本发明涉及在机械结构部件等中使用的热压钢板构件、其制造方法以及热压用钢板。
背景技术：
为了汽车的轻量化，谋求车体中使用的钢材的高强度化，正在进行减少钢材的使用重量的努力。在广泛使用于汽车的薄钢板中，一般伴随着强度的增加，冲压成形性降低，从而制造复杂形状的部件变得困难。例如，伴随着延展性的降低，加工度高的部位发生断裂，或者回弹增大而使尺寸精度劣化。因此，高强度钢板、特别是具有980MPa以上的抗拉强度的钢板难以通过冲压成形而制造部件。虽然不是通过冲压成形、而是通过辊轧成形容易加工高强度钢板，但其适用对象限定于在长度方向具有同样的断面的部件。在专利文献1和2中记载着对于高强度钢板，以获得高成形性为目的的被称之为热压的方法。通过热压，以高精度对高强度钢板进行成形，可以得到高强度的热压钢板构件。另一方面，热压钢板构件还要求延展性的提高。但是，由专利文献1和2中记载的方法得到的钢板的钢组织实质上为马氏体单相，从而难以提高延展性。另外，在专利文献3和4中，虽然记载着以延展性的提高为目的的高强度热压钢板构件，但这些以前的热压钢板构件存在韧性的降低这样的其它问题。韧性的降低不仅在用于汽车时成为问题，而且在用于机械结构部件时也成为问题。在专利文献5和6中，也记载着以提高疲劳特性为目的的技术，但通过它们也难以得到充分的延展性和韧性。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：日本特开2010-65292号公报专利文献4：日本特开2007-16296号公报专利文献5：日本特开2007-247001号公报专利文献6：日本特开2005-298957号公报
技术实现要素：
发明所要解决的课题本发明的目的在于：提供具有高强度、且可以得到优良的延展性和韧性的热压钢板构件、其制造方法以及热压用钢板。用于解决课题的手段本发明人就因以延展性的提高为目的的以前的高强度热压钢板构件而产生韧性降低的原因进行了研究。结果表明：在以延展性的提高为目的而将热压钢板构件的钢组织设定为包含铁素体和马氏体的复相组织的情况下，用于得到热压钢板构件的热压在加热中以及在空冷中容易进行脱碳，从而产生起因于脱碳的韧性的降低。也就是说，脱碳的结果表明：在热压钢板构件的从表面至15μm左右深的区域，铁素体的比例升高，例如，有时也出现实质上由铁素体单相构成的层状组织(以下有时称为“铁素体层”)，该区域的铁素体晶界的脆弱性诱发韧性的明显劣化。该脱碳在得到复相组织时特别明显，这种现象在以前并没有认识到。本发明人基于这样的见解而反复进行了潜心的研究，结果发现：通过采用适当条件下的热压等对具备含有规定量的C和Mn并比较多地含有Si的化学组成、且具备规定的钢组织的热压用钢板进行处理，可以得到钢组织为包含铁素体和马氏体的复相组织、且表层部的脱碳受到抑制的热压钢板构件。本发明人进而发现：该热压钢板构件具有980MPa以上的高抗拉强度，还具有优良的延展性和韧性。本发明人还发现：该热压钢板构件还具有意想不到的、优良的疲劳特性。而且本发明人想到以下所示的发明的诸方式。(1)一种热压钢板构件，其特征在于，所述热压钢板构件以质量％计，具有以下所示的化学组成：C：0.10％～0.34％、Si：0.5％～2.0％、Mn：1.0％～3.0％、sol.Al：0.001％～1.0％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、N：0.01％以下、Ti：0％～0.20％、Nb：0％～0.20％、V：0％～0.20％、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和杂质；从表面至15μm深的表层部的铁素体的面积率为除所述表层部以外的部位即内层部的铁素体的面积率的1.20倍以下，所述内层部以面积％计，具有铁素体：10％～70％、马氏体：30％～90％、铁素体和马氏体的合计面积率：90％～100％的钢组织；在所述内层部内，马氏体中的Mn浓度为铁素体中的Mn浓度的1.20倍以上；抗拉强度为980MPa以上。(2)根据上述(1)所述的热压钢板构件，其特征在于，所述化学组成以质量％计，含有选自Ti：0.003％～0.20％、Nb：0.003％～0.20％、V：0.003％～0.20％、Cr：0.005％～1.0％、Mo：0.005％～1.0％、Cu：0.005％～1.0％、以及Ni：0.005％～1.0％之中的1种或2种以上。(3)根据上述(1)或(2)所述的热压钢板构件，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％、以及Zr：0.0003％～0.01％之中的1种或2种以上。(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的热压钢板构件，其特征在于，所述化学组成以质量％计，含有B：0.0003％～0.01％。(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的热压钢板构件，其特征在于，所述化学组成以质量％计，含有Bi：0.0003％～0.01％。(6)一种热压用钢板，其特征在于，所述热压用钢板以质量％计，具有以下所示的化学组成：C：0.10％～0.34％、Si：0.5％～2.0％、Mn：1.0％～3.0％、sol.Al：0.001％～1.0％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、N：0.01％以下、Ti：0％～0.20％、Nb：0％～0.20％、V：0％～0.20％、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和杂质；所述热压用钢板具备含有铁素体和渗碳体、且贝氏体和马氏体的合计面积率为0％～10％、且渗碳体的面积率为1％以上的钢组织；渗碳体中的Mn浓度为5％以上。(7)根据上述(6)所述的热压用钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计，含有选自Ti：0.003％～0.20％、Nb：0.003％～0.20％、V：0.003％～0.20％、Cr：0.005％～1.0％、Mo：0.005％～1.0％、Cu：0.005％～1.0％、以及Ni：0.005％～1.0％之中的1种或2种以上。(8)根据上述(6)或(7)所述的热压用钢板，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％、以及Zr：0.0003％～0.01％之中的1种或2种以上。(9)根据上述(6)～(8)中任一项所述的热压用钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计，含有B：0.0003％～0.01％。(10)根据上述(6)～(9)中任一项所述的热压用钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计，含有Bi：0.0003％～0.01％。(11)一种热压钢板构件的制造方法，其特征在于，所述制造方法具有以下的工序：将上述(6)～(10)中任一项所述的热压用钢板加热至720℃～Ac3点的温度区域，从而将奥氏体中的Mn浓度设定为铁素体中的Mn浓度的1.20倍以上的工序；以及在所述加热之后进行热压，并以10℃/秒～500℃/秒的平均冷却速度冷却至Ms点的工序；其中，在从所述加热结束至所述热压开始的期间，将所述热压用钢板的表面的C的减少量设定为低于0.0005质量％。(12)根据上述(11)所述的热压钢板构件的制造方法，其特征在于，在从所述加热结束至所述热压开始的期间，将所述热压用钢板曝露于大气下的时间设定为低于15秒钟。发明的效果根据本发明，可以得到较高的抗拉强度，而且可以得到优良的延展性和韧性。具体实施方式下面就本发明的实施方式进行说明。本发明的实施方式涉及一种抗拉强度为980MPa以上的热压钢板构件。首先，就本发明的实施方式的热压钢板构件(以下有时称之为“钢板构件”)以及在其制造中使用的热压用钢板的化学组成进行说明。在以下的说明中，钢板构件或者热压用钢板中包含的各元素含量的单位“％”只要没有特别说明，就意味着“质量％”。本实施方式的钢板构件以及在其制造中使用的热压用钢板的化学组成以质量％计，用C：0.10％～0.34％、Si：0.5％～2.0％、Mn：1.0％～3.0％、sol.Al：0.001％～1.0％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、N：0.01％以下、Ti：0％～0.20％、Nb：0％～0.20％、V：0％～0.20％、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％、剩余部分：Fe和杂质来表示。作为杂质，可以例示出在矿石和废料等原材料中含有的杂质、在制造工序中含有的杂质。(C：0.10％～0.34％)C是提高热压用钢板的淬透性、而且是主要决定钢板构件的强度的非常重要的元素。当钢板构件的C含量低于0.10％时，难以确保980MPa以上的抗拉强度。因此，钢板构件的C含量设定为0.10％以上。钢板构件的C含量优选为0.12％以上。当钢板构件的C含量超过0.34％时，钢板构件中的马氏体变得硬质，从而韧性的劣化明显。因此，钢板构件的C含量设定为0.34％以下。从焊接性的角度考虑，钢板构件的C含量优选为0.30％以下，更优选为0.25％以下。如后所述，热压钢板构件在制造时有时也产生脱碳，但其量由于小到可以忽视的程度，因而热压用钢板的C含量与钢板构件的C含量实质上一致。(Si：0.5％～2.0％)Si对于提高钢板构件的延展性以及确保使钢板构件的强度稳定是非常有效的元素。当Si含量低于0.5％时，难以获得上述的作用。因此，Si含量设定为0.5％以上。当Si含量超过2.0％时，由上述作用产生的效果达到饱和，从而在经济上是不利的，而且镀层润湿性的降低变得明显，镀覆不上的现象经常发生。因此，Si含量设定为2.0％以下。从提高焊接性的角度考虑，Si含量优选为0.7％以上，更优选为1.1％以上。从抑制钢板构件的表面缺陷的角度考虑，Si含量优选为1.8％以下，更优选为1.35％以下。(Mn：1.0％～3.0％)Mn是对热压用钢板的淬透性的提高以及钢板构件的强度的确保非常有效的元素。当Mn含量低于1.0％时，使钢板构件确保980MPa以上的抗拉强度是非常困难的。因此，Mn含量设定为1.0％以上。为了更切实地得到上述作用，Mn含量优选为1.1％以上，更优选为1.15％以上。当Mn含量超过3.0％时，钢板构件的钢组织成为明显的带状，从而弯曲性的降低和耐冲击性的劣化变得明显。因此，Mn含量设定为3.0％以下。从用于获得热压用钢板的热轧和冷轧的生产率的角度考虑，Mn含量优选为2.5％以下，更优选为2.45％以下。(sol.Al(酸溶性Al)：0.001％～1.0％)Al是具有对钢脱氧而使钢材健全化的作用的元素。当sol.Al含量低于0.001％时，难以获得上述的作用。因此，sol.Al含量设定为0.001％以上。为了更切实地获得上述的作用，sol.Al含量优选为0.015％以上。当sol.Al含量超过1.0％时，焊接性的降低变得明显，而且氧化物系夹杂物增加，从而表面性状的劣化变得明显。因此，sol.Al含量设定为1.0％以下。为了获得更良好的表面性状，sol.Al含量优选为0.080％以下。(P：0.05％以下)P不是必须元素，例如作为杂质在钢中含有。从焊接性的角度考虑，P含量越低越好。特别在P含量超过0.05％时，焊接性的降低明显。因此，P含量设定为0.05％以下。为了确保更良好的焊接性，P含量优选为0.018％以下。另一方面，P具有通过固溶强化而使钢的强度得以提高的作用。为了获得该作用，也可以含有0.003％以上的P。(S：0.01％以下)S不是必须元素，例如作为杂质在钢中含有。从焊接性的角度考虑，S含量越低越好。特别在S含量超过0.01％时，焊接性的降低明显。因此，S含量设定为0.01％以下。为了确保更良好的焊接性，S含量优选为0.003％以下，更优选为0.0015％以下。(N：0.01％以下)N不是必须元素，例如作为杂质在钢中含有。从焊接性的角度考虑，N含量越低越好。特别在N含量超过0.01％时，焊接性的降低明显。因此，N含量设定为0.01％以下。为了确保更良好的焊接性，N含量优选为0.006％以下。Ti、Nb、V、Cr、Mo、Cu、Ni、Ca、Mg、REM、Zr、B以及Bi不是必须元素，是钢板构件以及热压用钢板也能够以规定量为限度而适当含有的任选元素。(Ti：0％～0.20％、Nb：0％～0.20％、V：0％～0.20％、Cr：0％～1.0％、Mo：0％～1.0％、Cu：0％～1.0％、Ni：0％～1.0％)Ti、Nb、V、Cr、Mo、Cu以及Ni对于确保使钢板构件的强度稳定都是有效的元素。因此，也可以含有选自这些元素中的1种或2种以上。但是，对于Ti、Nb以及V，如果任一种的含量超过0.20％，则不仅用于得到热压用钢板的热轧和冷轧变得困难，而且相反地，稳定并确保强度变得困难。因此，Ti含量、Nb含量以及V含量均设定为0.20％以下。对于Cr，如果其含量超过1.0％，则确保稳定的强度变得困难。因此，Cr含量设定为1.0％以下。对于Mo，如果其含量超过1.0％，则用于得到热压用钢板的热轧和冷轧变得困难。因此，Mo含量设定为1.0％以下。对于Cu和Ni，如果任一种的含量为1.0％，则由上述作用产生的效果达到饱和，从而在经济上是不利的，而且用于得到热压用钢板的热轧和冷轧变得困难。因此，Cu含量和Ni含量均设定为1.0％以下。为了确保使钢板构件的强度稳定，Ti含量、Nb含量以及V含量均优选为0.003％以上，Cr含量、Mo含量、Cu含量以及Ni含量均优选为0.005％以上。也就是说，“Ti：0.003％～0.20％”、“Nb：0.003％～0.20％”、“V：0.003％～0.20％”、“Cr：0.005％～1.0％”、“Mo：0.005％～1.0％”、“Cu：0.005％～1.0％”以及“Ni：0.005％～1.0％”之中的至少一个优选得到满足。(Ca：0％～0.01％、Mg：0％～0.01％、REM：0％～0.01％、Zr：0％～0.01％)Ca、Mg、REM以及Zr都有助于夹杂物的控制，特别有助于夹杂物的微细分散化，是具有提高韧性的作用的元素。因此，也可以含有选自这些元素中的1种或2种以上。但是，如果任一种的含量超过0.01％，则表面性状的劣化往往变得显著。因此，Ca含量、Mg含量、REM含量以及Zr含量均设定为0.01％以下。为了提高韧性，Ca含量、Mg含量、REM含量以及Zr含量均优选为0.0003％以上。也就是说，“Ca：0.0003％～0.01％”、“Mg：0.0003％～0.01％”、“REM：0.0003％～0.01％”以及“Zr：0.0003％～0.01％”之中的至少一个优选得到满足。REM(稀土类金属)是指Sc、Y以及镧系元素合计17种元素，“REM含量”意味着这17种元素的合计含量。镧系元素在工业上例如以混合稀土(mischmetal)的形式添加。(B：0％～0.01％)B是具有提高钢板韧性的作用的元素。因此，也可以含有B。但是，如果B含量超过0.01％，则热加工性劣化，从而使用于得到热压用钢板的热轧变得困难。因此，B含量设定为0.01％以下。为了提高韧性，B含量优选为0.0003％以上。也就是说，B含量优选为0.0003％～0.01％。(Bi：0％～0.01％)Bi为具有使钢组织均匀、且提高耐冲击性的作用的元素。因此，也可以含有Bi。但是，如果Bi含量超过0.01％，则热加工性劣化，从而使用于得到热压用钢板的热轧变得困难。因此，Bi含量设定为0.01％以下。为了提高耐冲击性，Bi含量优选为0.0003％以上。也就是说，Bi含量优选为0.0003％～0.01％。接着，就本实施方式的钢板构件的钢组织进行说明。关于该钢板构件，从表面至15μm深的表层部的铁素体的面积率为除表层部以外的部位即内层部的铁素体的面积率的1.20倍以下，内层部以面积％计，具有铁素体：10％～70％、马氏体：30％～90％、铁素体和马氏体的合计面积率：90％～100％的钢组织。另外，在内层部内，马氏体中的Mn浓度为内层部的铁素体中的Mn浓度的1.20倍以上。所谓钢板构件的表层部，意味着从表面至15μm深的表面部位，所谓内层部，意味着除该表层部以外的部位。也就是说，内层部是钢板构件的除表层部以外的部分。与内层部的钢组织有关的数值例如是内层部的整个厚度方向的平均值，但可以用距钢板构件表面的深度为钢板构件的厚度的1/4这一地点(以下有时将该地点称为“1/4深度位置”)的与钢组织有关的数值来代表。例如，如果钢板构件的厚度为2.0mm，则可以用距表面的深度为0.50mm这一地点的数值来代表。这是因为1/4深度位置的钢组织表示钢板构件在厚度方向上的平均的钢组织。于是，在本发明中，将在1/4深度位置测得的铁素体的面积率以及马氏体的面积率分别设定为内层部的铁素体的面积率以及马氏体的面积率。此外，之所以将表层部定义为从表面至15μm深的表面部位，是因为在本发明人所研究的限度内，产生脱碳的范围的最大深度大致为15μm。(表层部的铁素体的面积率：内层部的铁素体的面积率的1.20倍以下)当表层部的铁素体的面积率超过内层部的铁素体的面积率的1.20倍时，表层部的铁素体的晶界很脆弱，从而韧性明显地低。因此，表层部的铁素体的面积率设定为内层部的铁素体的面积率的1.20倍以下。表层部的铁素体的面积率优选为内层部的铁素体的面积率的1.18倍以下。此外，在使用本发明的实施方式的热压用钢板并于后述的条件下进行热压的情况下，由于难以产生脱碳，因而钢板构件的表层部的铁素体的面积率容易成为内层部的铁素体的面积率的1.16倍以下。此外，在通常的热压的加热时，并不像渗碳处理那样，实施使钢板表面附近的C浓度得以提高的处理。因此，通常地说，表层部的铁素体的面积率不会低于内层部的铁素体的面积率，表层部的铁素体的面积率为内层部的铁素体的面积率的1.0倍以上。(内层部的铁素体的面积率：10％～70％)通过使内层部存在适量的铁素体，便可以得到良好的延展性。当内层部的铁素体的面积率低于10％时，铁素体的大部分陷于孤立，从而不能得到良好的延展性。因此，内层部的铁素体的面积率设定为10％以上。当内层部的铁素体的面积率超过70％时，不能充分确保作为强化相的马氏体，从而难以确保980MPa以上的抗拉强度。因此，内层部的铁素体的面积率设定为70％以下。为了确保更良好的延展性，内层部的铁素体的面积率优选为30％以上。(内层部的马氏体的面积率：30％～90％)通过使内层部存在适量的马氏体，便可以得到较高的强度。当内层部的马氏体的面积率低于30％时，难以确保980MPa以上的抗拉强度。因此，内层部的马氏体的面积率设定为30％以上。当内层部的马氏体的面积率超过90％时，铁素体的面积率则低于10％，从而如上所述，不能得到良好的延展性。因此，内层部的马氏体的面积率设定为90％以下。为了确保更良好的延展性，内层部的马氏体的面积率优选为70％以下。(内层部的铁素体和马氏体的合计面积率：90％～100％)本实施方式的热压钢板构件的内层部优选由铁素体和马氏体构成，即铁素体和马氏体的合计面积率优选为100％。但是，作为铁素体和马氏体以外的相或者组织，有时也根据制造条件的不同，含有选自贝氏体、残余奥氏体、渗碳体以及珠光体之中的1种或2种以上。在此情况下，如果铁素体和马氏体以外的相或者组织的面积率超过10％，则在这些相或者组织的影响下，有时不能得到目标的特性。因此，内层部的铁素体和马氏体以外的相或者组织的面积率设定为10％以下。也就是说，内层部的铁素体和马氏体的合计面积率设定为90％以上。作为以上的钢组织中的各相的面积率的测定方法，可以采用本领域技术人员周知的方法。这些面积率例如以在垂直于轧制方向的断面测得的值和在垂直于板宽度方向(与轧制方向垂直的方向)的断面测得的值的平均值的形式求出。也就是说，例如以在2断面测得的面积率的平均值的形式求出。(内层部的马氏体中的Mn浓度：内层部的铁素体中的Mn浓度的1.20倍以上)当内层部的马氏体中的Mn浓度低于内层部的铁素体中的Mn浓度的1.20倍时，表层部的铁素体的面积率必然较高，从而不能得到良好的韧性。因此，内层部的马氏体中的Mn浓度设定为内层部的铁素体中的Mn浓度的1.20倍以上。该比率的上限并没有特别的规定，但不会超过3.0。这样的钢板构件可以通过在规定的条件下对规定的热压用钢板进行处理来制造。在此，就本实施方式的钢板构件的制造中使用的热压用钢板的钢组织等进行说明。该热压用钢板具备含有铁素体和渗碳体、且贝氏体和马氏体的合计面积率为0％～10％、且渗碳体的面积率为1％以上的钢组织。另外，渗碳体中的Mn浓度为5％以上。(铁素体和渗碳体)铁素体和渗碳体既可以在珠光体中含有并存在，也可以独立于珠光体而存在。作为热压用钢板的钢组织的例子，可以列举出铁素体和珠光体的复相组织，铁素体、珠光体以及球状化渗碳体的复相组织。热压用钢板的钢组织也可以进一步含有马氏体。如果铁素体和渗碳体的合计面积率低于90％，则在热压中有时容易产生脱碳。因此，铁素体和渗碳体的合计面积率也包括在珠光体中含有的部分在内，优选为90％以上。(渗碳体的面积率：1％以上)当渗碳体的面积率低于1％时，在热压中容易产生脱碳，从而由该热压用钢板得到的热压钢板构件难以获得良好的韧性。因此，渗碳体的面积率设定为1％以上。(贝氏体和马氏体的合计面积率：0％～10％)当贝氏体和马氏体的合计面积率超过10％时，在热压中极易产生脱碳，从而由该热压用钢板得到的热压钢板构件不能获得良好的韧性。因此，贝氏体和马氏体的合计面积率设定为10％以下。也可以不含有贝氏体和马氏体。而且在贝氏体和马氏体的合计面积率为10％以下的情况下，如果含有铁素体和渗碳体，则热压钢板构件可以得到良好的韧性。(渗碳体中的Mn浓度：5％以上)当渗碳体中的Mn浓度低于5％时，在热压中容易产生脱碳，从而由该热压用钢板得到的热压钢板构件不能获得良好的韧性。因此，渗碳体中的Mn浓度设定为5％以上。接着，就本实施方式的钢板构件的制造方法、即对热压用钢板进行处理的方法进行说明。在该热压用钢板的处理中，将该热压用钢板加热至720℃～Ac3点的温度区域，并将奥氏体中的Mn浓度设定为铁素体中的Mn浓度的1.20倍以上，在该加热之后进行热压，并以10℃/秒～500℃/秒的平均冷却速度冷却至Ms点。另外，在从加热结束至热压开始的期间，将热压用钢板的表面的C的减少量设定为低于0.0005％。(热压用钢板的加热温度：720℃～Ac3点的温度区域)供给热压的钢板即热压用钢板的加热在720℃～Ac3点的温度区域进行。Ac3点为由下述实验式(i)规定的成为奥氏体单相的温度(单位：℃)。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×Al+50×Ti(i)在此，上述式中的元素符号表示钢板的化学组成中的各元素的含量(单位：质量％)。当加热温度低于720℃时，与渗碳体的固溶相伴的奥氏体的生成困难或者不充分，难以将钢板构件的抗拉强度设定为980MPa以上。因此，加热温度设定为720℃以上。如果加热温度超过Ac3点，则钢板构件的钢组织成为马氏体单相，从而延展性的劣化明显。因此，加热温度设定为Ac3点以下。直至720℃～Ac3点的温度区域的加热速度以及在上述温度区域保持的加热时间并没有特别的限定，但分别优选为以下的范围。直至720℃～Ac3点的温度区域的加热中的平均加热速度优选设定为0.2℃/秒～100℃/秒。通过将平均加热速度设定为0.2℃/秒以上，可以确保更高的生产率。另外，通过将上述平均加热速度设定为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。特别是600℃～720℃的温度区域中的平均加热速度优选设定为0.2℃/秒～10℃/秒。这是为了更加促进Mn在铁素体和奥氏体之间的分配，更加促进Mn在奥氏体中的浓化，从而更切实地抑制脱碳。720℃～Ac3点的温度区域的加热时间优选设定为3分钟～10分钟。在此，所谓加热时间，是从钢板的温度到达720℃时至加热结束时的时间。所谓加热结束时，具体地说，是在炉加热的情况下钢板从加热炉取出时，在通电加热或者感应加热的情况下使通电等结束时。通过将加热时间设定为3分钟以上，由于可以更切实地促进Mn在铁素体和奥氏体之间的分配，更加促进Mn在奥氏体中的浓化，因而脱碳受到进一步的抑制。因此，容易将钢板构件的表层部的铁素体的面积率设定为内层部的铁素体的面积率的1.20倍以下。通过将加热时间设定为10分钟以下，可以使钢板构件的钢组织更加微细，因而钢板构件的耐冲击性得以进一步提高。(奥氏体中的Mn浓度：铁素体中的Mn浓度的1.20倍以上)在加热结束前，将奥氏体中的Mn浓度设定为铁素体中的Mn浓度的1.2倍以上。通过将奥氏体中的Mn浓度设定为铁素体中的Mn浓度的1.2倍以上，奥氏体便更加稳定，从而热压时变得极难产生脱碳。在不将奥氏体中的Mn浓度设定为铁素体中的Mn浓度的1.2倍以上的情况下，即在加热结束时，如果奥氏体中的Mn浓度低于铁素体中的Mn浓度的1.2倍，则由于不能充分促进Mn在铁素体和奥氏体之间的分配，因而奥氏体容易分解，从加热结束至热压开始这一期间的钢板曝露于大气下，在此期间，脱碳容易进行。因此，在加热结束前，将奥氏体中的Mn浓度设定为铁素体中的Mn浓度的1.2倍以上。该比率的上限并没有特别的规定，但不会超过3.0。此外，奥氏体中的Mn浓度以及铁素体中的Mn浓度可以通过热压用钢板的化学组成、钢组织以及加热条件来进行调整。例如，如上所述，通过延长720℃～Ac3点的温度区域的加热时间，可以促进Mn在奥氏体中的浓化。(在从加热结束至热压开始的期间的热压用钢板的表面的C的减少量：低于0.0005％)如果在该期间的热压用钢板的表面的C的减少量为0.0005％以上，则由于脱碳的影响，不能将钢板构件的表层部的铁素体的面积率设定为内层部的铁素体的面积率的1.20倍以下。因此，钢板构件不能得到充分的韧性。因此，该C的减少量设定为低于0.0005％。C的减少量例如可以使用辉光放电发射光谱分析装置(GDS：glowdischargespectroscope)或者电子探针显微分析装置(EPMA：electronprobemicroanalyzer)进行测定。也就是说，在加热结束时以及在热压开始时进行热压用钢板的表面的分析，对其结果进行比较，则可以求出C的减少量。对C的减少量进行调整的方法并没有特别的限定。例如，有时在从抽离上述加热中使用的加热炉等加热装置至投向热压装置的期间曝露于大气下，但该时间优选设定为尽可能的短时间，即使较长也优选设定为低于15秒钟，更优选设定为10秒钟以下。这是因为如果该时间为15秒钟以上，则脱碳得以进行，从而使钢板构件的表层部的铁素体的面积率升高。该时间的调整例如可以通过调整从抽离加热装置至热压装置的压力加工模具的输送时间来进行。(至Ms点的平均冷却速度：10℃/秒～500℃/秒)加热后进行热压，以10℃/秒～500℃/秒的平均冷却速度冷却至Ms点。当平均冷却速度低于10℃/秒时，贝氏体相变等扩散型相变过度地进行，从而不能确保作为强化相的马氏体的面积率，难以将钢板构件的抗拉强度设定为980MPa以上。因此，该平均冷却速度设定为10℃/秒以上。当平均冷却速度超过500℃/秒时，保持构件的均热变得极其困难，从而使强度变得不稳定。因此，该平均冷却速度设定为500℃/秒以下。此外，该冷却在温度到达400℃以后，因相变引起的发热容易变得非常大。因此，在采用与400℃以上的温度区域中的冷却同样的方法进行低于400℃的低温区域中的冷却的情况下，往往不能确保充分的平均冷却速度。于是，与直至400℃的冷却相比，优选更强有力地进行400℃～Ms点的冷却。例如，优选采用以下的方法。一般地说，热压中的冷却可以采用如下的方法来进行：预先使在被加热的钢板的成形中使用的钢制模具达到常温或者几十℃左右的温度，然后使该钢板与该模具接触。因此，平均冷却速度例如可以通过与模具尺寸的变更相伴的热容量的变化来进行控制。即使通过将模具的材料变更为异种金属(例如Cu等)，也可以控制平均冷却速度。即使通过使用水冷型模具，并使在该模具中流过的冷却水的量发生变化，也可以控制平均冷却速度。即使通过预先在模具中形成多个沟槽，并在热压中向沟槽通水，也可以控制平均冷却速度。即使通过在热压的途中抬起热压机，并使水流过其间，也可以控制平均冷却速度。即使通过调整模具余隙，使模具与钢板的接触面积发生变化，也可以控制平均冷却速度。作为提高400℃左右以后的冷却速度的方法，例如可以列举出以下3种。(a)在到达400℃之后，立即使钢板向热容量不同的模具或者室温状态的模具移动。(b)使用水冷模具，在到达400℃之后立即使模具中的流水量增加。(c)在到达400℃之后，立即使水流过模具和钢板之间。在该方法中，根据温度的不同而增加水量，由此也可以更加提高冷却速度。本实施方式的热压中的成形的方式并没有特别的限制。作为成形的方式，例如可以列举出弯曲加工、拉深成形、鼓凸成形、扩孔成形以及凸缘成形。成形的方式可以根据目标的钢板构件的种类而进行适当的选择。作为钢板构件的代表例，可以列举出汽车用增强部件即门护栏(doorguardbar)和保险杠加强件(bumperreinforcement)等。另外，只要能够在成形的同时或者在成形之后立即冷却钢板，热成形就不限定于热压。例如，作为热成形，也可以进行辊轧成形。通过对上述规定的热压用钢板实施这样的一连串的处理，便可以制造出本实施方式的钢板构件。也就是说，可以获得具有所希望的钢组织、抗拉强度为980MPa、且具有优良的延展性和韧性的热压钢板构件。例如，延展性可以采用拉伸试验的总拉伸率(EL)来进行评价，在本实施方式中，拉伸试验的总拉伸率优选为12％以上。总拉伸率更优选为14％以上。在热压以及冷却后，也可以进行喷丸处理。通过喷丸处理，可以除去氧化皮。喷丸处理由于还具有在钢板构件的表面导入压缩应力这样的效果，因而也能够获得抑制延迟断裂、提高疲劳强度这样的效果。此外，在上述钢板构件的制造方法中，热压并不伴随着预成形，而是将热压用钢板加热至720℃～Ac3点的温度区域而产生直至某种程度的奥氏体相变，然后进行成形。因此，加热前的室温下的热压用钢板的机械性质并不重要。因此，作为热压用钢板，例如可以使用热轧钢板、冷轧钢板、镀覆钢板等。作为热轧钢板，可以列举出具有铁素体和珠光体的复相组织的钢板、以及经过650℃～700℃的温度下的球状化退火而包含球状化渗碳体的钢板。作为冷轧钢板，例如可以列举出全硬质材料以及退火材料。作为镀覆钢板，例如可以列举出铝系镀覆钢板以及锌系镀覆钢板。这些制造方法并没有特别的限定。此外，在使用热轧钢板或者全硬质材料的情况下，如果钢组织为铁素体和珠光体的复相组织，则容易进一步促进热压的加热中的Mn的分配。另外，在使用退火材料的情况下，如果使退火温度成为铁素体和奥氏体的双相温度区域，则容易进一步促进热压的加热中的Mn的分配。本实施方式的钢板构件也可以经过与预成形相伴的热压而进行制造。例如，也可以在满足上述加热、脱碳处理、冷却的各条件的范围内，采用规定形状的模具对热压用钢板实施压力加工而进行预成形，将其投入至同一类型的模具中，施加挤压压力并进行骤冷，从而制造出热压钢板构件。在此情况下，也并不限定热压用钢板的种类以及其钢组织，但为了使预成形变得容易，优选尽可能使用低强度且具有延展性的钢板。例如，抗拉强度优选为700MPa以下。为了获得软质钢板，热轧钢板在热轧后的卷取温度优选设定为450℃以上，为了减少氧化皮损耗，优选设定为700℃以下。对于冷轧钢板，为了获得软质钢板，优选实施退火，退火温度优选设定为Ac1点温度～Ac3点。另外，退火后直至室温的平均冷却速度优选为上部临界冷却速度以下。此外，上述实施方式都只不过示出了实施本发明时的具体化的例子，不能由上述的实施方式限定性地解释本发明的技术范围。也就是说，本发明不会脱离其技术思想、或其主要特征而能够以各种形式加以实施。实施例下面，对本发明人进行的实验加以说明。在该实验中，首先，使用具有表1所示的化学组成的17种钢材，制作出具有表2所示的钢组织的24种热压用钢板(供给热处理的钢板)。此外，各钢材的剩余部分为Fe以及杂质。另外，表2中的铁素体和渗碳体的合计面积率也包括在珠光体中含有的铁素体和渗碳体的面积率。在供给热处理的钢板的制作中，首先，将在实验室熔炼的板坯于1250℃下加热30分钟，在900℃以上的温度下进行热轧，直至厚度为2.6mm。接着，使用水喷射冷却至600℃，装入炉中，在600℃下保持30分钟。然后，以20℃/小时缓冷至室温。该冷却的处理对热轧的卷取工序进行模拟。这样得到的热轧钢板的钢组织均为铁素体和珠光体的复相组织。接着，除试验材料No.21以外，通过酸洗从热轧钢板上除去氧化皮，然后，对热轧钢板进行冷轧，直至厚度为1.2mm。而且对于试验材料No.6，在冷轧之后，对由冷轧得到的冷轧钢板在奥氏体单相区域进行退火。另外，对于试验材料No.19，在冷轧之后，对由冷轧得到的冷轧钢板在铁素体和奥氏体的双相区域进行退火，进而实施每单面的镀层附着量为60g/m2的热浸镀锌。对于试验材料No.21，通过酸洗从热轧钢板上除去氧化皮，然后进行球状化退火。在该球状化退火中，将热轧钢板在650℃下保持5小时。供给热处理的钢板在制作后，在将空燃比设定为0.85的气体加热炉内，于表2所示的条件下对钢板进行加热。表2中的“加热时间”表示在钢板装入气体加热炉后，从钢板的温度达到720℃的时点直至将钢板从气体加热炉取出的时间。另外，表2中的“加热温度”不是钢板的温度，而是表示气体加热炉内的温度。接着，从气体加热炉中取出钢板，以各种时间进行空冷，进行钢板的热压，并对钢板冷却。在热压中，使用平板的钢制的模具。也就是说，没有进行成形。在钢板的冷却时，保持钢板与模具接触的状态不变，以表2所示的平均冷却速度冷却至Ms点，进而冷却至150℃，然后从模具中取出并放冷。在直至150℃的冷却中，用冷却水冷却模具的周围直至钢板的温度达到150℃，或者事先准备处在常温下的模具，在该模具内保持钢板直至钢板的温度达到150℃。在直至150℃的平均冷却速度的测定中，事先将热电偶贴附在钢板上，并对其温度过程进行了解析。这样一来，便制作出24种试验材料(供试验用钢板)。以下有时将试验材料(供试验用钢板)称为“进行过热压的钢板”。在得到进行过热压的钢板之后，对于这些钢板，分别求出表层部的铁素体的面积率、内层部的铁素体的面积率以及内层部的马氏体的面积率。这些面积率是对垂直于轧制方向的断面以及垂直于板宽度方向(与轧制方向垂直的方向)的断面这2个断面的光学显微镜观察图像或者电子显微镜观察图像进行图像解析而算出的值的平均值。在表层部的钢组织的观察中，对钢板的从表面至15μm深的区域进行了观察。在内层部的钢组织的观察中，进行了1/4深度位置的观察。表3示出了表层部的铁素体的面积率相对于内层部的铁素体的面积率之比、以及内层部的铁素体的面积率和马氏体的面积率。另外，也调查了进行过热压的钢板的机械性质。在该调查中，进行了抗拉强度(TS)和总拉伸率(EL)的测定、以及韧性的评价。在抗拉强度和总拉伸率的测定中，从各钢板上沿着与轧制方向垂直的方向采集JIS5号拉伸试验片而进行了拉伸试验。对于韧性的评价，在0℃下进行夏比冲击试验，从而测定出脆性断口率。对于夏比冲击试验用试料的制作，从各钢板上采集4片V型缺口试验片，将它们层叠在一起，并用螺丝拧紧。这些调查结果也如表3所示。此外，虽然对进行过热压的钢板实施了使用平板的钢制模具的热压，但在热压时没有实施成形。但是，该进行过热压的钢板的机械性质反映出成形时受到与本实验的热压同样的热过程而制作的热压钢板构件的机械性质。也就是说，不论热压时的成形的有无，只要热过程实质上是相同的，其后的机械性质也实质上相同。再者，使用电子探针显微分析仪(EPMA)，对刚加热后的铁素体中的Mn浓度以及奥氏体中的Mn浓度进行了测定。在该测定中，为了维持刚加热后的钢组织，在气体加热炉内进行于表2所示的条件下的加热，在从气体加热炉内取出后立即进行水冷。通过该水冷，奥氏体无扩散而相变为马氏体，从而铁素体就那样维持下来。因此，水冷后的铁素体中的Mn浓度与刚加热后的铁素体中的Mn浓度一致，水冷后的马氏体中的Mn浓度与刚加热后的奥氏体中的Mn浓度一致。然后，算出奥氏体中的Mn浓度相对于铁素体中的Mn浓度之比(Mn比)。该结果也如表3所示。如表3所示，试验材料No.1、No.3、No.5、No.8～No.10、No.12、No.13、No.15、No.17～No.19、No.21以及No.22为本发明例，显示出优良的延展性和韧性。也就是说，可以得到980MPa以上的抗拉强度(TS)、12％以上的总拉伸率(EL)、以及10％以下的脆性断口率。另一方面，试验材料No.2由于化学组成在本发明范围外，因而冷却后(淬火后)没有得到980MPa以上的抗拉强度。试验材料No.4以及No.7由于制造条件在本发明范围外、且热压后的钢组织也在本发明范围外，因而不能得到所希望的钢组织，冷却后(淬火后)没有得到980MPa以上的抗拉强度。试验材料No.6由于供给热处理的钢板的钢组织在本发明范围外，因而产生了过剩的脱碳。也就是说，制造条件在本发明范围外。另外，热压后的钢组织也在本发明范围外。因此，不能得到所希望的钢组织，脆性断口率超过10％。试验材料No.11由于化学组成在本发明范围外，因而总拉伸率低于12％。试验材料No.14由于制造条件在本发明范围外、且热压后的钢组织也在本发明范围外，因而总拉伸率低于12％。试验材料No.16由于制造条件在本发明范围外、且热压后的钢组织也在本发明范围外，因而不能得到所希望的钢组织，脆性断口率超过10％。试验材料No.20由于化学组成在本发明范围外，因而冷却后(淬火后)没有得到980MPa以上的抗拉强度。再者，由于供给热处理的钢板的钢组织在本发明范围外，因而产生了过剩的脱碳。也就是说，制造条件在本发明范围外。因此，不能得到所希望的钢组织，脆性断口率超过10％。试验材料No.23由于供给热处理的钢板的钢组织在本发明范围外，因而产生了过剩的脱碳。也就是说，制造条件在本发明范围外。因此，不能得到所希望的钢组织，脆性断口率超过10％。试验材料No.24由于供给热处理的钢板的渗碳体中的Mn浓度在本发明范围外，因而产生了过剩的脱碳。也就是说，制造条件在本发明范围外。因此，不能得到所希望的钢组织，脆性断口率超过10％。产业上的可利用性本发明例如可以在重视优良的延展性和韧性的汽车的车身结构部件等制造产业以及使用行业中加以利用。本发明也可以利用于其它机械结构部件的制造产业以及使用行业等。