过这些作用，能够抑制在钢材上产生表面缺陷，提高钢材的成品率。sol.Al含量低于0.001％时，得到上述作用变得困难。因此，sol.Al含量设定为0.001％以上。为了更确实得到上述作用，优选sol.Al含量为0.015％以上。另一方面，sol.Al含量超过1.0％时，热成形构件的焊接性明显降低，同时氧化物系夹杂物在热成形构件中增加，热成形构件的表面性状明显劣化。因此，sol.Al含量设定为1.0％以下。为了更确实地回避上述现象，优选sol.Al含量为0.080％以下。
(Ti：0.050％～0.30％)
Ti在本实施方式中是重要的元素。通过含有Ti，能在热成形构件中形成作为Ti碳化物、Ti氮化物、及/或Ti碳氮化物的微细的析出物，使淬火后的金属组织微细化，由此明显提高热成形构件的延展性。Ti含量低于0.050％时，淬火后的金属组织没有变得微细，不能提高延展性。因此，Ti含量设定为0.050％以上。优选Ti含量为0.070％以上。另一方面，Ti含量超过0.30％时，铸造时及热轧时形成粗大的碳氮化物，热成形构件的冲击特性的劣化变得显著。因此，Ti含量设定为0.30％以下。Ti含量优选为0.25％以下，更优选为0.20％以下。
(N：0.01％以下)
N是钢中含有的杂质。为了提高焊接性，N含量优选较低。N含量超过0.01％时，热成形构件的焊接性的降低明显达到不能容许的程度。因此，N含量设定为0.01％以下。为了更确实地回避焊接性的降低，N含量优选为0.006％以下。N含量越少越优选，因此没有必要规定N含量的下限值。即，N含量的下限值为0％。
本实施方式涉及的热成形构件的化学组成的剩余部分为Fe及杂质。所谓杂质，是指工业上制造钢材时，矿石或碎铁等原料、或制造工序中由于各种原因而混入的成分，是在本实施方式中不造成不良影响的范围内被容许的成分。然而，实施方式所涉及的热成形构件可以进一步含有以下说明的元素作为任意成分。此外，热成形构件中即使不含有以下说明的任意元素，也能够得到为了解决课题而需要的特性，因此没有必要限制任意元素含量的下限值。即，任意元素各自含量的下限值为0％。
(选自Nb：0％～0.4％、V：0％～0.4％、Cr：0％～1.0％、Mo：0％～1.0％、Cu：0％～1.0％及Ni：0％～1.0％中的1种或2种以上)
这些元素均是为了提高钢的淬透性、且稳定地确保淬火后的热成形构件的强度有效的元素。因此，可以在热成形构件中含有这些元素中的1种或2种以上。但是，对于Nb和V，如果分别超过0.4％地含有，在制造工序中实施热轧和冷轧变得困难。另外，如果分别超过0.4％地含有Nb和V，则淬火后的热成形构件的组织容易变得不均匀，热成形构件的冲击特性明显劣化。另外，对于Cr、Mo、Cu及Ni，如果超过1.0％地含有，则由上述作用带来的效果饱和而在经济上变得不利，并且在制造工序中热轧和冷轧变得困难。此外，为了更确实地得到上述作用带来的效果，优选满足Nb：0.003％以上、V：0.003％以上、Cr：0.005％以上、Mo：0.005％以上、Cu：0.005％以上及Ni：0.005％以上的数值范围中的至少一者。
(选自Ca：0％～0.01％、Mg：0％～0.01％、REM：0％～0.01％及Zr：0％～0.01％中的1种或2种以上)
这些元素均为具有有助于夹杂物控制、特别是夹杂物的微细分散化、提高热成形构件的低温韧性的作用的元素。因此，也可以含有这些元素中的1种或2种以上。但是，任一种元素若超过0.01％而含有，则有时使热成形构件的表面性状劣化。因此，含有各元素的情况下，各元素的含量分别如上所述。此外，为了更确实地得到上述作用带来的效果，优选将添加的上述各元素的含量分别设为0.0003％以上。
其中，“REM”的用语是指Sc、Y及镧系元素构成的合计17种元素。“REM的含量”是指这些17种元素的合计含量。使用镧系元素作为REM的情况下，在工业上REM以混合稀土金属(misch metal)的形式添加。
(B：0％～0.01％)
B是具有提高热成形构件的低温韧性的作用的元素。因此，也可以在热成形构件中含有B。但是，若超过0.01％地含有B，则原材料钢板的热加工性劣化，热轧的实施变得困难。因此，在热成形构件中含有B时，B含量设为0.01％以下。此外，为了更确实地得到上述作用带来的效果，优选将B含量设定为0.0003％以上。
(Bi：0％～0.01％)
Bi是具有使热成形构件的金属组织均匀、提高热成形构件的冲击特性的作用的元素。因此，也可以在热成形构件中含有Bi。但是，若含有超过0.01％的量的Bi，则原材料钢板的热加工性劣化，热轧的实施变得困难。因此，在热成形构件中含有Bi时，Bi含量设为0.01％以下。此外，为了更确实地得到上述作用带来的效果，优选将Bi含量设定为0.0003％以上。
2.热成形构件的金属组织
接着，对本实施方式涉及的热成形构件的金属组织进行说明。在以下的说明中，表示各金属组织含量的“％”只要没有特别说明就是指“面积％”。
以下说明的金属组织的构成是板厚的大致1/2t的位置～大致1/4t的位置、且不是中心偏析部的位置的构成。中心偏析部有时具有与钢材的代表性金属组织不同的金属组织。然而，中心偏析部相对于板厚整体是微小的区域，对钢材的特性几乎不产生影响。即，中心偏析部的金属组织不能说代表钢材的金属组织。因此，本实施方式涉及的热成形构件的金属组织的规定设为板厚的大致1/2t的位置～大致1/4t的位置、且不是中心偏析部的位置。此外，“1/2t的位置”表示距热成形构件表面为构件厚度t的1/2的深度的位置，“1/4t的位置”表示距热成形构件表面为构件厚度t的1/4的深度的位置。
本实施方式中，将受到由轧制加工导致的塑性变形而在轧制方向被拉伸、之后没有再结晶而残留的铁素体称为“未再结晶铁素体”。另外，在本实施方式中，将未再结晶铁素体以外的铁素体称为“铁素体”或“通常铁素体”。此外，“未再结晶铁素体”的用语对于本领域技术人员是周知的用语。通常铁素体包含通过再结晶生成的再结晶铁素体及通过相变生成的相变铁素体等。
在未再结晶铁素体的晶粒内，由于轧制导致的塑性变形，晶体取向连续地变化。与此相对，通常铁素体的晶粒内的晶体取向大致均匀，相邻的通常铁素体晶粒彼此的晶体取向大大不同。起因于这样的差异，未再结晶铁素体具有比通常铁素体更高的硬度。
未再结晶铁素体具有在轧制方向被拉伸的形状，因此通过用显微镜观察金属组织，能够区别未再结晶铁素体和通常铁素体。另外，未再结晶铁素体和通常铁素体晶体取向的状态不同，因此通过Kernel AverageMisorientation法(KAM法)解析金属组织的电子背向散射解析图像(EBSP：Electron back scattering pattern)的晶体取向测定数据，由此能够区别未再结晶铁素体和通常铁素体。在本实施方式中，将纵横比为4以上的铁素体设为未再结晶铁素体，将纵横比低于4的铁素体设为通常铁素体。
(铁素体的面积率：10％～90％)
铁素体的面积率低于10％时，铁素体的晶粒彼此变得不相邻。即，大多数铁素体孤立，不能提高热成形构件的延展性。因此，铁素体的面积率设为10％以上。另一方面，铁素体的面积率超过90％时，马氏体的面积率变得低于10％，如后所述，淬火后确保900MPa以上的抗拉强度变得困难。因此，铁素体的面积率设为90％以下。关于铁素体与马氏体的比例，只要铁素体的面积率在上述范围内，就没有特别限制，但优选为铁素体：25～85％、马氏体：15～75％。
(未再结晶铁素体的面积率：0％～2.0％)
通过使未再结晶铁素体残留于热成形构件的金属组织中，淬火后的热成形构件的强度变高，但金属组织变得极不均匀，因此热成形构件的延展性和冲击特性明显劣化。具体而言，未再结晶铁素体的面积率超过2.0％时，不能得到所期望的延展性和冲击特性。因此，热成形构件的未再结晶铁素体的面积率设为2.0％以下(也包含0％的情况)。
(马氏体的面积率：10％～90％)
通过使马氏体形成于热成形构件的金属组织中，能够提高淬火后的热成形构件的强度。马氏体的面积率低于10％时，淬火后确保900MPa以上的抗拉强度变得困难。因此，马氏体的面积率设为10％以上。另一方面，马氏体的面积率超过90％时，铁素体(再结晶铁素体)的面积率变得低于10％，如上所述，不能提高延展性。因此，马氏体的面积率设为90％以下。
(铁素体及马氏体的合计面积率：90％～100％)
本实施方式涉及的热成形构件具有主要由铁素体和马氏体构成的金属组织，但根据制造条件，有时在金属组织中混入贝氏体、残余奥氏体、渗碳体及珠光体中的1种或2种以上作为铁素体及马氏体以外的相或组织。这种情况下，铁素体及马氏体以外的相或金属组织的面积率超过10％时，由于这些相或金属组织的影响，有时无法得到目标特性。因此，铁素体及马氏体以外的相或组织的面积率设为低于10％。即，铁素体及马氏体的合计面积率设为90％以上。由于没有必要规定铁素体及马氏体的合计面积率的上限，因此铁素体及马氏体的合计面积率的上限为100％。
以上的金属组织中各相的面积率的测定法对于本领域技术人员是周知的，在本实施方式中也能够通过通常方法进行测定。如后面实施例中所示，在本实施方式中，沿着作为热成形构件的原料的原材料钢板的轧制方向和相对于轧制方向垂直的方向，从热成形构件采集试验片。接着，用电子显微镜对试验片的沿轧制方向的截面和相对于轧制方向垂直的截面的金属组织进行拍照。对由此得到的800μm×800μm的区域(800μm见方的区域)的电子显微镜照片进行图像解析，由此算出未再结晶铁素体、铁素体及马氏体的面积率。将铁素体粒子及马氏体粒子从周围组织区别开使用电子显微镜就能容易地进行。另外，区别铁素体粒子与未再结晶铁素体粒子可通过下述方法进行：由粒子的形状算出粒子的纵横比，将纵横比为4以上的铁素体粒子判断为未再结晶铁素体粒子，将纵横比低于4的铁素体粒子判断为铁素体粒子。
(铁素体的平均粒径：0.5μm～5.0μm)
通过使淬火后的金属组织微细化，能够提高淬火后的强度、延展性及冲击特性。为了将抗拉强度保持在900MPa以上的同时，确保良好的延展性和冲击特性，铁素体的平均粒径规定为5.0μm以下。优选铁素体的平均粒径较小，因此没有必要规定铁素体的平均粒径的下限值。但是，如果考虑制造设备的能力等，则0.5μm左右为铁素体的平均粒径的事实上的下限值。
本实施方式涉及的热成形构件是指从原材料钢板进行了热成形的构件，例如，包含进行了热压成形的钢制构件。所谓代表性的热成形构件，有门保护条及保险杠加强件等汽车的车身结构构件、以及建筑结构用热成形钢管等机械结构构件等。
3.制造方法
接着，对具有上述的特征的本实施方式涉及的热成形构件的优选制造方法进行说明。在以下的说明中，表示各金属组织的含量的“％”只要没有特别说明，就是指“面积％”。
以下说明的金属组织的构成是板厚的大致1/2t的位置～大致1/4t的位置、且不是中心偏析部的位置的构成。中心偏析部有时具有与钢材的代表性金属组织不同的金属组织。然而，中心偏析部相对于板厚整体是微小的区域，对钢材的特性几乎不产生影响。即，中心偏析部的金属组织不能说代表钢材的金属组织。因此，本实施方式涉及的热成形构件的金属组织的规定设为板厚的大致1/2t的位置～大致1/4t的位置、且不是中心偏析部的位置。
为了获得具有抗拉强度为900MPa以上的强度、且确保了优异的延展性和冲击特性的热成形构件，淬火后的热成形构件的金属组织(最终金属组织)以面积％计含有10％～90％的铁素体、0％～2.0％的未再结晶铁素体、及10％～90％的马氏体，铁素体及马氏体的合计面积率设为90％以上，铁素体的平均粒径设为5.0μm以下是必要的。
在本实施方式中，为了得到这样的最终金属组织，将受到热压成形前的原材料钢板(有时也称为“起始钢板”)的金属组织预先调整到规定的状态，并且通过规定的热压成形条件进行热压。
3-1.原材料钢板的未再结晶铁素体量为0面积％～2.0面积％时
为了获得具有上述金属组织的热成形构件，准备具有与上述热成形构件的化学组成相同的化学组成、且具有未再结晶铁素体为0面积％～2.0面积％、铁素体的平均粒径为0.5μm～7.0μm的金属组织的钢板作为原材料钢板。未再结晶铁素体的量为2.0面积％以下的原材料钢板例如通过对冷轧状态的钢板进行充分时间的再结晶退火处理而得到。具有未再结晶铁素体为2.0面积％以下、铁素体的平均粒径为0.5μm～7.0μm的金属组织的冷轧钢板、热浸镀锌冷轧钢板、及合金化热浸镀锌钢板例如能够通过在(Ac3点-20℃)以上的温度区对冷轧钢板进行退火来制造。
将如此准备的具有与上述热成形构件的化学组成相同的化学组成、且具有未再结晶铁素体为2.0面积％以下、铁素体的平均粒径为0.5μm～7.0μm的金属组织的原材料钢板即热压用钢板按照以下所示的条件进行热压成形。另外，原材料钢板的未再结晶铁素体的面积率限制在2.0面积％以下，因此热成形构件的金属组织不会成为不均匀组织。除了有这样的优点以外，原材料钢板的金属组织成为微细化组织，因此通过本实施方式涉及的制造方法，能够大幅度改善热成形构件的延展性、冲击特性。此外，没有必要规定未再结晶铁素体的下限值，但未再结晶铁素体越少越优选，因此未再结晶铁素体的下限值事实上为0％。
此外，上述原材料钢板的各金属组织的面积率能够通过与求出热成形构件的各金属组织的面积率的方法相同的方法来求出。
将按照上述准备的原材料钢板在加热工序中加热到720℃以上且低于Ac3点的温度区，接着在保持工序中将该原材料钢板的温度在720℃以上且低于Ac3点的温度区保持1分钟～20分钟，之后在热成形工序中进行热压，进而在冷却工序中以600℃～150℃的温度区的平均冷却速度为20℃/秒～500℃/秒的条件进行冷却。根据本实施方式涉及的制造方法，没有将原材料钢板加热到奥氏体单相区，短时间的处理成为可能。
(原材料钢板的金属组织)
对于供于热压的原材料钢板，能够使用具有与热成形钢板的化学组成相同的化学组成、且具有未再结晶铁素体为2.0面积％以下、铁素体的平均粒径为0.5μm～7.0μm的金属组织的冷轧钢板或热浸镀锌冷轧钢板。
根据本实施方式，原材料钢板的化学组成如前所述被规定，特别是C、Mn、Ti被规定在特定范围内，因此通过在通常的条件下进行充分的再结晶退火，容易得到上述的原材料钢板。
通过将具有上述金属组织的原材料钢板在后述那样的热处理条件下进行热压，可得到具有所期望的金属组织、抗拉强度为900MPa以上、且延展性和冲击特性优异的热成形构件。
此外，正如已经叙述过的，具有上述金属组织的冷轧钢板和热浸镀锌冷轧钢板例如能够通过在(Ac3点-20℃)以上的温度区进行退火来制造。
(原材料钢板的加热温度：720℃以上且低于Ac3点的温度区)
(原材料钢板的保持温度及保持时间：在720℃以上且低于Ac3点的温度区保持1分钟～20分钟)
在热成形工序中的原材料钢板的加热工序中，将原材料钢板加热至720℃以上且低于Ac3点(℃)的温度区。在原材料钢板的保持工序中，将原材料钢板的温度在上述温度区、即720℃以上且低于Ac3点的温度区保持1分钟～20分钟。Ac3点是通过实验求得的由下述式(i)规定的温度，将钢加热到Ac3点以上的温度区时，钢的金属组织成为奥氏体单相。
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)
其中，上述式中的元素符号表示上述钢板的化学组成中的各元素的含量(单位：质量％)。“sol.Al”表示固溶Al的浓度(单位：质量％)。
加热工序中的加热温度、及保持工序中的保持温度低于720℃时，原材料钢板的金属组织为接近铁素体单相的组织，淬火后确保900MPA以上的抗拉强度变得困难。因此，加热温度及保持温度设为720℃以上。另一方面，加热工序中的加热温度、及保持工序中的保持温度达到Ac3点以上时，淬火后的热成形构件的金属组织成为马氏体单相，热成形构件的延展性的劣化变得显著。因此，加热温度及保持温度设为低于Ac3点。
另外，保持工序中的保持时间低于1分钟时，渗碳体等未固溶碳化物残留在热成形构件中，热成形构件的冲击特性劣化。因此，保持时间设为1分钟以上。另一方面，保持时间超过20分钟时，生产率降低，并且由于氧化皮及锌系氧化物的生成，热成形构件的表面性状劣化。因此，保持时间设为20分钟以下。
此时，加热工序中至720℃～Ac3点的温度区的平均加热速度没有必要特别限定，但优选设为0.2℃/秒～100℃/秒。通过将上述平均加热速度设为0.2℃/秒以上，确保更高的生产率成为可能。此外，通过将上述平均加热速度设为100℃/秒以下，在使用通常的炉进行加热的情况下，加热温度的控制变得容易。但是，如果使用高频加热等，即使在超过100℃/秒的加热速度下进行加热，也能够精度较高地进行加热温度的控制。
(600℃～150℃的温度区的平均冷却速度：20℃/秒～500℃/秒)
600℃～150℃的温度区的冷却按照不引起扩散型相变的方式来进行。上述温度区的平均冷却速度低于20℃/秒时，贝氏体相变过度地进行，不能确保作为强化热成形构件的强度的相(强化相)的马氏体的面积率，淬火后确保900MPa以上的抗拉强度变得困难。因此，上述温度区的平均冷却速度设为20℃/秒以上。另一方面，上述温度区的平均冷却速度设为超过500℃/秒在通常的设备中是困难的。因此，上述温度区的平均冷却速度设为500℃/秒以下。上述温度区的平均冷却速度优选为200℃/秒以下。
此外，在冷却时，在600℃以下的温度区，由相变导致的发热变得非常大。因此，在600℃以下的温度区，采用与600℃以上的温度区的冷却方法相同的冷却方法的话有时不能确保充分的冷却速度。因此，较之于至600℃的冷却，有必要更强地进行从600℃到150℃的冷却，具体而言，优选如下所述地进行。
在热压法中，通常，在临热压之前通过具有常温或几十℃程度的温度的模具从热成形构件夺取热来实现冷却。因此，为了使冷却速度发生变化，只要改变模具尺寸而使模具的热容量发生变化即可。此外，通过将模具材质变更为异种金属(例如铜等)也能使冷却速度发生变化。无法改变模具尺寸时，通过使用流体冷却方式的模具且变更冷却介质的流量，也能改变冷却速度。此外，可以通过使用预先在几个地方刻有槽的模具并在压制中向该槽中通入冷却介质(水或气体)而改变冷却速度。此外，通过在压制途中操作压机，使模具与热成形构件离开，在两者之间流入冷却介质，也能改变冷却速度。进而，通过改变模具间隙，使模具与钢板(热成形构件)的接触面积发生变化，也能改变冷却速度。鉴于以上事项，关于在600℃左右改变冷却速度的手段，可以考虑以下的手段。
(1)在刚达到600℃后，使热成形构件移动至热容量不同的模具或室温状态的模具中来改变冷却速度；
(2)在流体冷却方式的模具的情况下，在刚达到600℃后使模具中的冷却介质的流量发生变化来改变冷却速度；
(3)在刚达到600℃后，在模具与构件之间流入冷却介质，通过使该流量发生变化来改变冷却速度。
3-2.原材料钢板的未再结晶铁素体量超过2.0面积％时
原材料钢板的未再结晶铁素体量为2.0面积％以下时，通过上述方法能够得到具有规定的金属组织的热成形构件。但是，原材料钢板的未再结晶铁素体量超过2.0面积％时，通过以下的方法也能够得到具有规定的金属组织的热成形构件。
为了获得具有上述金属组织的热成形构件，准备具有与上述热成形构件的化学组成相同的化学组成、且具有铁素体的平均粒径为7.0μm以下、未再结晶铁素体量超过2.0面积％的金属组织的钢板作为原材料钢板。具有铁素体的平均粒径为7.0μm以下、未再结晶铁素体量超过2.0面积％的金属组织的冷轧钢板、热浸镀锌冷轧钢板、及合金化热浸镀锌钢板例如能够通过在低于(Ac3点-20℃)的温度区将冷轧钢板退火来制造。将如上所述准备的原材料钢板在Ac3点～Ac3点+100℃的温度区保持30秒以上且低于20分钟以后进行热压，在从Ac3点至600℃的温度范围以3℃/秒～20℃/秒的平均冷却速度进行冷却。
(原材料钢板的金属组织)
对于供于热压的原材料钢板，能够使用具有与热成形构件的化学组成相同的化学组成、且具有铁素体的平均粒径为7.0μm以下、未再结晶铁素体量超过2.0面积％的金属组织的冷轧钢板或热浸镀锌冷轧钢板。
通过将具有上述金属组织的原材料钢板在后述那样的热处理条件下进行热压，可得到具有所期望的金属组织、抗拉强度为900MPa以上、且延展性和冲击特性优异的热成形构件。
(原材料钢板的加热温度：Ac3点～Ac3点+100℃的温度区)
(原材料钢板的保持温度及保持时间：Ac3点～Ac3点+100℃的温度区保持30秒以上且低于20分钟)
供于热压的钢板的加热通过在由上述实验式(i)规定的Ac3点(℃)～Ac3点+100℃的温度区保持30秒以上且低于20分钟来进行。
保持温度低于Ac3点时，热成形构件中残留超过2％的未再结晶铁素体，金属组织不均匀化。因此，保持温度设为Ac3点以上。另一方面，保持温度达到Ac3点+100℃以上时，晶界氧化物在金属组织中生成，热成形构件的冲击特性明显降低。因此，保持温度设为Ac3点+100℃以下。
另外，保持时间低于30秒时，原材料钢材的强度变动变大。产生这样现象的条件不适合于量产技术，因此保持时间设为30秒以上。另一方面，保持时间为20分钟以上时，奥氏体晶粒过剩地生长，金属组织变得不均匀，热成形构件的冲击特性明显降低。因此，保持时间设为低于20分钟。
此时，至Ac3点～Ac3点+100℃的温度区的加热速度优选为0.2℃/秒～100℃/秒。通过将上述平均加热速度设为0.2℃/秒以上，能确保更高的生产率。另外，通过将上述平均加热速度设为100℃/秒以下，在使用通常的炉子进行加热时，加热温度的控制变得容易。但是，如果使用高频加热等，即使在超过100℃/秒的加热速度下进行加热，也能够精度较高地进行加热温度的控制。
(Ac3点～600℃的温度范围下的平均冷却速度：3℃/秒～20℃/秒)
Ac3点～600℃的温度范围下的冷却按照平均冷却速度达到3℃/秒～20℃/秒的方式来进行。上述温度区中的平均冷却速度低于3℃/秒时，晶界氧化物在金属组织中生成，热成形构件的冲击特性明显降低。因此，上述温度区中的平均冷却速度设为3℃/秒以上。另一方面，上述温度区中的平均冷却速度设为超过20℃/秒时，热成形构件中的铁素体的量不足。因此，上述温度区中的平均冷却速度设为20℃/秒以下。此外，低于600℃的温度范围下的平均冷却速度设为20℃/秒～500℃/秒。
本实施方式的热压法中的成形的方式没有特别限制。例示的成形的方式为弯曲加工、拉深成形、鼓凸成形、扩孔成形、凸缘成形。只要根据目标热成形构件的种类、形状来适当选择上述成形方式中的优选方式即可。作为本实施方式的供于热压法的原材料钢板的材质，能够例示出冷轧钢板、热浸镀锌钢板、及合金化热浸镀锌钢板等。
作为热成形构件的代表例，能够列举出作为汽车用补强构件的门保护条及保险杠加强件等。例如，热成形构件是保险杠加强件的情况下，准备规定长度的合金热浸镀锌钢板即上述的原材料钢板，在模具内通过上述的条件对其依次进行弯曲成形等加工即可。
本实施方式的热成形构件的特征是延展性和冲击特性优异。本实施方式的热成形构件优选具有拉伸试验下的总延伸率达到10％以上的延展性。另外，本实施方式的热成形构件优选具有0℃下的夏比试验的冲击值达到20J/cm2以上的冲击特性。具有这样的特性的热成形构件可通过满足关于化学组成及金属组织的上述规定来实现。
在热压等热成形后，通常以除去氧化皮为目的对热成形构件实施喷丸处理。该喷丸处理具有在被处理材料的表面导入压缩应力的效果。因此，对热成形构件实施喷丸处理具有抑制热成形构件中的延迟破坏、并且提高热成形构件的疲劳强度这样的优点。
此外，在伴随预成形的热成形、例如热压加工中，原材料钢板优选尽可能软质、且具有高延展性。例如，原材料钢板的抗拉强度优选为800MPa以下。
在上述说明中，关于热成形，以作为具体方式的热压为例进行了说明，但本实施方式涉及的制造方法并不限定于热压成形。本实施方式涉及的制造方法也能够适用于与热压同样地具备在成形的同时或在成形后立即将钢板冷却的机构的所有热成形。作为这样的热成形，例如可例示出辊成形。
实施例
对本发明的实施例进行说明。
将具有表1所示的化学组成和表2所示的金属组织及抗拉强度的原材料钢板(板厚t：1.2mm)供于热压。
这些原材料钢板是将实验室中熔炼得到的板坯进行热轧、冷轧及再结晶退火而制造的钢板(表2中标记为冷轧钢板)。此外，使用镀覆模拟器，对一部分钢板进行了热浸镀锌处理(每单面的镀覆附着量为60g/m2)、合金化热浸镀锌处理(每单面的镀覆附着量为60g/m2、镀覆皮膜中的Fe含量为15质量％)。在表2中，分别标记为热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板。另外，没有实施再结晶退火的冷轧状态(表2中标记为全硬质)的钢板也作为原材料钢板使用。
将这些钢板切断为厚度1.2mm、宽度100mm、及长度200mm的尺寸，通过表3的条件加热及冷却。另外，将热电偶贴附在钢板上，还进行了冷却速度的测定。表3的“平均加热速度”表示从室温到720℃的温度区的加热速度的平均值。表3的“保持时间”表示将钢材保持在720℃以上的温度区的时间。关于表3的“冷却速度※1”，在加热温度为Ac3点以上时，表示从Ac3点到600℃的平均冷却速度，在加热温度低于Ac3点时，表示从加热温度到600℃的平均冷却速度。“冷却速度※2”是从600℃到150℃的温度区的平均冷却速度。对于在各种制造条件下得到的钢板，实施了拉伸试验、夏比试验及金属组织观察。本例中制作的钢板构件没有被实施利用模具的热压，但受到了与热成形构件相同的热过程，因此钢板的机械性质与具有相同热过程的热成形构件实质上是相同的。
(拉伸试验)
从各钢板采集相对于轧制方向的直角方向为长度方向的JIS5号拉伸试验片，测定了TS(抗拉强度)及EL(总延伸率)。TS为900MPa以上且EL为10％以上的供试材设定为合格。
(冲击特性)
将1.2mm厚的钢板4片层叠螺旋夹持后，制作V缺口试验片，供于夏比冲击试验。关于冲击特性，在0℃下的冲击值为20J/cm2以上时设为“良好”。在未达到该值时设为“不良”。
(铁素体、未再结晶铁素体及马氏体的面积率、铁素体的平均粒径)
沿着原材料钢板及热处理后的钢板的轧制方向和相对于轧制方向垂直的方向，从原材料钢板及热处理后的钢板采集试验片。接着，对试验片的沿轧制方向的截面和相对于轧制方向垂直的截面的金属组织用电子显微镜拍照。对由此得到的800μm×800μm的区域的电子显微镜照片进行图像解析，由此算出未再结晶铁素体、铁素体及马氏体的面积率。
(试验结果的说明)
这些试验的结果示于表4及表5。
此外，表1～5中带下划线的数值表示由该数值表示的含量、条件或机械特性在本发明的范围外。
作为本发明例的供试材No.1、2、4～7、11、15、16、19、21～23、25、27、29、31、33、36、37及39具有优异的延展性和冲击特性。
另一方面，供试材No.3的原材料钢板的铁素体的平均粒径偏离本发明中规定的范围，因此延展性及冲击特性差。供试材No.13未应用本发明中规定的制造方法，因此延展性及冲击特性差。供试材No.14未应用本发明中规定的制造方法，因此延展性差。供试材No.9及26的化学组成偏离本发明中规定的范围，因此冲击特性差。供试材No.10及17的制造条件偏离本发明中规定的范围，未得到所期望的组织，因此未得到目标抗拉强度。
供试材No.18的制造条件偏离本发明中规定的范围，未得到所期望的组织，因此延展性差。
供试材No.28及32的化学组成偏离本发明中规定的范围，未得到目标抗拉强度。
供试材No.34的化学组成偏离本发明中规定的范围，未得到所期望的组织，因此延展性差。
供试材No.8的加热温度超过Ac3点，因此延展性差。供试材No.12的加热温度低于720℃，因此未得到目标抗拉强度。供试材No.20的保持时间偏离本发明中规定的范围，因此表面氧化皮生成到不能容许的程度。供试材No.30的750℃以上的保持时间偏离本发明中规定的范围，因此未得到目标冲击特性。供试材No.24的低于600℃的冷却速度在本发明的规定范围外，因此热成形构件的铁素体及马氏体的合计面积率偏离本发明中规定的范围，抗拉强度不足。供试材No.35的Si含量偏离本发明中规定的范围，因此表面氧化皮生成到不能容许的程度。供试材No.38的sol.Al的含量偏离本发明中规定的范围，因此表面氧化皮生成到不能容许的程度。供试材No.40的Ti含量偏离本发明中规定的范围，因此冲击特性差。
表2
※因为是保持冷轧状态的钢组织，无法测定铁素体粒径。
表3
※1从Ac3点到600℃的半均冷却速度、当加热温度低于Ac3点时为从加热温度到600℃的平均冷却速度
※2低于600℃的平均冷却速度
表4
米1因为是马氏体单相组织，无法测定铁素体粒径。
表5
※2无法剥离氧化皮

Claims (8)

1.一种热成形构件，其特征在于，化学组成以质量％计为：
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
剩余部分：Fe及杂质，
且具有下述金属组织：以面积％计，铁素体为10％～90％，未再结晶铁素体为0％～2.0％，及马氏体为10％～90％，所述铁素体及所述马氏体的合计面积率为90％～100％，所述铁素体的平均粒径为0.5μm～5.0μm，
抗拉强度为900MPa～1800MPa。
2.根据权利要求1所述的热成形构件，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有选自
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％、及
Ni：0.005％～1.0％中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的热成形构件，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有选自
Ca：0.0003％～0.01％、
Mg：0.0003％～0.01％、
REM：0.0003％～0.01％、及
Zr：0.0003％～0.01％中的1种或2种以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的热成形构件，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有B：0.0003％～0.01％。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的热成形构件，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有Bi：0.0003％～0.01％。
6.一种热成形构件的制造方法，其特征在于，其包括下述工序：
加热工序，将原材料钢板加热到720℃以上且低于Ac3点的温度区，所述原材料钢板具有与权利要求1～5中任一项所述的热成形构件的所述化学组成相同的化学组成，且具有未再结晶铁素体的含量为0面积％～2.0面积％、铁素体的平均粒径为0.5μm～7.0μm的金属组织，
保持工序，接着所述加热工序，将所述原材料钢板的温度在720℃以上且低于Ac3点的所述温度区保持1分钟～20分钟，
热成形工序，接着所述保持工序，对所述原材料钢板进行热成形，和
冷却工序，接着所述热成形工序，将所述原材料钢板在600℃～150℃的温度区以平均冷却速度为20℃/秒～500℃/秒的条件进行冷却。
7.一种热成形构件的制造方法，其特征在于，其包括下述工序：
加热工序，将原材料钢板加热到Ac3点～Ac3点+100℃的温度区，所述原材料钢板具有与权利要求1～5中任一项所述的热成形构件的所述化学组成相同的化学组成，且具有未再结晶铁素体超过2.0面积％、铁素体的平均粒径为0.5μm～7.0μm的金属组织，
保持工序，接着所述加热工序，将所述原材料钢板的温度在Ac3点～Ac3点+100℃的所述温度区保持30秒以上且低于20分钟，
热成形工序，接着所述保持工序，对所述原材料钢板进行热成形，和
冷却工序，接着所述热成形工序，将所述原材料钢板在Ac3点～600℃的温度区以平均冷却速度为3℃/秒～20℃/秒的条件进行冷却。
8.根据权利要求6或7所述的热成形构件的制造方法，其中，所述原材料钢板是选自冷轧钢板、热浸镀锌钢板、及合金化热浸镀锌钢板中的1种。
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