本发明涉及热压钢板构件(hot-pressedsteelsheetmember)，特别是涉及兼具1780mpa以上的拉伸强度和优良的弯曲压溃性的热压钢板构件。另外，本发明涉及上述热压钢板构件的制造方法。
背景技术：
近年来，由于环境问题日益严重，co2排放限制变得严格，在汽车领域中用于提高燃料效率的车身的轻量化成为课题。因此，正在通过使用高强度钢板而推进汽车部件的薄壁化，具体而言，正在研究拉伸强度(ts)为1780mpa以上的钢板的应用。
但是，对于汽车的结构用构件、增强用构件中使用的高强度钢板，还要求成形性优良、成形后的尺寸精度高。拉伸强度为1780mpa以上的钢板的延展性低，因此存在冷压成形时容易发生破裂的问题。另外，拉伸强度为1780mpa以上的钢板的屈服强度高，因此冷压成形后的回弹大。因此，对拉伸强度为1780mpa以上的钢板进行冷压的方法中，无法在成形后得到高尺寸精度。
因此，近年来，作为用于同时实现高强度和高尺寸精度的方法，着眼于通过热压(也称为热冲压(hotstamping)、模压淬火(diequench)、压力淬火(pressquench)等)进行的冲压成形。热压是指将钢板加热至奥氏体单相的温度范围后，在高温的状态下进行成形，同时通过与模具接触而进行骤冷(淬火)的成形方法。由于在被加热而软质化的状态下进行成形、接着通过淬火而高强度化，因此，利用热压能够得到兼具高强度和高尺寸精度的构件。基于这样的特征，热压被用于汽车用构件这样可提供强度和精度的构件的制造。
例如，专利文献1中提出了作为汽车用构件使用的热压构件的制造方法。专利文献1所记载的方法中，在热压后进行淬火处理和热处理，由此提高热压构件的韧性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2013-040390号公报
技术实现要素：
发明所要解决的问题
另外，对于汽车用构件、特别是骨架用构件，除了要求强度优良以外，还要求弯曲压溃性优良。在此，弯曲压溃性是指对构件施加弯曲变形时在不发生破裂的情况下发生塑性变形而被压扁的特性。为了确保汽车的碰撞安全性，要求汽车用构件的弯曲压溃性优良。
然而，在如上所述通过热压时的骤冷使冲压后的构件的拉伸强度为1780mpa以上的情况下，发现存在如下问题：淬火状态的马氏体成为主要原因，在施加弯曲变形时不发生塑性变形而容易发生破裂。
另外，通过利用专利文献1所记载的方法进行热处理，观察到韧性有一定的提高。但是发现，在使冲压后的构件的拉伸强度为1780mpa以上的情况下，专利文献1所记载的热压构件中也无法得到充分的弯曲压溃性。
为了确保汽车用骨架部件所要求的轻量化和碰撞安全性，需要热压后的构件兼具1780mpa以上的高拉伸强度和优良的弯曲压溃性。但是，ts：1780mpa以上的热压钢板构件的弯曲压溃性难以改善，现实情况是尚未开发出获得兼具这些特性的热压钢板构件的方法。
本发明是鉴于上述现实情况而完成的，其目的在于提供兼具1780mpa以上的拉伸强度和优良的弯曲压溃性的热压钢板构件。
用于解决问题的方法
本发明人为了解决上述课题进行了研究，结果获得了如下见解。
(1)为了提高热压构件的弯曲压溃性，重要的是控制热压构件的固溶c量。在对用于确保1780mpa以上的拉伸强度的钢板成分进行调节的情况下，淬火状态的马氏体中的固溶c量增多。因此，构件的硬度提高，但变脆。因此，通过进行热处理而使固溶c析出，由此能够在一定程度上确保硬度，并且提高弯曲压溃性。固溶c量的调节可以通过在利用热压使钢板组织成为马氏体后，在规定的条件下进行热处理来进行。
(2)为了提高热压构件的弯曲压溃性，除了控制上述固溶c量以外，添加规定量的sb也是重要的。用于热压的加热通常使用大气炉等在存在氧的气氛中进行。因此，钢板表层发生脱碳，产生硬度的不均。因此，通过添加sb而防止脱碳，使钢板的板面中的硬度分布均匀化，其结果能够提高热压钢板构件的弯曲压溃性。
本发明是基于上述见解而完成的，其主旨构成如下所述。
1.一种热压钢板构件，
其具有如下成分组成：以质量％计，含有c：0.30％以上且小于0.50％、si：0.01％以上且2.0％以下、mn：0.5％以上且3.5％以下、sb：0.001％以上且0.020％以下、p：0.05％以下、s：0.01％以下、al：0.01％以上且1.00％以下和n：0.01％以下，余量由fe和不可避免的杂质构成，
并具有如下显微组织：原奥氏体晶粒的平均结晶粒径为8μm以下，马氏体的体积率为90％以上，并且固溶c量为总c量的25％以下，
该热压钢板构件的拉伸强度为1780mpa以上。
2.如上述1所述的热压钢板构件，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有nb：0.001％以上且0.10％以下，并且c含量(质量％)相对于nb含量(质量％)之比c/nb为22～100。
3.如上述1或2所述的热压钢板构件，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有选自由mo：0.35％以下、cr：0.35％以下、ti：0.15％以下、b：0.0050％以下、ca：0.005％以下、v：0.05％以下、cu：0.50％以下、ni：0.50％以下、sn：0.50％以下、zn：0.10％以下、co：0.10％以下、zr：0.10％以下、ta：0.10％以下和w：0.10％以下组成的组中的一种或两种以上。
4.如上述1～3中任一项所述的热压钢板构件，其中，进一步在表面具有al系镀层或zn系镀层。
5.一种热压钢板构件的制造方法，其中，
将具有上述1～3中任一项所述的成分组成的冷轧钢板加热至ac3相变点以上且1000℃以下的加热温度，
对上述加热后的冷轧钢板进行热压而制成热压钢板，
将上述热压钢板冷却至mf点以下，
在加热温度为50～300℃、保持时间为5～3600秒的条件下对上述冷却后的热压钢板进行热处理。
发明效果
根据本发明，能够提供兼具1780mpa以上的拉伸强度和优良的弯曲压溃性的热压钢板构件。
具体实施方式
以下，对实施本发明的方法具体地进行说明。
[成分组成]
本发明的热压钢板构件的钢板部分具有上述成分组成。以下，对其限定理由进行说明。需要说明的是，在以下的说明中，涉及成分组成的“％”是指“质量％”。
c：0.30％以上且小于0.50％
c是对钢板的高强度化有效的元素，是对于热压后对马氏体进行强化从而提高钢的强度而言重要的元素。但是，c含量小于0.30％时，热压后的马氏体的硬度变得不充分，无法得到所期望的拉伸强度。因此，c含量设定为0.30％以上。另一方面，c含量为0.50％以上时，难以通过冷却后的热处理充分降低固溶c量，耐弯曲压溃性降低。因此，c含量设定为小于0.50％，优选设定为小于0.45％，更优选设定为小于0.40％。
si：0.01％以上且2.0％以下
si具有对铁素体进行固溶强化的作用，是对高强度化有效的元素。但是，si的过量添加会降低化学转化处理性，因此si含量设定为2.0％以下，优选设定为1.3％以下。另一方面，极低si化会导致成本增加，因此si含量设定为0.01％以上。
mn：0.5％以上且3.5％以下
mn是具有提高淬透性的效果的元素，有助于热压后的冷却中的马氏体形成、即高强度化。为了获得上述效果，将mn含量设定为0.5％以上，优选设定为1.0％以上。另一方面，在含有超过3.5％的mn的情况下，过量地生成mn带，因此无法通过热处理充分降低固溶c量，其结果，弯曲压溃性降低。因此，mn含量设定为3.5％以下，优选设定为2.5％以下。
sb：0.001％以上且0.020％以下
sb具有在包含加热、热压和冷却的一系列处理中抑制在钢板表层部生成脱碳层的效果。因此，通过sb的添加，板面的硬度分布变得均匀，其结果，弯曲压溃性提高。为了获得上述效果，将sb含量设定为0.001％以上。另一方面，sb含量超过0.020％时，sb偏析于晶界，弯曲压溃时从晶界发生破裂，因此弯曲压溃性降低。因此，sb含量设定为0.020％以下。
p：0.05％以下
p是通过固溶强化而有助于高强度化的元素。但是，在过量添加的情况下，向晶界的偏析变得显著而使晶界脆化，因此耐弯曲压溃性降低。因此，p含量设定为0.05％以下，优选设定为0.04％以下。另一方面，p含量的下限没有特别限定，但极低p化会导致炼钢成本升高，因此p含量优选设定为0.0005％以上。
s：0.01％以下
s含量过高时，大量生成mns等硫化物系夹杂物，上述夹杂物成为起点而发生破裂，因此弯曲压溃性降低。因此，s含量设定为0.01％以下，优选设定为0.005％以下。另一方面，si含量的下限没有特别限定，但极低s化会导致炼钢成本升高，因此s含量优选设定为0.0002％以上。
al：0.01％以上且1.00％以下
al是脱氧所需的元素。为了获得该效果，将al含量设定为0.01％以上。另一方面，al含量超过1.00％时，效果饱和，因此al含量设定为1.00％以下，优选设定为0.50％以下。
n：0.01％以下
n形成粗大的氮化物，使弯曲压溃性降低。n含量超过0.01％时，对弯曲压溃性的影响变得显著，因此n含量设定为0.01％以下，优选设定为0.008％以下。
本发明的一个实施方式中的钢板可以具有含有上述各成分、余量由fe和不可避免的杂质构成的成分组成。
在本发明的另一实施方式中，上述成分组成可以进一步以如下的量含有nb。
nb：0.001％以上且0.10％以下
nb是通过形成微细的碳氮化物而有助于强度升高的元素。另外，nb使热压时的奥氏体粒径微细化，因此是有助于提高弯曲压溃性的元素。因此，通过添加nb，能够进一步提高弯曲压溃性。在添加nb的情况下，为了获得上述效果，将nb含量设定为0.001％以上，优选设定为0.003％以上。另一方面，即使大量添加nb，上述效果也饱和，反而导致成本增加。因此，nb含量设定为0.10％以下，优选设定为0.08％以下，更优选设定为0.03％以下。
c/nb：22～100
在添加nb的情况下，优选将钢板中的c含量(质量％)相对于nb含量(质量％)之比c/nb设定为22～100。c/nb大于100时，nb系碳化物的生成量减少，固溶c量增加。nb系碳化物具有通过钉扎效应而抑制奥氏体晶粒生长的效果，因此，nb系碳化物的减少会导致热压后的晶粒的粗大化，其结果，有时弯曲压溃性降低。另外，固溶c量增加时，韧性降低，结果仍然是有时弯曲压溃性降低。因此，优选将c/nb设定为100以下，更优选设定为80以下，进一步优选设定为70以下。另一方面，c/nb小于22时，大量地生成成为龟裂产生起点的nb系碳化物，因此有时弯曲压溃性降低。另外，c是具有提高钢的强度的作用的元素，但c/nb小于22时，被nb系碳化物的生成所消耗的c的比例增加，其结果，有时拉伸强度降低。因此，c/nb优选设定为22以上，更优选设定为25以上，进一步优选设定为30以上。通过如此控制c含量相对于nb含量之比c/nb，能够以更高的水平兼顾强度和弯曲压溃性。
在本发明的另一实施方式中，上述成分组成可以进一步任选地含有下述元素中的一种或两种以上。
mo：0.35％以下
mo是具有提高淬透性的效果的元素，有助于热压后的冷却中的马氏体形成、即高强度化。但是，即使过量添加mo，效果也饱和，反而导致成本增加。另外，过量的mo添加会降低化学转化处理性。因此，在添加mo的情况下，将mo含量设定为0.35％以下。另一方面，mo含量的下限没有特别限定，但从提高mo的添加效果的观点出发，优选将mo含量设定为0.005％以上，更优选设定为0.01％以上。
cr：0.35％以下
cr也是与mo同样具有提高淬透性的效果的元素，有助于热压后的冷却中的马氏体形成、即高强度化。但是，即使过量添加cr，效果也饱和，反而导致成本增加。另外，cr形成表面氧化物，使镀敷性降低。因此，在添加cr的情况下，将cr含量设定为0.35％以下。另一方面，cr含量的下限没有特别限定，但从提高cr的添加效果的观点出发，优选将cr含量设定为0.005％以上，更优选设定为0.01％以上。
ti：0.10％以下
ti是通过形成微细的碳氮化物而有助于强度升高的元素。另外，ti是通过使热压时的奥氏体粒径微细化而有助于提高弯曲压溃性的元素。但是，大量添加ti时，热压后的伸长率显著降低。因此，在添加ti的情况下，将ti含量设定为0.10％以下，优选设定为0.08％以下。另一方面，ti含量的下限没有特别限定，但从提高ti的添加效果的观点出发，优选将ti含量设定为0.005％以上。
b：0.0050％以下
b是具有提高淬透性的效果的元素，有助于热压后的冷却中的马氏体形成、即高强度化。另外，b通过偏析于晶界而提高晶界强度，因此对弯曲压溃性的提高有效。但是，过量添加b时，与c生成粗大的析出物，使弯曲压溃性降低。因此，在添加b的情况下，将b含量设定为0.0050％以下，优选设定为0.0035％以下。另一方面，b含量的下限没有特别限定，但从提高b的添加效果的观点出发，优选将b含量设定为0.0002％以上。
ca：0.005％以下
ca是具有控制硫化物和氧化物的形状、抑制粗大的mns的生成的作用的元素，使弯曲压溃性提高。但是，过度添加会使加工性劣化，因此在添加ca的情况下，将ca含量设定为0.005％以下。另一方面，ca含量的下限没有特别限定，但从提高ca的添加效果的观点出发，优选将ca含量设定为0.0005％以上。
v：0.05％以下
v是通过形成微细的碳氮化物而有助于强度升高的元素。但是，过度添加会使弯曲压溃性劣化，因此，在添加v的情况下，将v含量设定为0.05％以下。另一方面，v含量的下限没有特别限定，但从提高v的添加效果的观点出发，优选将v含量设定为0.01％以上。
cu：0.50％以下
cu是通过固溶强化而有助于高强度化的元素。另外，cu通过提高耐腐蚀性，还有助于提高耐延迟断裂特性。但是，即使过量添加，效果也饱和，反而容易产生由cu引起的表面缺陷。因此，在添加cu的情况下，将cu含量设定为0.50％以下。另一方面，cu含量的下限没有特别限定，但从提高cu的添加效果的观点出发，优选将cu含量设定为0.05％以上。
ni：0.50％以下
ni也是与cu同样地通过提高耐腐蚀性而有助于提高耐延迟断裂特性的元素。另外，ni具有通过与cu同时进行添加而抑制由cu引起的表面缺陷的效果。因此，ni的添加在添加cu时特别有效。但是，添加大量的ni时，弯曲压溃性降低，拉伸剪切应力降低。因此，在添加ni的情况下，ni含量设定为0.50％以下。另一方面，ni含量的下限没有特别限定，但从提高ni的添加效果的观点出发，优选将ni含量设定为0.05％以上。
sn：0.50％以下
sn也是与cu同样地通过提高耐腐蚀性而有助于提高耐延迟断裂特性的元素。但是，添加大量的sn时，弯曲压溃性降低。因此，在添加sn的情况下，将sn含量设定为0.50％以下。另一方面，sn含量的下限没有特别限定，但从提高sn的添加效果的观点出发，优选将sn含量设定为0.05％以上。
zn：0.10％以下
zn提高热压时的淬透性，因此是有助于热压后的马氏体形成、即高强度化的元素。但是，大量的zn添加会降低弯曲压溃性，因此，在添加zn的情况下，将zn含量设定为0.10％以下。另一方面，zn含量的下限没有特别限定，但从提高zn的添加效果的观点出发，优选将zn含量设定为0.005％以上。
co：0.10％以下
co也是与cu、ni同样地具有提高氢超电压而提高耐腐蚀性的效果的元素，因此，通过添加co，能够改善耐延迟断裂特性。但是，大量的co添加会降低弯曲压溃性，因此，在添加co的情况下，将co含量设定为0.10％以下。另一方面，co含量的下限没有特别限定，但从提高co的添加效果的观点出发，优选将co含量设定为0.005％以上。
zr：0.10％以下
zr也是与cu、ni同样地通过提高耐腐蚀性而有助于提高耐延迟断裂特性的元素。但是，大量的zr添加会降低弯曲压溃性。因此，在添加zr的情况下，将zr含量设定为0.10％以下。另一方面，zr含量的下限没有特别限定，但从提高zr的添加效果的观点出发，优选将zr含量设定为0.005％以上。
ta：0.10％以下
ta是与ti同样地生成碳化物、氮化物而有助于高强度化的元素。但是，即使过量添加ta，其添加效果也饱和，而且合金成本也增加。因此，在添加ta的情况下，ta添加量设定为0.10％以下。另一方面，ta含量的下限没有特别限定，但从提高ta的添加效果的观点出发，优选将ta含量设定为0.005％以上。
w：0.10％以下
w也是与cu、ni同样地通过提高耐腐蚀性而有助于提高耐延迟断裂特性的元素。但是，大量的w添加会降低弯曲压溃性。因此，在添加w的情况下，将w含量设定为0.10％以下。另一方面，w含量的下限没有特别限定，但从提高w的添加效果的观点出发，优选将w含量设定为0.005％以上。
另外，本发明的另一实施方式中的热压钢板构件可以具有下述成分组成：含有c：0.30％以上且小于0.50％、si：0.01％以上且2.0％以下、mn：0.5％以上且3.5％以下、sb：0.001％以上且0.020％以下、p：0.05％以下、s：0.01％以下、al：0.01％以上且1.00％以下、n：0.01％以下，任选地含有nb：0.001％以上且0.10％以下，以及任选地含有选自由mo：0.35％以下、cr：0.35％以下、ti：0.15％以下、b：0.0050％以下、ca：0.005％以下、v：0.05％以下、cu：0.50％以下、ni：0.50％以下、sn：0.50％以下、zn：0.10％以下、co：0.10％以下、zr：0.10％以下、ta：0.10％以下和w：0.10％以下组成的组中的一种或两种以上，余量由fe和不可避免的杂质构成。
[显微组织]
此外，重要的是，本发明的热压钢板构件的钢板部分具有满足下述条件的显微组织。
原奥氏体晶粒的平均结晶粒径：8μm以下
原奥氏体晶粒的平均结晶粒径超过8μm时，弯曲压溃时的韧性降低，因此弯曲压溃性降低。因此，将原奥氏体晶粒的平均结晶粒径设定为8μm以下、优选设定为7μm以下。另一方面，对于下限没有特别限定，优选设定为2μm以上，更优选设定为3μm以上，进一步优选设定为5μm以上。
马氏体的体积率：90％以上
马氏体的体积率小于90％时，难以得到1780mpa以上的拉伸强度。因此，将马氏体的体积率设定为90％以上，优选设定为95％以上。另一方面，马氏体的体积率的上限没有特别限定，可以为100％。需要说明的是，对于马氏体以外的组织没有特别限定，可以包含任意的组织。例如，马氏体以外的余量可以为选自由铁素体、贝氏体、珠光体组成的组中的一种或两种以上。
固溶c量：总c量的25％以下
固溶c量超过总c量的25％时，弯曲压溃时的韧性降低。因此，固溶c量设定为总c量的25％以下，优选设定为20％以下，更优选设定为15％以下。另一方面，对于固溶c量的下限没有特别限定，优选设定为总c量的5％以上，优选设定为6％以上。
[拉伸强度]
ts：1780mpa以上
本发明的热压钢板构件具有1780mpa以上的拉伸强度(ts)。ts优选设定为1800mpa以上，更优选设定为1850mpa以上，进一步优选设定为1900mpa以上。另一方面，ts的上限没有特别限定，通常可以为2500mpa以下，也可以为2450mpa以下。
[屈服比]
热压钢板构件的屈服比(yr)高时，在将该热压钢板构件作为汽车用构件使用的情况下，能够进一步提高碰撞安全性能。因此，屈服比优选设定为65％以上，更优选设定为70％以上。需要说明的是，在此，屈服比(yr)是指以屈服强度ys相对于拉伸强度ts之比进行定义的值，具体而言，可以以yr＝ys/ts×100(％)算出。
[镀层]
本发明的热压钢板构件可以不具有镀层。这种情况下，热压钢板构件由具有上述的成分组成、显微组织和拉伸强度的钢材构成。但是，为了防止热压时的氧化、提高热压钢板构件的耐腐蚀性，热压钢板构件优选进一步在其钢板的表面具有镀层。热压钢板构件在表面具有镀层的情况下，除镀层以外的钢板部分(母材钢板)具有上述的成分组成和显微组织。
作为上述镀层，优选al系镀层或zn系镀层。通过在钢板的表面赋予这些镀层，能够防止由热压导致的钢板表面的氧化，进而能够提高热压钢板构件的耐腐蚀性。
在此，zn系镀层是指含有50质量％以上的zn的镀层。作为上述zn系镀层，可以使用zn镀层和zn系合金镀层中的任意一种。作为上述zn系合金镀层，可以使用例如由除了作为主要成分的zn以外还含有选自由si、mg、ni、fe、co、mn、sn、pb、be、b、p、s、ti、v、w、mo、sb、cd、nb、cr和sr组成的组中的一种或两种以上的合金构成的镀层。作为可以优选使用的zn系镀层的一例，可以列举zn-ni合金镀层。
另外，在此，al系镀层是指含有50质量％以上的al的镀层。作为上述al系镀层，可以使用al镀层和al系合金镀层中的任意一种。作为上述al系合金镀层，可以使用例如由除了作为主要成分的al以外还含有选自由si、mg、ni、fe、co、mn、sn、pb、be、b、p、s、ti、v、w、mo、sb、cd、nb、cr和sr组成的组中的一种或两种以上的合金构成的镀层。作为可以优选使用的al系镀层的一例，可以列举al-si镀层。
上述镀层的形成方法没有特别限定，可以利用任意的方法来形成。例如，利用热镀法形成的镀层即热镀层、利用电镀法形成的镀层即电镀层、利用蒸镀镀敷法形成的镀层即蒸镀镀层等均可以应用。另外，上述镀层也可以为在镀敷工序后实施合金化处理而形成的镀层即合金化镀层。
作为可以优选使用的上述al系镀层的示例，可以列举利用热镀法形成的热镀al-si镀层。另外，作为可以优选使用的上述zn系镀层的示例，可以列举利用热镀法形成的热镀zn镀层、将热镀zn镀层合金化而得到的合金化热镀zn镀层、利用电镀法形成的电镀zn镀层、电镀zn-ni合金镀层等。特别是从进一步提高热压构件的耐腐蚀性和防止热压成形时由熔融zn引起的液体金属脆性破裂的观点出发，优选使用作为上述zn系镀层的zn-ni合金镀层。
需要说明的是，对赋予了镀层的钢板实施热压时，有时镀层中所含的元素的一部分或全部会扩散到基底钢板中，生成固溶相、金属间化合物。另外，同样地，作为基底钢板成分的fe有时会扩散到镀层中而生成固溶相、金属间化合物。此外，有时在镀层的表面会形成氧化物覆膜。
列举一例来说，对al-si镀层进行加热时，镀层变化为含有si的以fe-al金属间化合物为主体的镀层。另外，对热镀zn镀层、合金化热镀zn镀层、电镀zn镀层等进行加热时，形成在fe中固溶有zn的fezn固溶相、znfe金属间化合物、表层的zno层等。此外，在对电镀zn-ni合金镀层进行加热的情况下，形成在fe中固溶有镀层成分的含有ni的固溶层、以znni为主体的金属间化合物、表层的zno层等。
需要说明的是，本发明中，将如上所述通过对赋予了al系镀层的热压用冷轧钢板进行加热而形成的含有al的镀层称为al系镀层，将通过对赋予了zn系镀层的热压用冷轧钢板进行加热而形成的含有zn的镀层称为zn系镀层。
上述镀层的附着量没有特别限定，可以设定为任意的量。但是，每单面的附着量小于5g/m2时，有时难以确保耐腐蚀性，因此优选将每单面的附着量设定为5g/m2以上。另一方面，每单面的附着量超过150g/m2时，有时耐镀层剥离性劣化，因此优选将每单面的附着量设定为150g/m2以下。
[制造方法]
接着，对本发明的热压钢板构件的制造方法进行说明。本发明的热压钢板构件的制造方法没有特别限定，在一个实施方式中，可以通过下述(1)～(4)的工序来制造。以下，对各工序进行说明。
(1)冷轧钢板的加热
(2)热压
(3)冷却(淬火)
(4)热处理
[冷轧钢板]
关于作为原材的冷轧钢板，使用具有上述成分组成的冷轧钢板。即，最终得到的热压钢板构件的钢板部分的成分组成基本上与作为原材使用的冷轧钢板的成分组成相同。
上述冷轧钢板的制造方法没有特别限定，可以按照常规方法进行制造。例如，可以通过对具有上述成分组成的钢原材(钢坯)进行热轧、接着进行冷轧来制造。另外，可以进一步对冷轧钢板实施平整轧制。在进行平整轧制的情况下，优选的伸长率为0.05～2.0％。
例如，将具有上述成分组成的钢原材(板坯)在精轧结束温度为860～950℃的条件下进行热轧，制成热轧钢板。接着，在650℃以下的卷取温度下对上述热轧钢板进行卷取。此时，热轧结束后，以5℃/秒以上的冷却速度冷却至上述卷取温度。然后，将卷取的热轧钢板开卷并进行酸洗，进而进行冷轧。冷轧结束后，实施以2℃/秒以上的平均升温速度加热至650～950℃的温度范围并在该温度范围内均热5秒以上的热处理。接着，实施将平均冷却速度设定为2℃/秒以上、冷却至600℃以下的冷却停止温度的冷却，制成冷轧钢板。
需要说明的是，上述制造条件为一例，并不限定于此。这是因为，本发明的制造方法中，可以通过热压前的加热和热压后的冷却对钢板的显微组织进行控制。
[镀敷处理]
上述冷轧钢板可以直接(不实施镀敷处理)供于后续的加热处理，但也可以在加热之前任选地实施镀敷处理。进行镀敷处理的方法没有特别限定，可以使用热镀法、电镀法、蒸镀镀敷法等任意的方法。另外，可以在镀敷处理后实施合金化处理。
[加热]
接着，将上述冷轧钢板加热至ac3相变点以上且1000℃以下的加热温度。上述加热温度低于ac3点时，加热后的钢板中的奥氏体百分率降低，因此热压后马氏体的体积率小于90％，无法确保所期望的拉伸强度。另外，上述加热温度高于1000℃时，结晶粒径变得过度粗大，因此弯曲压溃性降低。需要说明的是，在此，上述ac3相变点可以通过下述(1)式求出。
ac3相变点(℃)＝881-206c+53si-15mn-20ni-1cr-27cu+41mo…(1)
其中，(1)式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)。不含有的元素的含量作为0来进行计算。
上述加热没有特别限定，可以利用任意方法进行，通常使用加热炉进行加热即可。作为上述加热炉，可以使用例如电炉、燃气炉、通电加热炉、远红外线加热炉等。
加热至上述加热温度后，可以立即进行热压，但优选在上述加热温度下保持0～600秒钟。保持时间超过600秒时，结晶粒径变得过度粗大，因此弯曲压溃性降低。因此，在进行保持的情况下，将保持时间设定为600秒以下。
[热压]
接着，将加热后的上述冷轧钢板搬运至冲压机，实施热压。热压的方法没有特别限定，可以利用任意方法进行。冲压时的温度没有特别限定，优选在550～800℃的范围内进行热压。
[冷却]
将热压后的钢板冷却至mf点以下。利用该冷却将经上述加热被加热至ac3相变点以上的钢板冷却至mf点以下，由此，能够使奥氏体的体积率为90％以上。需要说明的是，作为马氏体相变结束温度的mf点可以基于连续冷却相变曲线(cct曲线)来求出。
进行上述冷却的方法没有特别限定，可以利用任意方法进行。通常，如一般的热压中所进行的那样，通过与模具接触来进行冷却即可。需要说明的是，可以在热压的同时开始上述冷却。
上述冷却的速度没有特别限定，从组织控制的观点出发，优选使从冷却开始至150℃的平均冷却速度为10℃/秒以上。例如，通过与模具接触，使平均冷却速度为10℃/秒以上而冷却至150℃以下的温度，冷却至150℃以下后，将模具释放。然后，也可以任选自然冷却至室温。
[热处理]
接着，在加热温度为50～300℃、保持时间为5～3600秒的条件下对上述冷却后的热压钢板进行热处理。通过上述热处理，能够使钢板的固溶c量为总c量的25％以下。加热温度低于50℃时，固溶c量增多，弯曲压溃性降低。另一方面，加热温度超过300℃时，析出碳化物粗大化，拉伸强度降低。另外，保持时间少于5秒时，固溶c量增多，弯曲压溃性降低。另一方面，保持时间超过3600秒时，析出碳化物粗大化，拉伸强度降低。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明。需要说明的是，本发明不受以下记述的实施例的限制，可以在能够适合本发明主旨的范围内适当加以变更来实施，这些方式均包含在本发明的技术范围内。
首先，按照下述步骤制造作为用于制造热压钢板构件的原材使用的冷轧钢板。
对表1所示的成分组成的钢进行熔炼、铸造，制造出钢坯。对于上述钢坯，在热轧加热温度为1250℃、精轧结束温度(fdt)为900℃的条件下进行热轧，制成热轧钢板。将所得到的热轧钢板在600℃的卷取温度下进行卷取。
将所得到的热轧钢板开卷并进行酸洗后，实施冷轧，制成板厚为1.4mm的冷轧钢板。对于所得到的冷轧钢板，在连续退火生产线(cal)或连续热镀生产线(cgl)中实施退火处理，得到作为最终原材的冷轧钢板(cr)或热镀锌钢板(gi)。
需要说明的是，对于一部分钢板，在实施热镀锌处理后进行合金化处理，制成合金化热镀锌钢板(ga)。另外，对于另一部分钢板，实施热镀铝处理，制成热镀铝钢板(gas)。另外，对于另一部分钢板，在cal中退火后在电镀锌生产线(egl)中实施镀敷，制成电镀锌钢板(eg)或电镀锌镍钢板(ezn)。
接着，将所得到的冷轧钢板加热至表2所示的加热温度，在上述加热温度下保持60秒钟。上述加热使用红外线加热炉或气氛加热炉在大气中进行。加热时的升温速度设定为5℃/秒。
接着，将加热后的钢板搬运至冲压机，进行热压，制作出帽形的热压钢板构件。热压时的钢板温度设定为700℃。热压中使用的模具的冲头宽度为120mm、冲头肩部r为6mm、冲模肩部r为6mm，成形深度设定为40mm。
冷却通过将在冲头与冲模间夹入钢板的接触冷却与解除夹入后的冲模上的空冷组合来进行。冲压开始温度至150℃的平均冷却速度设定为100℃/秒。上述平均冷却速度通过使冲头在下止点保持的时间在1～60秒的范围内变化来进行调节。
空冷至室温后，以表2所示的加热温度和保持时间实施热处理。具体而言，在大气炉中加热至上述加热温度，保持上述保持时间后进行空冷。
接着，对于所得到的各热压钢板构件，利用下述方法对钢板部分的显微组织、硬度分布、拉伸特性和弯曲压溃性进行评价。
(显微组织)
·马氏体的体积率
利用下述方法对热压钢板构件的钢板部分中的马氏体的体积率进行评价。首先，对平行于钢板的轧制方向的板厚截面进行研磨后，用3体积％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，使用sem(扫描电子显微镜)以2000倍、5000倍的倍率进行观察，利用点计数法(依据astme562-83(1988))测定马氏体的面积率，将该面积率作为体积率。
·原奥氏体晶粒的平均结晶粒径
对上述马氏体的体积率的测定中的通过sem观察得到的组织照片进行图像分析，由此求出原奥氏体(原γ)晶粒的平均结晶粒径。具体而言，对上述组织照片中的原奥氏体晶粒进行识别而算出等效圆直径，将其平均值作为原奥氏体晶粒的平均结晶粒径。上述图像分析使用mediacybernetics公司的image-pro。
·固溶c量
固溶c量通过从钢中的总c量(ctotal)中减去以碳化物形式析出的c量(cp)而求出。
·ctotal
作为钢中的总c量(ctotal)，使用表1所示的钢板的c含量(质量％)。
·cp
作为上述碳化物，首先可以列举渗碳体(m3c)。另外，在含有nb、ti和v的情况下，会析出它们的碳化物(nbc、tic、vc)。因此，以碳化物形式析出的c量(cp)可以作为以渗碳体形式析出的c量(cp1)与以nbc、tic、vc形式析出的c量(cp2)之和而求出。
·cp1
以渗碳体形式析出的c量通过组合使用利用tem-edx(透射电子显微镜-能量色散型x射线光谱法)的分析和由电解提取得到的提取残渣的icp发射光谱分析而求出。首先，由所得到的各热压钢板构件制作测定用tem观察用试样，使用edx分析对构成渗碳体的金属元素的浓度进行测定。在此，构成渗碳体的金属元素为fe、cr和mn。上述浓度采用10处测定的平均值。由所得到的浓度求出fe、mn和cr的原子比、ffe、fcr和fmn。在此，ffe+fcr+fmn＝1。
接着，利用电解提取法从各热压钢板构件得到提取残渣。作为电解液，使用10％乙酰丙酮系电解液。通过icp(高频电感耦合等离子体)发射光谱分析法对所得到的提取残渣进行分析，求出以渗碳体形式析出在钢中的fe量：cfe(质量％)。
使用上述的测定中得到的值，利用下式算出以渗碳体形式析出的c量(cp1)。
cp1(质量％)＝12/(m×3)×cfe×1/(ffe)
在此，m＝(56×ffe+52×fcr+54×fmn)
·cp2
以nbc、tic、vc形式析出的c量(cp2)利用下述方法求出。首先，利用电解提取法由各热压钢板构件得到提取残渣。作为电解液，使用10％乙酰丙酮系电解液。通过icp(高频电感耦合等离子体)发射光谱分析法对所得到的提取残渣进行分析，测定nb、ti和v量。所测定的nb、ti和v量为以nbc、tic、vc形式析出的各金属元素的量。因此，由上述测定值算出以nbc、tic、vc形式析出的c量(cp2)。
由如上得到的cp1和cp2利用下式算出固溶c量。
[固溶c量(质量％)]＝ctotal-(cp1+cp2)
(硬度分布)
作为硬度的不均的指标，求出维氏硬度的标准偏差(σhv)。具体而言，在热压后的钢板表面，沿轧制方向及其直角方向每500μm测定维氏硬度，各测定10次、合计100点，求出测定值的标准偏差。维氏硬度的测定条件的试验力设定为3000g、保持时间设定为30秒。
(拉伸特性)
从所得到的热压钢板构件的帽底部的位置裁取jis5号拉伸试验片，依据jisz2241进行拉伸试验，测定屈服强度(ys)和拉伸强度(ts)。
(弯曲压溃性)
对所得到的热压钢板构件实施三点弯曲变形，测定行程和载荷。在上述三点弯曲变形中，使用跨距280mm、冲头100r的模具，试验速度设定为0.1m/秒。关于弯曲压溃性的评价，将即使超过最大载荷也不发生破裂地到达下止点的情况记为◎，将发生了破裂、但超过最大载荷的试样记为〇，将发生破裂、未超过最大载荷而在中途断裂的情况记为×。
将测定得到的钢板组织、拉伸特性、弯曲压溃性示于表3。由该结果可知，满足本发明的条件的热压钢板构件兼具1780mpa以上的拉伸强度和优良的弯曲压溃性。
[表2]
表2
*cr：冷轧钢板、gi：热镀锌钢板、ga：合金化热镀锌钢板、
gas：热镀铝钢板、eg：电镀锌钢板、ezn：电镀锌镍钢板
[表3]
表3
*维氏硬度的标准偏差