本发明涉及将薄钢板热压而成的部件(热压部件)，特别涉及兼具拉伸强度ts：1500mpa以上的高强度和均匀伸长率uel：6.0％以上的高延性的高强度热压部件。这里所说的“热压”是指在用模具将加热的薄钢板加压成型的同时进行骤冷的工艺。应予说明，这里所说的“热压”包含作为与该技术相关的其它通称的“热成型”、“热冲压(hotstamp)”、“模压淬火(diequench)”等。
背景技术：
近年来，从保全地球环境的观点考虑，强烈地迫切期望汽车的燃料效率的提高。因此，强烈要求汽车车体的轻量化，特别是在汽车用部件中在研究作为坯料的钢板的高强度化。但是，一般随着钢板的强度变高而成型性降低，因此在使用高强度钢板的部件的制造中，产生难以成型、形状冻结性不良等制造上的问题。
因此，对于这样的问题，对钢板应用热压工艺来制造高强度汽车用部件等技术正在实用化。在热压工艺中，将钢板加热到奥氏体区域后输送到冲压机，利用冲压机内的模具成型为所希望的成型形状的部件的同时进行骤冷。在该模具内的冷却过程(骤冷)中，部件的组织由奥氏体相相变成马氏体相，由此，能够制成具有所希望的成型形状的同时兼具高强度的部件。
另外，最近，从确保乘客的安全性的观点考虑，迫切期望汽车用部件的耐冲击特性的提高。对于提高部件的耐冲击特性而言，从提高吸收碰撞时的能量的能力(冲击能量吸收能力)的观点考虑，认为制成具有高均匀伸长率的部件是有效的，因此，强烈地迫切期望高强度且均匀伸长率优异的热压部件。
对于这样的迫切期望，例如专利文献1中提出了一种将薄钢板利用热压成型法成型的热压成型品。专利文献1中记载的热压成型品具有如下组成和如下组织：上述组成是以质量％计含有c：0.15～0.35％、si：0.5～3％、mn：0.5～2％、al：0.01～0.1％、cr：0.01～1％、b：0.0002～0.01％、ti：(n的含量)×4～0.1％、n：0.001～0.01％，上述组织是以面积率计，由马氏体：80～97％、残余奥氏体：3～20％、剩余部分组织：5％以下构成。根据专利文献1中记载的技术，能够制成残余有适当量的残余奥氏体的金属组织，能够实现进一步提高了成型品所固有的延性(残余延性)的热压部件。
另外，在专利文献2中提出了一种延性优异的热压部件。专利文献2中记载的热压部件为具有如下组成和如下微观组织的热压部件：上述组成是以质量％计含有c：0.15～0.30％、si：0.05～3.0％、mn：1.0～4.0％、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，上述微观组织是组织整体中所占的铁素体相的面积率为5～65％，马氏体相的面积率为35～95％，且铁素体相和马氏体相的平均粒径为7μm以下；上述热压部件具有拉伸强度ts：1300～1450mpa的高强度，伸长率el：8％以上，延性优异。
另外，在专利文献3中提出了一种延性优异的热压部件。专利文献3中记载的热压部件为具有如下组成和如下微观组织的热压部件：上述组成是以质量％计含有c：0.20～0.40％、si：0.05～3.0％、mn：1.0～4.0％、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，上述微观组织是组织整体中所占的铁素体相的面积率为5～55％，马氏体相的面积率为45～95％，且铁素体相和马氏体相的平均粒径为7μm以下；上述热压部件具有拉伸强度ts：1470～1750mpa的高强度，伸长率el：8％以上，延性优异。
另外，在专利文献4中提出了一种延性优异的热压部件。专利文献4中记载的热压部件为具有如下组成和如下微观组织的热压部件：上述组成是以质量％计，含有c：0.30～0.45％、si：0.05～3.0％、mn：1.0～4.0％、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，上述微观组织是组织整体中所占的铁素体相的面积率为5～40％，马氏体相的面积率为60～95％，且铁素体相和马氏体相的平均粒径为7μm以下；上述热压部件具有拉伸强度ts：1770～1940mpa的高强度，总伸长率el：8％以上，延性优异。
另外，在专利文献5中提出了一种延性优异的热压部件。专利文献5中记载的热压部件为具有如下组成和如下微观组织的热压部件：上述组成是以质量％计含有c：0.35～0.50％、si：0.05～3.0％、mn：1.0～4.0％、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，上述微观组织是组织整体中所占的铁素体相的面积率为5～35％，马氏体相的面积率为65～95％，且铁素体相和马氏体相的平均粒径为7μm以下；上述热压部件具有拉伸强度ts：1960～2130mpa的高强度，伸长率el：8％以上，延性优异。
另外，在专利文献6中提出了一种延性优异的热压部件。专利文献6中记载的热压部件为具有如下组成和如下微观组织的热压部件：上述组成是以质量％计含有c：0.18～0.21％、si：0.05～2.0％、mn：0.5～3.0％、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，上述微观组织是组织整体中所占的马氏体相的面积率为90～100％，且原始奥氏体粒子的平均粒径为8μm以下；上述热压部件具有拉伸强度ts：1300～1450mpa的高强度，伸长率el：10.0～14％左右，延性优异。
另外，在专利文献7中提出了一种延性优异的热压部件。专利文献7中记载的热压部件为具有如下组成和如下微观组织的热压部件：上述组成是以质量％计含有c：0.22～0.29％、si：0.05～2.0％、mn：0.5～3.0％、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，上述微观组织是组织整体中所占的马氏体相的面积率为90～100％且原始奥氏体粒子的平均粒径为8μm以下；上述热压部件具有拉伸强度ts：1470～1750mpa的高强度，伸长率el：9.5～12％左右，延性优异。
另外，在专利文献8中提出了一种延性优异的热压部件。专利文献8中记载的热压部件为具有如下组成和如下微观组织的热压部件：上述组成是以质量％计含有c：0.30～0.34％、si：0.05～2.0％、mn：0.5～3.0％、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，上述微观组织是组织整体中所占的马氏体相的面积率为90～100％且原始奥氏体粒子的平均粒径为8μm以下，上述热压部件具有拉伸强度ts：1770～1940mpa的高强度，伸长率el：8.0～11％左右，延性优异。
另外，在专利文献9中提出了一种延性优异的热压部件。专利文献9中记载的热压部件为具有如下组成和如下微观组织的热压部件：上述组成是以质量％计含有c：0.35～0.40％、si：0.05～2.0％、mn：0.5～3.0％、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，上述微观组织是组织整体中所占的马氏体相的面积率为90～100％且原始奥氏体粒子的平均粒径为8μm以下；上述热压部件具有拉伸强度ts：1960～2130mpa的高强度，伸长率el：8.0～10％左右，延性优异。
另外，在专利文献10中提出了一种通过热压成型的高强度加压部件。专利文献10中记载的高强度加压部件为具有如下组成和如下组织的部件：上述组成是以质量％计含有c：0.12～0.69％、si：3.0％以下、mn：0.5～3.0％、al：3.0％以下、n：0.010％以下，满足si+al：0.7％以上，上述组织具有马氏体、残余奥氏体和含有贝氏体铁素体的贝氏体，以相对于组织整体的面积率计马氏体为10～85％，马氏体中的25％以上为回火马氏体，残余奥氏体为5～40％，贝氏体中的贝氏体铁素体的相对于组织整体的面积率为5％以上，以相对于组织整体的面积率计，马氏体、残余奥氏体和贝氏体铁素体的合计满足65％以上，且残余奥氏体中的平均c量为0.65％以上；是满足拉伸强度ts：980mpa以上、ts×el：17000mpa％以上的延性优异的部件。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2013-79441号公报
专利文献2：日本特开2010-65292号公报
专利文献3：日本特开2010-65293号公报
专利文献4：日本特开2010-65294号公报
专利文献5：日本特开2010-65295号公报
专利文献6：日本特开2010-174280号公报
专利文献7：日本特开2010-174281号公报
专利文献8：日本特开2010-174282号公报
专利文献9：日本特开2010-174283号公报
专利文献10：日本特开2011-184758号公报
技术实现要素：
然而，在专利文献1所记载的技术中，为了实现用于使部件进一步薄壁化所需的拉伸强度ts：1500mpa以上的高强度，需要设为提高了c含量的组成，从确保更优异的耐冲击特性的观点考虑，尤其是从提高冲击能量吸收能力的观点考虑，存在均匀伸长率不够的问题。
另外，在专利文献2～9所记载的各技术中也同样地为了实现拉伸强度ts：1500mpa以上的高强度，需要设为提高了c含量的组成，从提高冲击能量吸收能力的观点考虑，存在均匀伸长率不足的问题。
另外，在专利文献10所记载的技术中，大量含有si、al而成为将(si+al)含量提高到0.7％以上的组成，存在材料成本上升的问题，为了实现用于使部件进一步薄壁化所需的的拉伸强度ts：1500mpa以上这样的高强度，设为提高了c含量的组成，从确保优异的耐冲击特性的观点考虑，特别是从提高冲击能量吸收能力的观点考虑，存在均匀伸长率不够的问题。
本发明的目的在于解决上述现有技术的问题，提供具有拉伸强度ts：1500mpa以上的高强度和均匀伸长率uel：6.0％以上的高均匀伸长率的高强度热压部件及其制造方法。
本发明人等为了实现上述目的，对影响具有拉伸强度ts：1500mpa以上的高强度的热压部件的均匀伸长率的各种主要因素进行了深入研究。其结果发现为了使均匀伸长率保持为6.0％以上这样较高，需要制成具有适当量的具有优异的稳定性的残余奥氏体的热压部件。而且，首次发现为了制成c：小于0.30质量％且具有稳定性优异的残余奥氏体的高强度热压部件，需要含有至少3.5质量％以上的mn。另外，发现mn也有助于强度增加，在c：小于0.30质量％时也能够确保更高强度。
而且，新发现为了在高强度热压部件中生成适当量的具有优异的稳定性的残余奥氏体，作为热压部件的坯料，对含有上述mn量的冷轧钢板在实施热压前需要预先实施如下热处理，即，加热成铁素体-奥氏体二相温度区域、保持100s以上、从而使mn在奥氏体中稠化的热处理。发现由此能够在热压后的部件(热压部件)中生成适当量的特别是稳定性优异的残余奥氏体，能够制成具有高均匀伸长率的热压部件。
本发明是基于上述见解进行进一步研究而完成的。即，本发明的主旨如下。
(1)一种高强度热压部件，是将薄钢板利用热压工艺进行成型而成的热压部件，其特征在于，具有：以质量％计含有c：0.090％以上且小于0.30％、mn：3.5％以上且小于11.0％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成的组成，以及，由以体积率计为80％以上的马氏体相和以体积率计为3.0～20.0％的残余奥氏体相构成的组织；并且，所述高强度热压部件具有拉伸强度ts：1500mpa以上且均匀伸长率uel：6.0％以上的拉伸特性。
(2)根据(1)所述的高强度热压部件，其特征在于，所述组成为以质量％计含有c：0.090％以上且小于0.12％、mn：4.5％以上且小于6.5％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，所述拉伸强度为拉伸强度ts：1500mpa以上且小于1700mpa。
(3)根据(1)所述的高强度热压部件，其特征在于，所述组成为以质量％计含有c：0.12％以上且小于0.18％、mn：3.5％以上且小于5.5％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，所述拉伸强度为拉伸强度ts：1500mpa以上且小于1700mpa。
(4)根据(1)所述的高强度热压部件，其特征在于，所述组成为以质量％计含有c：0.090％以上且小于0.12％、mn：6.5％以上且小于8.5％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，所述拉伸强度为拉伸强度ts：1700mpa以上且小于1900mpa。
(5)根据(1)所述的高强度热压部件，其特征在于，所述组成为以质量％计含有c：0.12％以上且小于0.18％、mn：5.5％以上且小于7.5％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，所述拉伸强度为拉伸强度ts：1700mpa以上且小于1900mpa。
(6)根据(1)所述的高强度热压部件，其特征在于，所述组成为以质量％计含有c：0.18％以上且小于0.30％、mn：3.5％以上且小于4.5％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，所述拉伸强度为拉伸强度ts：1800mpa以上且小于1980mpa。
(7)根据(1)所述的高强度热压部件，其特征在于，所述组成为以质量％计含有c：0.090％以上且小于0.12％、mn：8.5％～11.0％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，所述拉伸强度为拉伸强度ts：2000mpa以上且小于2300mpa。
(8)根据(1)所述的高强度热压部件，其特征在于，所述组成为以质量％计含有c：0.12％以上且小于0.18％、mn：7.5％以上且小于11.0％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，所述拉伸强度为拉伸强度ts：2000mpa以上且小于2300mpa。
(9)根据(1)所述的高强度热压部件，其特征在于，所述组成为以质量％计含有c：0.18％以上且小于0.30％、mn：4.5％以上且小于6.5％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，所述拉伸强度为拉伸强度ts：2000mpa以上且小于2300mpa。
(10)根据(1)～(9)中任一项所述的高强度热压部件，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有选自以下a～e组中的1组或2组以上，
a组：选自ni：0.01～5.0％、cu：0.01～5.0％、cr：0.01～5.0％、mo：0.01～3.0％中的1种或2种以上，
b组：选自ti：0.005～3.0％、nb：0.005～3.0％、v：0.005～3.0％、w：0.005～3.0％中的1种或2种以上，
c组：选自rem：0.0005～0.01％、ca：0.0005～0.01％、mg：0.0005～0.01％中的1种或2种以上，
d组：sb：0.002～0.03％，
e组：b：0.0005～0.05％。
(11)根据(1)～(10)中的任一项所述的高强度热压部件，其特征在于，在所述高强度热压部件表面具有镀覆层。
(12)根据(11)所述的高强度热压部件，其特征在于，所述镀覆层为zn系镀覆层或al系镀覆层。
(13)根据(12)所述的高强度热压部件，其特征在于，所述zn系镀覆层为含有ni：10～25质量％的zn-ni系镀覆层。
(14)一种高强度热压部件的制造方法，是对坯料实施加热工序和热压成型工序而制成规定形状的热压部件的热压部件的制造方法，其特征在于，所述坯料为对具有如下组成的冷轧钢板实施加热到ac1相变点～850℃的温度区域的温度，以该温度保持100s～48h、在此之后进行冷却的处理而成的钢板，所述组成以质量％计含有c：0.090％以上且小于0.30％、mn：3.5％以上且小于11.0％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，所述加热工序为以800～1000℃的温度区域的温度保持600s以下(包括0s)的工序，所述热压成型工序为使用成型用模具对在所述加热工序中加热的所述坯料同时实施加压成型和淬火的工序，得到具有拉伸强度ts：1500mpa以上且均匀伸长率uel：6.0％以上的拉伸特性的热压部件。
(15)根据(14)所述的高强度热压部件的制造方法，其特征在于，所述组成为以质量％计含有c：0.090％以上且小于0.12％、mn：4.5％以上且小于6.5％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，所述拉伸强度为拉伸强度ts：1500mpa以上且小于1700mpa。
(16)根据(14)所述的高强度热压部件的制造方法，其特征在于，所述组成为以质量％计含有c：0.12％以上且小于0.18％、mn：3.5％以上且小于5.5％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，所述拉伸强度为拉伸强度ts：1500mpa以上且小于1700mpa。
(17)根据(14)所述的高强度热压部件的制造方法，其特征在于，所述组成为以质量％计含有c：0.090％以上且小于0.12％、mn：6.5％以上且小于8.5％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，所述拉伸强度为拉伸强度ts：1700mpa以上且小于1900mpa。
(18)根据(14)所述的高强度热压部件的制造方法，其特征在于，所述组成为以质量％计含有c：0.12％以上且小于0.18％、mn：5.5％以上且小于7.5％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，所述拉伸强度为拉伸强度ts：1700mpa以上且小于1900mpa。
(19)根据(14)所述的高强度热压部件的制造方法，其特征在于，所述组成为以质量％计，含有c：0.18％以上且小于0.30％、mn：3.5％以上且小于4.5％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，所述拉伸强度为拉伸强度ts：1800mpa以上且小于1980mpa。
(20)根据(14)所述的高强度热压部件的制造方法，其特征在于，所述组成为以质量％计含有c：0.090％以上且小于0.12％、mn：8.5％～11.0％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，所述拉伸强度为拉伸强度ts：2000mpa以上且小于2300mpa。
(21)根据(14)所述的高强度热压部件的制造方法，其特征在于，所述组成为以质量％计含有c：0.12％以上且小于0.18％、mn：7.5％以上且小于11.0％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，所述拉伸强度为拉伸强度ts：2000mpa以上且小于2300mpa。
(22)根据(14)所述的高强度热压部件的制造方法，其特征在于，所述组成为以质量％计含有c：0.18％以上且小于0.30％、mn：4.5％以上且小于6.5％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，所述拉伸强度为拉伸强度ts：2000mpa以上且小于2300mpa。
(23)根据(14)～(22)中任一项所述的高强度热压部件的制造方法，其特征在于，所述冷轧钢板在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有选自以下a～e组中的1组或2组以上，
a组：选自ni：0.01～5.0％、cu：0.01～5.0％、cr：0.01～5.0％、mo：0.01～3.0％中的1种或2种以上，
b组：选自ti：0.005～3.0％、nb：0.005～3.0％、v：0.005～3.0％、w：0.005～3.0％中的1种或2种以上，
c组：选自rem：0.0005～0.01％、ca：0.0005～0.01％、mg：0.0005～0.01％中的1种或2种以上，
d组：sb：0.002～0.03％，
e组：b：0.0005～0.05％。
(24)根据(14)～(23)中的任一项所述的高强度热压部件的制造方法，其特征在于，在所述冷轧钢板表面实施镀覆层。
(25)根据(24)所述的高强度热压部件的制造方法，其特征在于，所述镀覆层为zn系镀覆层或al系镀覆层。
(26)根据(25)所述的高强度热压部件的制造方法，其特征在于，所述zn系镀覆层为含有ni：10～25质量％的zn-ni系镀覆层。
(27)根据(24)～(26)中任一项所述的高强度热压部件的制造方法，其特征在于，所述镀覆层的附着量以每个单面计为10～90g/m2。
根据本发明，能够容易且廉价地制造拉伸强度ts为1500mpa以上且优选小于2300mpa，并且具有均匀伸长率为6.0％以上的高均匀伸长率的特别适用于汽车部件的高强度热压部件，在产业上起到显著的效果。而且，本发明的高强度热压部件适合制成如汽车的防撞梁、中立柱、保险杠等的在碰撞时需要高能量吸收能力的结构部件。采用本发明的高强度热压部件，顺应汽车车体更轻量化的迫切期望而能够实现部件的更薄壁化，而且还有对地球环境保全作出贡献的效果。
具体实施方式
本发明的高强度热压部件为将薄钢板利用热压工艺进行成型而成的热压部件，具有如下组成：以质量％计含有c：0.090％以上且小于0.30％、mn：3.5％以上且小于11.0％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成。在本发明中，将上述组成作为基本组成。首先，对基本组成的组成限定理由进行说明。以下，只要没有特别说明，质量％就简记为％。
c：0.090％以上且小于0.30％
c为增加钢强度的元素，为了得到这样的效果并作为热压部件确保拉伸强度ts：1500mpa以上的高强度，需要含有0.090％以上。另一方面，如果含有0.30％以上，则基于c的固溶强化量变大，因此难以将热压部件的拉伸强度ts调整为小于2300mpa。
mn：3.5％以上且小于11.0％
mn为增加钢强度的同时在奥氏体中稠化而使奥氏体的稳定性提高的元素，在本发明中是最重要的元素。为了得到这样的效果并确保热压部件的拉伸强度ts：1500mpa以上以及均匀伸长率uel：6.0％以上，需要含有3.5％以上。另一方面，含有11.0％以上时，基于mn的固溶强化量变大，作为热压部件难以将拉伸强度ts调整为小于2300mpa。
只要为上述的c和mn的范围内，就能够制成拉伸强度ts：1500mpa以上且优选小于2300mpa的范围内稳定地具有均匀伸长率为6.0％以上的拉伸特性的热压部件。应予说明，更详细而言，为了确保拉伸强度ts：1500以上且小于1700mpa的强度，优选为c：0.090％以上且小于0.12％、并且mn：4.5％以上且小于6.5％，或者c：0.12％以上且小于0.18％、并且mn：3.5％以上且小于5.5％。另外，为了确保拉伸强度ts：1700mpa以上且小于1900mpa的强度，优选为c：0.090％以上且小于0.12％、并且mn：6.5％以上且小于8.5％，或者c：0.12％以上且小于0.18％、并且mn：5.5％以上且小于7.5％。另外，为了确保拉伸强度ts：1800mpa以上且小于1980mpa的强度，优选为c：0.18％以上且小于0.30％、并且mn：3.5％以上且小于4.5％。另外，为了确保拉伸强度ts：2000mpa以上且小于2300mpa的强度，优选为c：0.090％以上且小于0.12％、并且mn：8.5～11.0％，或者c：0.12％以上且小于0.18％、并且mn：7.5％以上且小于11.0％，或者c：0.18％以上且小于0.30％、并且mn：4.5％以上且小于6.5％。
在本发明中，制成在上述的c、mn的基础上进一步含有si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下的组成。
si：0.01～2.5％
si是因固溶强化而使钢强度增加的元素，为了得到这样的效果，需要含有0.01％以上。另一方面，超过2.5％含有时，在热轧时被称为红鳞的表面缺陷的产生明显增大，并且轧制负荷增大。因此，si限定在0.01～2.5％的范围。应予说明，优选为0.02～1.5％。应予说明，不可避免地含有时，si为小于0.01％的程度。
p：0.05％以下
p是在钢中作为不可避免的杂质存在并在晶界等进行偏析而造成使部件的韧性降低等不良影响的元素，优选尽可能减少。在本发明中，0.05％以下可以允许，因此p限定为0.05％以下。应予说明，更优选为0.02％以下。另外，过度的脱p处理会导致精炼成本上升，因此p优选为0.0005％以上。
s：0.05％以下
s不可避免地含有而在钢中作为硫化物系夹杂物存在，使热压部件的延性、韧性等降低。因此，优选s尽可能减少。在本发明中，0.05％以下可以允许，因此s限定为0.05％以下。应予说明，更优选为0.005％以下。另外，过度的脱s处理会导致精炼成本上升，因此s优选为0.0005％以上。
al：0.005～0.1％
al是作为脱氧剂而发挥作用的元素，为了表达这样的效果，需要含有0.005％以上。另一方面，超过0.1％地过量含有时，与氮结合而生成大量的氮化物，使作为坯料的钢板的冲裁加工性、淬透性降低。因此，al限定为0.005～0.1％的范围。应予说明，更优选为0.02～0.05％。应予说明，没有特别含有时，即不可避免的杂质水平时，为小于0.0010％的程度。
n：0.01％以下
n通常在钢中不可避免地含有。然而，如果过量含有超过0.01％，则在为了热轧、热压而进行加热时形成aln等氮化物，使作为坯料的钢板的冲裁加工性、淬透性降低。因此，n限定为0.01％以下。应予说明，更优选为0.002～0.005％。另外，在不进行特别调整而不可避免地含有时，n为0.0010％以下左右。
另外，在本发明中，可以制成如下组成，即，上述基本组成的基础上，进一步含有选自以下a～e组中的1组或2组以上，
a组：选自ni：0.01～5.0％、cu：0.01～5.0％、cr：0.01～5.0％、mo：0.01～3.0％中的1种或2种以上，
b组：选自ti：0.005～3.0％、nb：0.005～3.0％、v：0.005～3.0％、w：0.005～3.0％中的1种或2种以上，
c组：选自rem：0.0005～0.01％、ca：0.0005～0.01％、mg：0.0005～0.01％中的1种或2种以上，
d组：sb：0.002～0.03％，
e组：b：0.0005～0.05％。
a组：选自ni：0.01～5.0％、cu：0.01～5.0％、cr：0.01～5.0％、mo：0.01～3.0％中的1种或2种以上
a组：ni、cu、cr、mo都是使钢强度增加且有助于淬透性的提高的元素，可以根据需要选择含有1种或2种以上。
ni有助于钢强度增加和淬透性的提高。为了得到这样的效果，优选含有0.01％以上。另一方面，超过5.0％地大量含有时，导致材料成本明显上升。因此，在含有时，优选ni限定为0.01～5.0％的范围。应予说明，更优选为0.01～1.0％。
cu与ni同样有效地有助于钢强度增加和淬透性的提高。为了得到这样的效果，优选含有0.01％以上。另一方面，超过5.0％大量含有时，导致材料成本明显上升。因此，在含有时，优选cu限定为0.01～5.0％的范围。应予说明，更优选为0.01～1.0％。
cr与cu、ni同样有效地有助于钢强度增加和淬透性提高。为了得到这样的效果，优选含有0.01％以上。另一方面，超过5.0％大量含有时，导致材料成本明显上升。因此，在含有时，优选cr限定为0.01～5.0％的范围。应予说明，更优选为0.01～1.0％。
mo与cr、cu、ni同样有效地有助于钢强度增加和淬透性的提高。为了得到这样的效果，优选含有0.01％以上。另一方面，超过3.0％大量含有时，导致材料成本明显上升。因此，在含有时，优选mo限定在0.01～3.0％的范围。应予说明，更优选为0.01～1.0％。
b组：选自ti：0.005～3.0％、nb：0.005～3.0％、v：0.005～3.0％、w：0.005～3.0％中的1种或2种以上
b组：ti、nb、v、w都是介由析出强化而有助于钢强度增加并且介由晶粒的微细化而也有助于韧性提高的元素，可以根据需要选择含有1种或2种以上。
ti介由析出强化而有助于钢强度增加并且介由晶粒的微细化而也有助于韧性提高。另外，ti比b优先形成氮化物，有效地有助于发挥因固溶b所致的淬透性的提高效果。为了得到这样的效果，需要含有0.005％以上。另一方面，超过3.0％大量含有时，在热轧时轧制负荷极端增大，而且热压部件的韧性降低。因此，在含有时，优选ti限定在0.005～3.0％的范围。应予说明，更优选为0.01～1.0％。
nb与ti同样地经由析出强化而有助于钢强度增加并且介由晶粒的微细化而也有助于韧性提高。为了得到这样的效果，需要含有0.005％以上。另一方面，超过3.0％大量含有时，碳氮化合物量增大，延性、耐延迟破坏性降低。因此，在含有时，优选nb限定在0.005～3.0％的范围。应予说明，更优选为0.01～0.05％。
v与ti、nb同样地介由析出强化而有助于钢强度增加并且介由晶粒的微细化而也有助于韧性提高。另外，v以析出物、结晶物的形式析出，作为氢的捕获点而使耐氢脆性提高。为了得到这样的效果，需要含有0.005％以上。另一方面，超过3.0％大量含有时，碳氮化合物量明显增大，延性明显降低。因此，在含有时，v优选限定在0.005～3.0％的范围。应予说明，更优选为0.01～2.0％。
w与v、ti、nb同样有效地有助于强度的增加、韧性的提高、以及耐氢脆性的提高。为了得到这样的效果，需要含有0.005％以上。另一方面，超过3.0％大量含有时，延性明显降低。因此，在含有时，w优选限定在0.005～3.0％的范围。应予说明，更优选为0.01～2.0％。
c组：选自rem：0.0005～0.01％、ca：0.0005～0.01％、mg：0.0005～0.01％中的1种或2种以上
c组：rem、ca、mg都是有效地有助于夹杂物的形态控制的元素，可以根据需要而选择含有1种或2种以上。
rem介由夹杂物的形态控制而有助于延性、耐氢脆性的提高。为了得到这样的效果，需要含有0.0005％以上。另一方面，超过0.01％含有时，使热加工性降低。因此，在含有时，rem优选限定在0.0005～0.01％的范围。应予说明，更优选为0.0006～0.01％。
ca与rem同样地介由夹杂物的形态控制而有助于延性、耐氢脆性的提高。为了得到这样的效果，需要含有0.0005％以上。另一方面，超过0.01％含有时，使热加工性降低。因此，在含有时，ca优选限定在0.0005～0.01％的范围。应予说明，更优选为0.0006～0.01％。
mg与ca、rem同样地介由夹杂物的形态控制而有助于延性提高，并且生成与其它元素的复合析出物、复合结晶物，有助于耐氢脆性提高。为了得到这样的效果，需要含有0.0005％以上。另一方面，如果超过0.01％含有mg，则生成粗大的氧化物、硫化物而延性降低。因此，在含有时，mg优选限定在0.0005～0.01％的范围。应予说明，更优选为0.0006～0.01％。
d组：sb：0.002～0.03％
d组：sb是具有在钢板加热、冷却时抑制钢板表层的脱碳层的形成的作用的元素，可以根据需要而含有。为了得到这样的效果，需要含有0.002％以上。另一方面，超过0.03％含有时，导致轧制负荷增大，使生产率降低。因此，在含有时，sb优选限定在0.002～0.03％的范围。应予说明，更优选为0.002～0.02％。
e组：b：0.0005～0.05％
e组：b是有效地有助于热压时的淬透性提高以及热压后的韧性提高的元素，可以根据需要而含有。为了得到这样的效果，需要含有0.0005％以上。另一方面，超过0.05％大量含有时，存在热轧时的轧制负荷增加，在热轧后生成马氏体相或贝氏体相而产生钢板裂纹等情况。因此，在含有时，b优选限定在0.0005～0.05％的范围。应予说明，更优选为0.0005～0.01％。
上述成分以外的剩余部分由fe和不可避免的杂质构成。应予说明，作为不可避免的杂质，o(氧)：0.0100％以下可以允许。
此外，本发明的高强度热压部件具有上述组成，并且，具有由以体积率计为80％以上的马氏体相和以体积率计为3.0～20.0％的残余奥氏体相构成的组织。应予说明，除马氏体相和残余奥氏体相以外，可以允许合计以体积率计为10％以下(包括0％)的贝氏体相、铁素体相、渗碳体、珠光体。
马氏体相：以体积率计为80％以上
为了确保拉伸强度ts：1500mpa以上，需要使以体积率计为80％以上的马氏体相为主相。马氏体相小于80％时，无法确保上述所希望的高强度。应予说明，为了含有所希望量的残余奥氏体相，马氏体相优选最多为97％以下。
残余奥氏体相：以体积率计为3.0～20.0％
残余奥氏体相是因变形时的trip效果(相变诱发塑性)而提高均匀伸长率的、本发明中最重要的组织。在本发明中，含有以体积率计为3.0～20.0％的残余奥氏体相。随着残余奥氏体相的体积率增加，均匀伸长率上升。残余奥氏体的体积率小于3.0％时，无法确保6.0％以上的均匀伸长率uel。另一方面，如果残余奥氏体相的体积率超过20.0％，则表达trip效果后相变的硬质的马氏体相变得过多，韧性降低。因此，残余奥氏体相限定在以体积率计为3.0～20.0％的范围。应予说明，优选为5.0～18.0％。
应予说明，在有效地表达trip效果(相变诱发塑性)的残余奥氏体相的稳定形成中，重要的是：使用含有适量mn的组成的钢板(坯料)，以及对该坯料实施在热压前使mn在奥氏体中稠化的预处理，以及使热压时的加热工序等合理化。
优选在具有上述组成、组织的本发明的高强度热压部件的表面具有镀覆层。
在作为热压部件的坯料使用的钢板为镀覆钢板时，在得到的热压部件的表层残余镀覆层。通过在热压部件表面具有镀覆层，能够不进行表面的氧化皮剥离地将部件供于使用，热压工序的生产率得到提高。这是由于通过使用镀覆钢板作为热压部件的坯料，从而抑制在热压的加热时生成氧化皮。
应予说明，作为镀覆层，优选为zn系镀覆层或al系镀覆层。在需要耐腐蚀性的部件中，zn系镀覆比al系镀覆优异。这是由于可以通过锌zn的牺牲防腐蚀作用来降低钢基体的腐蚀速度。应予说明，作为zn系镀覆，可以例示一般的熔融锌镀覆、合金化熔融锌镀覆、zn-ni系镀覆等。其中，优选为含有10～25质量％的ni的zn-ni系镀覆。通过为zn-ni系镀覆，从而显著抑制热压加热时的氧化皮生成以外，还能够防止液态金属脆化裂纹。已知液态金属脆化裂纹是在热压时因加热而熔融的zn成型时的形变，发生钢基体的裂纹的现象。在zn系镀覆中含有10％以上的ni时，zn系镀覆层的熔点上升，能够防止上述液态金属脆化裂纹。另外，如果ni超过25％，则该效果饱和。
另外，作为al系镀覆层，可以例示al-10质量％si镀覆。
应予说明，在热压部件的表层存在的锌系镀覆层还有能够在热压工序的加热初期形成氧化锌膜并在其后的热压部件的处理中防止zn蒸发的效果。
接下来，对本发明的高强度热压部件的制造方法进行说明。
优选利用转炉等公知的熔炼方法对具有上述组成的溶钢进行熔炼，为了防止宏观偏析而利用连续铸造法来制成板坯(钢坯料)。应予说明，代替连续铸造法，铸锭法或薄板坯连铸法也都没有任何问题。另外，得到的板坯暂时冷却至室温后，为了再加热而装入到加热炉中。
应予说明，在本发明中，应用不将板坯冷却至室温地将温片直接装入到加热炉中或者在进行稍微保热后马上进行热轧的直接轧制等的节能工艺也没有问题。
得到的板坯在加热到规定的加热温度后，实施热轧工序而制成热轧钢板。应予说明，作为规定的加热温度，可以例示1000～1300℃。加热到上述加热温度的板坯通常实施精轧入侧温度为1100℃以下、精轧出侧温度为800～950℃的热轧，以平均冷却速度：5℃/s以上的条件进行冷却，以300～750℃的卷取温度卷取成带卷状，由此制成热轧钢板。
得到的热轧钢板通过进行酸洗、实施冷轧而制成冷轧钢板。应予说明，为了在热压前的加热时或其后的退火时防止异常晶粒生长，冷轧时的压下率优选为30％以上。更优选为50％以上。另外，因为轧制负荷增加，生产率降低，所以压下率优选为85％以下。另外，在轧制负荷明显提高时，也可以在冷轧前对热轧钢板进行软化退火。软化退火优选利用分批退火炉、连续退火炉等进行。
在本发明的高强度热压部件的制造方法中，使用冷轧钢板作为坯料。应予说明，使用冷轧钢板的理由是因为不仅确保薄壁钢板，而且板厚精度优良。
在本发明的高强度热压部件的制造方法中，对坯料实施加热工序和热压成型工序而制成规定形状的热压部件。
在本发明中使用的坯料是制成具有上述组成的冷轧钢板，进一步对该冷轧钢板实施向奥氏体中的mn稠化处理而得的钢板。向奥氏体中的mn稠化处理是加热到ac1相变点～850℃的温度区域的温度，以该温度保持100s～48h、在此之后进行冷却的处理。
然后，对具有上述组成的冷轧钢板实施加热到ac1相变点～850℃的温度区域的温度，以该温度保持100s～48h、在此之后进行冷却的处理。该处理对于本发明中确保热压部件的所希望的均匀伸长率而言是最重要的工序。
加热温度：ac1相变点～850℃
在本发明中，在二相温度区域进行加热，使mn在奥氏体中稠化。在稠化有mn的奥氏体中，马氏体相变结束温度为室温以下，变得容易生成残余奥氏体。加热温度小于ac1相变点时，不生成奥氏体，无法使mn向奥氏体中稠化。另一方面，如果加热温度超过850℃，则成为奥氏体单相温度区域，无法进行向奥氏体中的mn稠化。因此，加热温度限定为ac1相变点～850℃。应予说明，优选为(ac1相变点+20℃)～700℃。
应予说明，ac1相变点(℃)使用利用下述公式算出的值。
ac1相变点(℃)＝751-16c+11si-28mn-5.5cu-16ni+13cr+3.4mo
(在此，c、si、mn、ni、cu、cr、mo：各元素的含量(质量％))
当计算ac1相变点时，在不含有上述公式中记载的元素的情况下，将该元素的含量计为零而进行计算。
加热保持时间：100s～48h
向奥氏体中的mn的稠化随着加热保持时间的经过而进行。加热保持时间小于100s时，mn向奥氏体中的稠化不充分，得不到所希望的均匀伸长率。另一方面，如果加热保持时间超过48h地变为长时间，则生成珠光体，得不到所希望的均匀伸长率。因此，加热保持时间限定在100s～48h的范围。应予说明，优选为1～24h。
进一步优选加热保持时间为2.5～20h。由于在该加热保持时间范围内，mn向奥氏体中的稠化充分进行，残余奥氏体的稳定度增加。由此得到以体积率计为10％以上的残余奥氏体，得到9.5％以上的均匀伸长率。
应予说明，上述加热保持后的冷却无需进行特别限定，优选根据使用的加热炉等而适当地进行放冷(缓慢冷却)或控制冷却等。
优选上述的向奥氏体中的mn稠化处理利用分批退火炉、连续退火炉进行。关于在分批退火炉中的处理条件，无需对除上述加热保持条件以外的条件进行特别限定。在本发明中，例如从mn稠化的观点考虑，优选加热速度为40℃/h以上，加热保持后的冷却为40℃/h以上。另外，关于在连续退火炉中的处理条件，也无需对除上述加热保持条件以外的条件进行特别限定。在本发明中，例如从制造性的观点考虑，优选在进行上述加热保持后，以10℃/s以上的平均冷却速度冷却至350～600℃的温度区域的冷却停止温度，继而在350～600℃的温度区域滞留10～300s，其后，进行冷却、卷取的处理。
在本发明中，作为坯料使用的冷轧钢板可以为非镀覆钢板、镀覆钢板中的任一种。使用非镀覆钢板时，需要在热压工序后对热压部件进行喷丸等氧化皮剥离处理。另一方面，使用镀覆钢板时，为了在热压工序的加热时抑制氧化皮的生成，无需对热压后的热压部件进行喷丸等氧化皮剥离处理，热压工序的生产率得到提高。
作为坯料，使用冷轧镀覆钢板时，优选具有附着量为每个单面10～90g/m2的镀覆层的冷轧镀覆钢板。镀覆附着量小于10g/m2时，抑制加热时的氧化皮生成的效果不足。另一方面，如果镀覆附着量超过90g/m2，则在镀覆钢板的制造时产生对辊的镀覆附着，生产率受到阻碍。因此，镀覆附着量优选限定为每个单面10～90g/m2。应予说明，更优选为30～70g/m2。
以抑制氧化皮生成为目的时，作为镀覆层，可以例示一般的熔融锌镀覆(gi)、合金化熔融锌镀覆(ga)等锌系镀覆，以及铝系镀覆等。应予说明，作为需要耐腐蚀性的部件用途，锌系镀覆比铝系镀覆优异。这是由于能够利用锌zn的牺牲防腐蚀作用来降低钢基体的腐蚀速度。
另外，作为锌系镀覆，优选为含有10～25质量％的ni的zn-ni系镀覆。作为在钢板表面形成的镀覆层，通过制成zn-ni系镀覆层，从而除了抑制热压加热时的氧化皮生成，还能够防止液态金属脆化裂纹。已知液态金属脆化裂纹是在热压时因加热而熔融的zn成型时的形变，发生钢基体的裂纹的现象。在zn系镀覆层中含有10％以上的ni时，zn系镀覆层的熔点上升，能够防止上述液态金属脆化裂纹。另外，如果ni超过25％，则该效果饱和。
接下来，对实施了上述处理的坯料实施加热工序和热压成型工序而制成规定形状的热压部件。
加热工序是将坯料以800～1000℃的温度区域的温度保持600s以下(包括0s)的工序。
在加热工序中，将坯料加热成奥氏体单相区。因此，将加热温度限定为800℃以上。加热温度小于800℃时，奥氏体化变得不充分，热压后的部件组织无法确保所希望的马氏体量，变得无法得到所希望的拉伸强度。另一方面，如果加热温度超过1000℃地变为高温，则由坯料的预处理在奥氏体中稠化的mn均匀化，无法确保所希望的残余奥氏体量，变得无法得到所希望的均匀伸长率。因此，在加热工序中，将加热温度限定为800～1000℃的温度区域的温度。应予说明，优选为800～950℃。
应予说明，向加热温度的加热速度无需进行特别限定。在本发明中，优选为1～400℃/s。加热速度小于1℃/s时，生产率降低。另一方面，如果超过400℃/s，则有时温度控制变得不稳定。应予说明，更优选为10～150℃/s。
另外，在上述加热温度下的保持时间限定为600s以下(包括0s)。
随着在加热温度下的保持时间的经过，稠化了的mn向周围扩散而均匀化。因此，如果保持超过600s，则无法确保所希望的残余奥氏体量。因此，在上述加热温度下的保持时间限定为600s以下(包括0s)。应予说明，这里所说的“保持时间0s”表示在达到加热温度后，立即结束加热。
应予说明，坯料的加热方法也无需进行特别限定，作为一般的加热方法的电炉、煤气炉、红外线加热、高频加热、直接通电加热等均可以应用。另外，气氛也无需进行特别限定，大气中、非活性气体气氛中等都可以应用。
另外，热压成型工序是使用成型用模具对在加热工序中加热过的坯料同时实施加压成型和淬火的工序。
在加热工序中加热成奥氏体单相区的坯料被输送到冲压机中，在冲压机内利用成型用模具进行加压成型而成型为规定的尺寸形状的热压部件，同时进行淬火。由此，热压部件的组织成为以硬质的马氏体相为主体的组织，成为具有高拉伸强度的热压部件。
应予说明，关于冲压机内的加压成型开始温度(加压温度)无需进行特别限定。在本发明中，优选为500℃以上。加压成型开始温度小于500℃时，成型负荷增大，冲压机所需负荷增加。因此，加压成型开始温度优选为500℃以上。应予说明，更优选为650℃以上。从制造工序来看，加压成型开始温度的上限为加热保持温度。应予说明，直到成型开始的输送中一般进行空冷。然而，利用气体、液体等制冷剂加快冷却速度时，优选利用保热箱等保温器具来降低冷却速度。
另外，关于模具内的冷却速度无需进行特别限定。在本发明中，以直到200℃的平均冷却速度计优选为20℃/s以上。直到200℃的平均冷却速度小于20℃/s时，在模具中的冷却时间变长，在热压工序中的生产率降低。因此，在模具内的冷却速度以直到200℃的平均冷却速度计优选限定为20℃/s以上。应予说明，更优选为40℃/s以上。
另外，对从模具中取出的时间、从模具中取出后的冷却速度无需进行特别限定。应予说明，作为冷却方法，例如将凸模在下止点保持1s～60s，使用凹模和凸模来冷却热压部件。其后，从模具中取出热压部件，进行冷却。模具内和从模具中取出后的冷却可以组合利用气体、液体等制冷剂进行的冷却方法，由此还能够提高生产率。
实施例
将表1-1和1-2所示的组成的钢水在小型真空熔解炉中熔炼，制成小型钢锭(50kgf)后，实施开坯轧制-粗轧-精轧工序。在精轧工序中实施加热到加热温度：1100～1300℃、精轧出侧温度：800～950℃的热轧而制成热轧钢板。应予说明，热轧结束后的冷却速度在800～600℃平均为5～200℃/s，卷取温度为500～650℃。对得到的热轧钢板进一步实施酸洗和压下率：45～70％的冷轧而制成冷轧钢板(板厚：1.6mm)。
应予说明，对得到的冷轧钢板的一部分实施镀覆处理，如表2-1～2-3所示，制成在表面具有镀覆层的冷轧钢板(镀覆钢板)。镀覆层为熔融锌镀覆层(gi)、合金化熔融锌镀覆层(ga)、al-10质量％si镀覆层(al-si)、zn-12质量％ni镀覆层(ni-zn)中的任一种。另外，镀覆附着量在任一镀覆层中都为每个单面30～60g/m2。
从这些冷轧钢板采取试验材料(大小：200mm×400mm)，对该试验材料以表2-1～2-3所示的条件实施热处理，制成热压部件用的坯料。
[表2-1]
＊)al-si：al-10mass％si镀覆层
zn-ni：zn-12mass％ni镀覆层
[表2-2]
＊)zn-ni：zn-12mass％ni镀覆层
[表2-3]
＊)zn-ni：zn-12mass％ni镀覆层
接下来，对得到的热压部件用坯料实施表3-1～3-3所示的条件的加热工序和表3-1～3-3所示的条件的热压成型工序，以表3-1～3-3所示的条件进行冷却而制成帽型的部件(热压部件)。应予说明，热压使用宽度：70mm、肩半径r：6mm的凸模和肩半径r：6mm的凹模，以成型深度：30mm进行。
应予说明，热压的加热工序使用电热炉在大气中进行时，如表3-1～3-3所示，加热速度在室温(rt)～750℃平均为3～15℃/s。另外，使用直接通电加热装置在大气中进行时，如表3-1～3-3所示，加热速度在rt～750℃之间平均为3～200℃/s。加压开始温度为800～500℃。另外，冷却利用将凸模在下止点保持1～60s，使用凹模和凸模的夹紧和在从夹紧打开的模上的空冷的组合，冷却至150℃以下。如表3-1～3-3所示，加压温度到200℃的平均冷却速度为30～300℃/s。
[表3-1]
[表3-2]
[表3-3]
从得到的热压部件的帽顶板部的位置采取jis5号拉伸试验片(平行部：25mm宽，平行部长度：60mm，gl＝50mm)，按照jisz2241实施拉伸试验，求出拉伸特性(拉伸强度ts，总伸长率tel，均匀伸长率uel)。
另外，从得到的热压部件的帽顶棚部以在壁厚1/4位置与轧制方向平行的截面成为观察面的方式采取组织观察用试验片。对观察面进行研磨，用3vol.％硝酸酒精溶液进行腐蚀而显出组织，使用扫描式电子显微镜(倍率：2000倍)对组织进行观察、拍摄。根据得到的组织照片，利用图像解析而进行组织鉴定并求出组织分率。
应予说明，组织的鉴定和组织分率如下进行。
对在任意设定的50μm×50μm四方的正方形区域内存在的组织进行鉴定后，求出各相的占有面积率，换算成该相的体积率。
应予说明，从扫描式电子显微镜组织照片观察，将观察到的较平滑的面且黑色的相作为铁素体相，在晶界观察到的膜状或块状的白色的相作为渗碳体，铁素体相和渗碳体形成为层状的相作为珠光体(应予说明，根据珠光体的生长方向，有时观察不到层状)，在板条间生成了碳化物的相和由在晶粒内没有碳化物的贝氏体铁素体构成的相作为贝氏体相。应予说明，马氏体相为将上述各相和残余奥氏体相的合计量从100％减去而得的值。
另外，从得到的热压部件的帽顶棚部切出x射线衍射用试验片，以壁厚1/4面成为衍射面的方式实施机械研磨、电解研磨后，进行x射线衍射，测定奥氏体相的分率。应予说明，利用x射线衍射来测定奥氏体(γ)的{200}面、{220}面、{311}面和铁素体(α)的{200}面、{211}面的衍射x射线积分强度，对全部的峰积分强度的组合求出强度比，将它们的平均值作为残余奥氏体相的体积率。应予说明，射线源为co。
将得到的结果示于表4-1～4-3。
[表4-1]
＊)p：珠光体
[表4-2]
＊)p：珠光体
[表4-3]
＊)p：珠光体
本发明例均成为具有拉伸强度ts：1500mpa以上、均匀伸长率uel：6.0％以上的高均匀伸长率的高强度热压部件。另一方面，偏离本发明范围的比较例的拉伸强度ts小于1500mpa或残余奥氏体小于3.0％，均匀伸长率uel小于6.0％，伸长率特性降低。