热压成型构件
阅读：450发布：2020-05-11
专利汇可以提供热压成型构件专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 的一方式的 热压 成型 构件具有规定的化学成分，板厚1/4部中的显微组织以单位体积％计包含回火 马 氏体：20～90％、 贝氏体 ：5～75％、及残留奥氏体：5～25％，并且 铁 素体被限制为10％以下，板厚1/4部中的{211} 取向的极 密度 为3.0以上。，下面是热压成型构件专利的具体信息内容。
1.一种热压成型构件，其特征在于，其以单位质量％计含有
C：0.100～0.600％、
Si：1.00～3.00％、
Mn：1.00～5.00％、
P：0.040％以下、
S：0.0500％以下、
Al：0.001～2.000％、
N：0.0100％以下、
O：0.0100％以下、
Mo：0～1.00％、
Cr：0～2.00％、
Ni：0～2.00％、
Cu：0～2.00％、
Nb：0～0.300％、
Ti：0～0.300％、
V：0～0.300％、
B：0～0.1000％、
Ca：0～0.0100％、
Mg：0～0.0100％、及
REM：0～0.0100％，
剩余部分包含铁及杂质，
板厚1/4部中的显微组织以单位体积％计包含回火马氏体：20～90％、贝氏体：5～
75％、及残留奥氏体：5～25％，并且铁素体被限制为10％以下，所述板厚1/4部中的{211}<011>取向的极密度为3.0以上。
2.根据权利要求1所述的热压成型构件，其特征在于，其以单位质量％计含有选自由Mo：0.01～1.00％、
Cr：0.05～2.00％、
Ni：0.05～2.00％、及
Cu：0.05～2.00％
构成的组中的1种以上。
3.根据权利要求1或2所述的热压成型构件，其特征在于，其以单位质量％计含有选自由
Nb：0.005～0.300％、
Ti：0.005～0.300％、及
V：0.005～0.300％
构成的组中的1种以上。
4.根据权利要求1到3中任一项所述的热压成型构件，其特征在于，其以单位质量％计含有
B：0.0001～0.1000％。
5.根据权利要求1到4中任一项所述的热压成型构件，其特征在于，其以单位质量％计含有选自由
Ca：0.0005～0.0100％、
Mg：0.0005～0.0100％、及
REM：0.0005～0.0100％
构成的组中的1种以上。
热压成型构件
技术领域
[0001] 本发明涉及热压成型构件。
背景技术
[0002] 护门装置、前纵梁、车架横梁及纵梁等汽车用构件由于燃料消耗费提高，所以被要求轻量化。作为用于进行轻量化的手段，考虑了材料的薄壁化。可是，对于上述汽车用构件，还要求高强度。因此，为了即使进行薄壁化也可充分确保碰撞安全性等，对于成为该构件的材料的钢板，开展了进一步的高强度化。具体而言，尝试使延展性与抗拉强度之积即抗拉积、兰克福特值及极限弯曲提高。
[0003] 上面例示的汽车用构件大多通过热压来制造。热压技术是将钢板加热至奥氏体区域的高温后进行压制成型的技术，与在室温下进行的通常的压制加工相比成型载荷极小。进而，在热压技术中，由于在压制成型的同时在模具内进行淬火处理，所以能够对钢板赋予高强度。因此，热压技术作为能够兼顾形状冻结性和强度确保的技术而受到注目(例如参照专利文献1)。
[0004] 然而，将钢板通过热压技术进行加工而得到的构件(以下有时简称为“热压成型构件”)虽然具有优异的强度，但是有时无法充分地得到延展性。在汽车的碰撞时，由于在汽车用构件中产生极度的塑性变形，因而有时热压成型构件的表层部剧烈地受到弯曲变形。在热压成型构件的延展性不足的情况下，有可能因该剧烈的弯曲变形而使热压成型构件中产生裂纹。即，通常的热压成型构件有可能无法发挥优异的碰撞特性。
[0006] 一般，TRIP钢通过在热处理中使其发生贝氏体相变，能够使其组织中包含在室温下也稳定的残留奥氏体。但是，若促进高强度化，则由于贝氏体相变延迟，所以残留奥氏体的生成需要长时间。在该情况下，生产率显著受损。另外，在贝氏体生成时的保持时间不充分的情况下，由于不稳定的未相变奥氏体在室温下成为硬质的马氏体，所以有可能构件的延展性及弯曲性下降，进而得不到充分的碰撞特性。
[0007] 作为促进贝氏体相变的技术，已知有下述技术：将钢在奥氏体单相区域中退火，接着冷却至Ms点与Mf点之间的温度，进而再加热至350℃～400℃并进行保持(例如参照非专利文献1)。根据该技术，能够以更短时间得到稳定的残留奥氏体。
[0008] 以往，TRIP钢有效利用其优异的延展性，被制成冷成型用钢板。但是，在通过冷成型来制造构件的情况下，成型后的构件的残留延展性会对构件的碰撞特性造成影响。在冷成型时受到了强加工的部位残留延展性变小，有可能在碰撞时产生裂纹。于是，近年来，在热压成型法中，还提出了通过使钢板中包含残留奥氏体来确保构件的延展性的方法(例如参照专利文献4到6)。
[0009] 在专利文献4中公开了一种技术：在热压成型法中，通过将从钢的(Ms点-150)℃到40℃的平均冷却速度设定为5℃/秒以下，从而使构件中含有残留奥氏体。但是判明了：仅通过控制冷却速度来确保能够大大改善延展性的残留奥氏体量是困难的。
[0010] 在专利文献5中公开了一种技术：在热压成型法中，在将钢冷却至(贝氏体相变开始温度Bs-100℃)～Ms点的温度范围后，在该温度下停留10s以上。但是，在该技术中，贝氏体相变速度慢，冷却后残留奥氏体成为硬质的马氏体的可能性高。若生成硬质的马氏体，则组织间的硬度差变大，有可能无法发挥优异的弯曲性。
[0011] 在专利文献6中公开了一种技术：在热压成型法中，通过将钢保持在750℃～1000℃的温度后，冷却至50℃～350℃的第1温度区域，使其部分马氏体相变后，再加热至350℃～490℃的第2温度区域而使其贝氏体相变，从而得到稳定的残留奥氏体。然而，在该技术中，也有可能无法发挥优异的弯曲性。这是由于：关于热压前的钢板的织构，没有任何规定。
[0012] 现有技术文献
[0013] 专利文献
[0014] 专利文献1：日本特开2002-18531号公报
[0015] 专利文献2：日本特开平1-230715号公报
[0016] 专利文献3：日本特开平2-217425号公报
[0017] 专利文献4：日本特开2013-174004号公报
[0018] 专利文献5：日本特开2013-14842号公报
[0019] 专利文献6：日本特开2011-184758号公报
[0020] 非专利文献
[0021] 非专利文献1：H.Kawata,K.Hayashi,N.Sugiura,N.Yoshinaga and M.Takahashi：Materials Science Forum,638-642(2010),p3307
发明内容
[0022] 发明所要解决的技术问题
[0023] 本发明是鉴于上述情况而进行的，目的是提供延展性及弯曲性优异的高强度热压成型构件。具体而言，本发明的目的是提供一种高强度热压成型构件，其抗拉积为26000(MPa·％)以上，并且轧制方向的兰克福特值及相对于轧制方向垂直的方向(以下有时简称为“轧制直角方向”)的兰克福特值均为0.80以下，并且轧制方向的极限弯曲及轧制直角方向的极限弯曲均为2.0以下。以下，有时将兰克福特值简称为“r值”。
[0024] 用于解决技术问题的手段
[0025] 本发明的主旨如下所述。
[0026] (1)本发明的一方式的热压成型构件以单位质量％计含有C：0.100～0.600％、Si：1.00～3.00％、Mn：1.00～5.00％、P：0.040％以下、S：0.0500％以下、Al：0.001～2.000％、N：0.0100％以下、O：0.0100％以下、Mo：0～1.00％、Cr：0～2.00％、Ni：0～2.00％、Cu：0～
2.00％、Nb：0～0.300％、Ti：0～0.300％、V：0～0.300％、B：0～0.1000％、Ca：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％及REM：0～0.0100％，剩余部分包含铁及杂质，板厚1/4部中的显微组织以单位体积％计包含回火马氏体：20～90％、贝氏体：5～75％、及残留奥氏体：5～25％，并且铁素体被限制为10％以下，上述板厚1/4部中的{211}<011>取向的极密度为3.0以上。
2.00％、Nb：0～0.300％、Ti：0～0.300％、V：0～0.300％、B：0～0.1000％、Ca：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％及REM：0～0.0100％，剩余部分包含铁及杂质，板厚1/4部中的显微组织以单位体积％计包含回火马氏体：20～90％、贝氏体：5～75％、及残留奥氏体：5～25％，并且铁素体被限制为10％以下，上述板厚1/4部中的{211}<011>取向的极密度为3.0以上。
[0027] (2)根据上述(1)所述的热压成型构件，其中，也可以以单位质量％计含有选自由Mo：0.01～1.00％、Cr：0.05～2.00％、Ni：0.05～2.00％及Cu：0.05～2.00％构成的组中的1种以上。
[0028] (3)根据上述(1)或(2)所述的热压成型构件，其中，也可以以单位质量％计含有选自由Nb：0.005～0.300％、Ti：0.005～0.300％及V：0.005～0.300％构成的组中的1种以上。
[0029] (4)根据上述(1)～(3)的中任一项所述的热压成型构件，其中，也可以以单位质量％计含有B：0.0001～0.1000％。
[0030] (5)根据上述(1)～(4)的中任一项所述的热压成型构件，其中，也可以以单位质量％计含有选自由Ca：0.0005～0.0100％、Mg：0.0005～0.0100％及REM：0.0005～0.0100％构成的组中的1种以上。
[0031] 发明效果
[0032] 在本发明的上述方式的高强度热压成型构件中，在调整钢的成分和组织时，特别地将钢的组织制成复合组织，并且对于构成复合组织的各组织的比例进行改良。进而，在本发明的上述方式的高强度热压成型构件中，对于钢的极密度也进行了优选控制。由此，根据本发明的上述方式的高强度热压成型构件，不仅通过上述复合组织中的马氏体而得到优异的强度，而且对于由奥氏体带来的优异的延展性和由贝氏体带来的优异的弯曲性也能够一并确保。其结果是，在本发明的上述方式的高强度热压成型构件中，能够将轧制方向的r值及轧制直角方向的r值均设定为0.80以下，并且将轧制方向的极限弯曲及轧制直角方向的极限弯曲均设定为2.0以下。附图说明
[0033] 图1是表示ODF(φ2＝45°截面)上的主要的晶体取向的位置的图。
具体实施方式
[0034] 以下，对本发明的高强度热压成型构件的实施方式进行详细说明。需要说明的是，以下所示的实施方式并不限定本发明。另外，该实施方式的构成要素中包含本领域技术人员能够置换并且容易的要素、或实质上相同的要素。进而，下述的实施方式中包含的各种方式能够在本领域技术人员自明的范围内任意组合。
[0035] 在本实施方式的构件中，所谓“构件的板厚1/4部”是指距离构件的轧制面为构件的板厚的约1/8的深度的面与约3/8的深度的面之间的区域。所谓构件的轧制面是构件的材料即热压用原板(冷轧钢板或退火钢板)的轧制面。所谓“热压用原板的板厚1/4部”是指距离热压用原板的轧制面为热压用原板的板厚的约1/8的深度的面与约3/8的深度的面之间的区域。需要说明的是，本实施方式的构件的厚度不一样，在受到了加工的区域中板厚产生增减。构件的受到了加工的区域的板厚1/4部为与受到加工前的热压用原板的板厚1/4部对应的区域，可以基于截面形状来特定。
[0036] 本发明人等为了达成上述目的而反复进行了深入研究，结果得到以下见识：为了改善热压成型构件的延展性及弯曲性，将规定成分的钢的组织制成包含回火马氏体、残留奥氏体和贝氏体的复合组织，进而适当设定这些各组织的比例是重要的。更具体而言，本发明人等得到以下见识：在热压成型中，通过经由将规定成分的钢板在高温下成型、暂时冷却后进行再加热并保持的工艺，不仅利用上述复合组织中的马氏体可得到优异的强度，而且关于由奥氏体带来的优异的延展性和由贝氏体带来的优异的弯曲性也可一并确保，其结果是，能够将轧制方向的兰克福特值(r值)及轧制直角方向的r值均设定为0.80以下，并且将轧制方向的极限弯曲及轧制直角方向的极限弯曲均设定为2.0以下。
[0037] 所谓兰克福特值(r值)是JISZ2254中规定的通过对板状拉伸试验片施加单轴拉伸应力而产生的试验片的宽度方向真应变εb与厚度方向真应变εa之比εb/εa。所谓轧制方向的r值是通过沿与轧制方向平行的方向施加单轴拉伸应力而求出的r值，所谓轧制直角方向的r值是通过沿与轧制方向垂直的方向施加单轴拉伸应力而求出的r值。
[0038] <高强度热压成型构件>
[0039] 以下，对本实施方式的高强度热压成型构件的实施方式进行详细说明。
[0040] [成分]
[0042] (C：0.100～0.600％)
[0043] 碳(C)是为了使构件的强度上升、并且确保规定量以上的残留奥氏体而必须的元素。若C含量低于0.100％，则变得难以确保构件的抗拉强度及延展性。另一方面，若C含量超过0.600％，则确保构件的点焊性变得困难，进而还有可能构件的延展性下降。由于以上的理由，C含量设定为0.100～0.600％。需要说明的是，C含量的下限值优选为0.150％、0.180％或0.200％。C含量的上限值优选为0.500％、0.480％或0.450％。
[0044] (Si：1.00～3.00％)
[0045] 硅(Si)是强化元素，对于使构件的强度上升是有效的。另外，Si会抑制马氏体中的渗碳体的析出及粗大化，由此有助于构件的高强度化及弯曲性的提高。进而，Si是提高奥氏体中的C浓度而有助于确保规定量以上的残留奥氏体、进而有助于抑制将构件暂时冷却后的再加热保持时的渗碳体的析出的元素。
[0046] Si含量低于1.00％时，无法充分地得到上述的效果(钢的高强度化及渗碳体析出的抑制等)。另一方面，若Si含量超过3.00％，则构件的加工性下降。由于以上的理由，Si含量设定为1.00～3.00％。需要说明的是，Si含量的下限值优选为1.10％、1.20％或1.30％。Si含量的上限值优选为2.50％、2.40％或2.30％。
[0047] (Mn：1.00～5.00％)
[0048] 锰(Mn)是强化元素，对于使构件的强度上升是有效的。Mn含量低于1.00％时，在构件的冷却时会生成铁素体、珠光体及渗碳体，变得难以提高构件的强度。另一方面，若Mn含量超过5.00％，则变得容易产生Mn与P及与S的共偏析，构件的加工性显著下降。由于以上的理由，Mn含量设定为1.00～5.00％。需要说明的是，Mn含量的下限值优选为1.80％、2.00％或2.20％。Mn含量的上限值优选为4.50％、4.00％或3.50％。
[0049] (P：0.040％以下)
[0050] 磷(P)有在构成构件的钢板的板厚中央部(距离轧制面为构件的板厚的约3/8的深度的面与约5/8的深度的面之间的区域)中偏析的倾向，是使在焊接构件时形成的焊接部脆化的元素。由于若P含量超过0.040％则焊接部的脆化变得显著，所以P含量设定为0.040％以下。需要说明的是，P含量的优选的上限值为0.010％、0.009％或0.008％。另外，由于没有必要特别规定P含量的下限值，所以也可以将P含量的下限值设定为0％。可是，由于将P含量设定为低于0.0001％在经济上不利，所以P含量的下限值也可以设定为0.0001％。
[0051] (S：0.0500％以下)
[0052] 硫(S)是对构件的焊接性和构成构件的钢板的铸造时及热轧时的制造性造成不良影响的元素。另外，S是形成粗大的MnS而阻碍构件的弯曲性及扩孔性等的元素。由于若S含量超过0.0500％，则上述的不良影响及阻碍变得显著，所以S含量设定为0.0500％以下。需要说明的是，S含量的优选的上限值为0.0100％、0.0080％或0.0050％。另外，由于没有必要特别规定S的下限值，所以也可以将S含量的下限值设定为0％。可是，由于将S含量设定为低于0.0001％在经济上不利，所以S含量的下限值也可以设定为0.0001％。
[0053] (Al：0.001～2.000％)
[0054] 铝(Al)与Si同样地是对于渗碳体的析出及粗大化等的抑制有效的元素。另外，Al是作为脱氧剂也能够有效利用的元素。Al含量低于0.001％时，没有表现出上述的效果。另一方面，若Al含量超过2.000％，则Al系的粗大夹杂物的个数增大，成为钢板的弯曲性劣化的原因、及在钢板的表面产生伤痕的原因。由于以上的理由，Al含量设定为0.001～2.000％。需要说明的是，Al含量的下限值优选为0.010％、0.020％或0.030％。Al含量的上限值优选为1.500％、1.200％、1.000％、0.250％或0.050％。
[0055] (N：0.0100％以下)
[0056] 氮(N)是形成粗大的氮化物而使构件的弯曲性及扩孔性下降的元素。进而N是成为构件焊接时的气孔产生的原因的元素。由于若N含量超过0.0100％，则不仅构件的弯曲性及扩孔性的下降变得显著，而且在构件的焊接时产生许多气孔，所以N的含量设定为0.0100％以下。需要说明的是，N含量的优选的上限值为0.0070％、0.0050％或0.0030％。另外，由于N含量的下限值没有必要特别规定，所以也可以设定为0％。可是，由于将N含量设定为低于0.0005％会导致制造成本的大幅的增加，所以也可以将N含量的下限值设定为0.0005％。
[0057] (O：0.0100％以下)
[0058] 氧(O)是形成氧化物而使构件的断裂伸长率、弯曲性及扩孔性等下降的元素。特别是若氧化物在构件的冲裁端面或切截面中作为夹杂物存在，则氧化物会形成缺口状的伤痕及粗大的凹陷等，在扩孔时及强加工时等导致应力集中而产生龟裂，使扩孔性和/或弯曲性大幅下降。
[0059] 由于若O含量超过0.0100％，则断裂伸长率、弯曲性及扩孔性等的下降变得显著，所以O含量设定为0.0100％以下。需要说明的是，O含量的优选的上限值为0.0050％、0.0040％或0.0030％。另外，由于O含量的下限值没有必要特别规定，所以也可以设定为
0％。可是，由于将O含量设定为低于0.0001％会导致成本过高，在经济上不优选，所以也可以将O含量的下限值设定为0.0001％。
0％。可是，由于将O含量设定为低于0.0001％会导致成本过高，在经济上不优选，所以也可以将O含量的下限值设定为0.0001％。
[0060] 另外，本实施方式的高强度热压成型构件除了上述成分以外，还可以含有选自由Mo：0.01～1.00％、Cr：0.05～2.00％、Ni：0.05～2.00％及Cu：0.05～2.00％构成的组中的1种以上。但是，这些元素不是必须成分。由于即使是不含有这些元素的情况下本实施方式的构件也能够解决课题，所以这些元素的含量的下限值为0％。
[0061] (Mo：0～1.00％)
[0062] 钼(Mo)是强化元素，是有助于提高构成构件的钢板的淬火性的元素。为了得到该效果，也可以将Mo含量的下限值设定为0.01％。另一方面，若Mo含量超过1.00％，则有时钢板的制造时及热轧时的制造性受到阻碍。由于以上的理由，Mo含量优选设定为0.01％～1.00％。需要说明的是，Mo含量的进一步优选的下限值为0.05％、0.10％或0.15％。Mo含量的进一步优选的上限值为0.60％、0.50％或0.40％。
[0063] (Cr：0～2.00％)
[0064] 铬(Cr)是强化元素，是有助于提高构成构件的钢板的淬火性的元素。为了得到该效果，也可以将Cr含量的下限值设定为0.05％。另一方面，若Cr含量超过2.00％，则有时钢板的制造时及热轧时的制造性受到阻碍。由于以上的理由，Cr含量优选设定为0.05％～2.00％。需要说明的是，Cr含量的进一步优选的下限值为0.10％、0.15％或0.20％。Cr含量的进一步优选的上限值为1.80％、1.60％或1.40％。
[0065] (Ni：0～2.00％)
[0066] 镍(Ni)是强化元素，是有助于提高构成构件的钢板的淬火性的元素。另外，Ni是有助于提高钢板的润湿性及促进合金化反应的元素。为了得到这些效果，也可以将Ni含量的下限值设定为0.05％。另一方面，若Ni含量超过2.00％，则有钢板的制造时及热轧时的制造性受到阻碍的情况。由于以上的理由，Ni含量优选设定为0.05％～2.00％。需要说明的是，Ni含量的进一步优选的下限值为0.10％、0.15％或0.20％。Ni含量的进一步优选的上限值为1.80％、1.60％或1.40％。
[0067] (Cu：0～2.00％)
[0068] 铜(Cu)是强化元素，是有助于提高构成构件的钢板的淬火性的元素。另外，Cu是有助于提高钢板的润湿性及促进合金化反应的元素。为了得到这些效果，也可以将Cu含量的下限值设定为0.05％。另一方面，若Cu含量超过2.00％，则有时钢板的制造时及热轧时的制造性受到阻碍。由于以上的理由，Cu含量优选设定为0.05％～2.00％。需要说明的是，Cu含量的进一步优选的下限值为0.10％、0.15％或0.20％。Cu含量的进一步优选的上限值为1.80％、1.60％或1.40％。
[0069] 进而，本实施方式的高强度热压成型构件除了上述成分以外，还可以含有Nb：0.005～0.300％、Ti：0.005～0.300％及V：0.005～0.300％中的至少1种。但是，这些元素不是必须成分。由于即使是不含有这些元素的情况下本实施方式的构件也能够解决课题，所以这些元素的含量的下限值为0％。
[0070] (Nb：0～0.300％)
[0071] 铌(Nb)是强化元素，是通过析出物强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒强化、及由再结晶的抑制带来的位错强化而有助于构件的强度上升的元素。为了得到这些效果，也可以将Nb含量的下限值设定为0.005％。另一方面，若Nb含量超过0.300％，则有时碳氮化物过量析出而构件的成型性下降。由于以上的理由，Nb的含量优选设定为0.005％～0.300％。需要说明的是，Nb含量的进一步优选的下限值为0.008％、0.010％或0.012％。Nb含量的进一步优选的上限值为0.100％、0.080％或0.060％。
[0072] (Ti：0～0.300％)
[0073] 钛(Ti)是强化元素，是通过析出物强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒强化、及由再结晶的抑制带来的位错强化而有助于构件的强度上升的元素。为了得到这些效果，也可以将Ti含量的下限值设定为0.005％。另一方面，若Ti含量超过0.300％，则有时碳氮化物过量析出而使构件的成型性下降。由于以上的理由，Ti含量优选设定为0.005％～0.300％。需要说明的是，Ti含量的进一步优选的下限值为0.010％、0.015％或0.020％。Ti含量的进一步优选的上限值为0.200％、0.150％或0.100％。
[0074] (V：0～0.300％)
[0075] 钒(V)是强化元素，是通过析出物强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒强化、及由再结晶的抑制带来的位错强化而有助于构件的强度上升的元素。为了得到这些效果，也可以将V含量的下限值设定为0.005％。另一方面，若V含量超过0.300％，则有时碳氮化物过量析出而使构件的成型性下降。由于以上的理由，V含量优选设定为0.005％～0.300％。需要说明的是，V含量的进一步优选的下限值为0.010％、0.015％或0.020％。V含量的进一步优选的上限值为0.200％、0.150％或0.100％。
[0076] 进而，本实施方式的高强度热压成型构件除了上述成分以外，还可以含有B：0.0001～0.1000％。但是，B不是必须成分。由于即使是不含有B的情况下本实施方式的构件也能够解决课题，所以B含量的下限值为0％。
[0077] (B：0～0.1000％)
[0078] 硼(B)是对于改善晶界的强度及钢的高强度化等有效的元素。为了得到这些效果，也可以将B含量的下限值设定为0.0001％。另一方面，若B含量超过0.1000％，则不仅上述的效果饱和，而且有时钢板的热轧时的制造性受到阻碍。由于以上的理由，B含量优选设定为0.0001％～0.1000％。需要说明的是，B含量的进一步优选的下限值为0.0003％、0.0005％或0.0007％。B含量的进一步优选的上限值为0.0100％、0.0080％或0.0060％。
[0079] 此外，本实施方式的高强度热压成型构件除了上述成分以外，还可以含有Ca：0.0005～0.0100％、Mg：0.0005～0.0100％及REM：0.0005～0.0100％中的至少1种。但是，这些元素不是必须成分。由于即使是不含有这些元素的情况下本实施方式的构件也能够解决课题，所以这些元素的含量的下限值为0％。
[0080] (Ca：0～0.0100％)
[0081] (Mg：0～0.0100％)
[0082] (REM：0～0.0100％)
[0083] Ca、Mg及REM(Rare Earth Metal，稀土金属)是对于钢板的脱氧有效的元素。为了得到该效果，也可以在构件中含有选自由0.0005％以上的Ca、0.0005％以上的Mg及0.0005％以上的REM构成的组中的一种以上。另一方面，若Ca、Mg及REM各自的含量超过
0.0100％，则构件的加工性受到阻碍。由于以上的理由，Ca、Mg及REM的含量分别优选为
0.0005％～0.0100％。需要说明的是，Ca含量、Mg含量及REM含量各自进一步优选的下限值为0.0010％、0.0020％或0.0030％。Ca含量、Mg含量及REM含量各自进一步优选的上限值为
0.0090％、0.0080％或0.0070％。另外，在构件中含有选自由Ca、Mg及REM构成的组中的两种以上的情况下，Ca、Mg及REM的合计含量优选为0.0010％～0.0250％。
0.0100％，则构件的加工性受到阻碍。由于以上的理由，Ca、Mg及REM的含量分别优选为
0.0005％～0.0100％。需要说明的是，Ca含量、Mg含量及REM含量各自进一步优选的下限值为0.0010％、0.0020％或0.0030％。Ca含量、Mg含量及REM含量各自进一步优选的上限值为
0.0090％、0.0080％或0.0070％。另外，在构件中含有选自由Ca、Mg及REM构成的组中的两种以上的情况下，Ca、Mg及REM的合计含量优选为0.0010％～0.0250％。
[0084] 需要说明的是，“REM”的用语是指包含Sc、Y及镧族的合计17种元素，上述所谓“REM的含量”是指这些17种元素的合计含量。REM能够以混合稀土合金(包含多种稀土类元素的合金)的形态添加。混合稀土合金有时除了La和Ce以外，还含有镧族系列的元素。本实施方式的高强度热压成型构件也可以含有除La及Ce以外的镧族系列的元素作为杂质。另外，本实施方式的高强度热压成型构件在不阻碍该构件的各种特性(特别是延展性及弯曲性)的范围内可以含有La和Ce。
[0085] (剩余部分：铁及杂质)
[0086] 本实施方式的构件的化学成分的剩余部分包含铁及杂质。所谓杂质是指构件的原材料中包含的成分、或在构件的制造过程中混入的成分，是不会对构件的诸特性造成影响的成分。具体而言，可列举出P、S、O、Sb、Sn、W、Co、As、Pb、Bi及H等作为杂质。它们中，P、S及O需要如上述那样进行控制。另外，根据通常的制造方法，Sb、Sn、W、Co及As可在0.1％以下、Pb及Bi可在0.010％以下、H可在0.0005％以下的范围内作为杂质混入钢材中，若为该范围内，则没有必要特别控制这些元素的含量。
[0087] 另外，作为本实施方式的高强度冷轧钢板的成分的Si、Al、Cr、Mo、V、Ca有时也可无意地作为杂质混入。然而，若这些成分为上述的范围内，则不会对本实施方式的高强度热压成型构件的诸特性造成不良影响。进而，N一般在钢板中有时作为杂质处理，在本实施方式的构件中，优选控制在上述的范围内。
[0088] [显微组织]
[0089] 接着，对本实施方式的高强度热压成型构件的显微组织的限定理由进行说明。需要说明的是，在本说明书中，各组织的比例的单位“％”是指“体积分率(体积％)”。另外，本实施方式的构件的显微组织在构件的1/4部中被规定。这是由于：位于轧制面与中心面之间的1/4部具有构件的典型的构成。在本说明书中，只要没有特别说明，则关于显微组织的记载与1/4部中的显微组织有关。另外，本实施方式的构件具有受到加工的部位和没有受到加工的部位，但两者的显微组织大致相同。
[0090] (回火马氏体：20～90％)
[0091] 回火马氏体是将钢强化的组织，是为了确保本实施方式的构件的强度而包含的组织。回火马氏体的体积分率低于20％时，构件的强度不足。另一方面，若回火马氏体的体积分率超过90％，则为了确保构件的延展性及弯曲性所需要的贝氏体及奥氏体不足。由于以上的理由，回火马氏体的体积分率设定为20％～90％。需要说明的是，回火马氏体的体积分率的优选的下限值为25％、30％或35％。回火马氏体的体积分率的优选的上限值为85％、80％或75％。
[0092] (贝氏体：5～75％)
[0093] 贝氏体是为了提高构件的弯曲性而重要的组织。通常，在构件具有包含硬质的马氏体和延展性优异的残留奥氏体的组织的情况下，起因于马氏体与残留奥氏体的硬度差，在构件的变形时产生向马氏体的应力集中。通过该应力集中，在马氏体与残留奥氏体的界面中形成空隙，其结果是，有可能构件的弯曲性下降。然而，在构件具有除了马氏体及残留奥氏体以外还包含贝氏体的组织的情况下，贝氏体会减小组织间硬度差，由此，向马氏体的应力集中得到缓和，构件的弯曲性提高。
[0094] 贝氏体的体积分率低于5％时，向马氏体的应力集中没有得到充分地缓和，无法实现优异的弯曲性的确保。另一方面，若贝氏体的体积分率超过75％，则确保构件的强度及延展性所需要的马氏体及残留奥氏体不足。由于以上的理由，贝氏体的体积分率设定为5％～75％。需要说明的是，贝氏体的体积分率的优选的下限值为10％、15％或20％。贝氏体的体积分率的优选的上限值为70％、65％或60％。
[0095] (残留奥氏体：5～25％)
[0096] 残留奥氏体是为了确保构件的延展性而重要的组织。残留奥氏体通过在钢板的压制成型时相变成马氏体，从而给钢板带来优异的加工硬化及高的均匀伸长率。残留奥氏体的体积分率低于5％时，没有充分地得到均匀伸长率，难以确保优异的成型性。另一方面，若残留奥氏体的体积分率超过25％，则确保钢板的强度及扩孔性所需要的马氏体和贝氏体不足。由于以上的理由，残留奥氏体的体积分率设定为5％～25％。需要说明的是，残留奥氏体的体积分率的优选的下限值为7％、10％或12％。残留奥氏体的体积分率的优选的上限值为22％、20％或18％。
[0097] (铁素体：0～10％)
[0098] 铁素体由于为软质的组织，所以其体积分率优选尽可能少。因此，铁素体的体积分率的下限值为0％。若铁素体的体积分率超过10％，则变得难以确保钢板的强度。因此，铁素体的体积分率被限制为10％以下。需要说明的是，铁素体的体积分率的优选的上限值为8％、5％或3％。
[0099] 需要说明的是，对于回火马氏体、贝氏体、残留奥氏体及铁素体的鉴定、存在位置的确认、及体积分率的测定可以通过使用硝酸乙醇试剂及Lepera液、以及前处理液及后处理液，所述前处理液为包含苦味酸、乙醇、硫代硫酸钠、柠檬酸及硝酸的混合溶液的蚀刻液，所述后处理液为包含硝酸与乙醇的混合溶液的蚀刻液，将与钢板的轧制方向平行并且与轧制面垂直的截面或与钢板的轧制方向及轧制面垂直的截面进行腐蚀，并使用1000倍的光学显微镜及1000～100000倍的扫描型电子显微镜及透射型电子显微镜观察腐蚀后的截面来进行。
[0100] 关于回火马氏体的鉴定，利用扫描型电子显微镜及透射型电子显微镜进行截面的观察，将包含在碳化物的内部含有许多Fe的碳化物(Fe系碳化物)的马氏体视为回火马氏体，将不包含该碳化物的马氏体视为未被回火的通常的马氏体(新的马氏体)。作为含有许多Fe的碳化物，有各种晶体结构的碳化物，不管是包含哪种晶体结构的Fe系碳化物的马氏体，均设定为符合本实施方式中的回火马氏体的马氏体。另外，对于本实施方式中的回火马氏体，也包含起因于热处理条件而多种Fe系碳化物混合存在的马氏体。
[0101] 另外，关于回火马氏体、贝氏体、残留奥氏体及铁素体的鉴定，也可以通过利用使用了场发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)中附属的EBSD：Electron Back-Scatter Diffraction的晶体取向解析法(FE-SEM-EBSD法)的晶体取向的解析、显微维氏硬度测定等微小区域的硬度测定来进行。
[0102] 例如，在确认金属组织中的残留奥氏体的体积分率(％)时，也可以将与构件的轧制面平行的板厚的约1/4的深度位置的面(距离构件的轧制面为构件的厚度的约1/4的深度的面)作为观察面来进行X射线解析。将由此得到的残留奥氏体的面积分率设定为残留奥氏体的体积分率。
[0103] 与此相对，在确认金属组织中的贝氏体、回火马氏体及铁素体的体积分率(％)时，首先将与钢板的轧制方向平行并且与轧制面垂直的截面(观察面)进行研磨，用硝酸乙醇液进行蚀刻。接着，通过用FE-SEM观察蚀刻后的截面中的板厚1/4部，测定各组织的面积分率。由于该情况下得到的面积分率成为与体积分率实质上相等的值，所以将该面积分率视为体积分率。
[0104] 需要说明的是，在用FE-SEM的观察中，例如，可以将一边为30μm的正方形的观察面中的各组织如下那样进行区别、识别。即，回火马氏体是板条状(具有特定的优先生长方向的板状)的晶粒的集合，可以识别为在晶粒的内部包含上述的长径为20nm以上的铁系碳化物、且该碳化物属于沿多个变种(variant)(即不同的方向)伸长的多个铁系碳化物组的组织。贝氏体是板条状的晶粒的集合，可以识别为在晶粒的内部不包含长径为20nm以上的铁系碳化物的贝氏体、或在晶粒的内部包含长径为20nm以上的铁系碳化物、且该碳化物属于沿单一的变种(同一方向)伸长的铁系碳化物组的组织。这里，所谓沿同一方向伸长的铁系碳化物组是指铁系碳化物组的伸长方向的差异为5°以内的铁系碳化物组。铁素体是块状的晶粒，可以识别为在晶粒的内部不包含长径为100nm以上的铁系碳化物的组织。
[0105] 需要说明的是，通过使用FE-SEM来观察板条状晶粒的内部的铁系碳化物，调查其伸长方向，可以容易地区别回火马氏体和贝氏体。
[0106] [板厚1/4部中的{211}<011>取向的极密度]
[0107] 接着，对本实施方式的高强度热压成型构件的极密度的限定理由进行说明。需要说明的是，本实施方式的构件的极密度在具有构件的典型的构成的构件的1/4部中被规定。在本说明书中，只要没有特别说明，关于极密度的记载与1/4部中的极密度有关。另外，本实施方式的构件具有受到加工的部位和没有受到加工的部位，但两者中的极密度大致相同。
[0108] 在热压构件的板厚1/4部中的{211}<011>取向的极密度低于3.0的情况下，由于无法将轧制方向的r值、及轧制直角方向的r值均设定为0.80以下，所以弯曲性发生劣化。因此，板厚1/4部中的{211}<011>取向的极密度设定为3.0以上。板厚1/4部中的{211}<011>取向的极密度的下限值优选为4.0或5.0。板厚1/4部中的{211}<011>取向的极密度的上限值没有特别规定。可是，由于在板厚1/4部中的{211}<011>取向的极密度超过15.0的情况下，有时构件的加工性下降，所以也可以将板厚1/4部中的{211}<011>取向的极密度设定为15.0以下或12.0以下。
[0109] 所谓极密度是试验片的向特定取向的集成度相对于不具有向特定的取向的集成的标准试样的比。本实施方式的构件的板厚1/4部中的{211}<011>取向的极密度通过EBSD(电子背散射衍射图案：Electron Back Scattering Diffraction pattern)法来测定。
[0110] 使用了EBSD的极密度的测定如下所述进行。将与构件的轧制方向平行并且与轧制面垂直的截面作为观察面。对于观察面中的以距离构件的表面为板厚t的1/4深度的线作为中心的在轧制方向上1000μm并且在轧制面法线方向上100μm的矩形区域，以1μm的测定间隔实施EBSD解析，取得该矩形区域的晶体取向信息。EBSD解析使用由热场发射型扫描电子显微镜(例如JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器(例如TSL制HIKARI检测器)构成的装置，以200～300点/秒的解析速度来实施。由该矩形区域的晶体取向信息，使用EBSD解析软件“OIM Analysis”(注册商标)算出该矩形区域的ODF(Orientation Distribution Function，取向分布函数)。由此，由于得到各晶体取向的极密度，所以可以求出构件的板厚1/4部中的{211}<011>取向的极密度。
[0111] 图1是表示ODF(φ2＝45°截面)上的主要的晶体取向的位置的图。通常，将与轧制面垂直的晶体取向以(hkl)或{hkl}的标记表示，将与轧制方向平行的晶体取向以[uvw]或的标记表示。{hkl}及是等价的面及取向的总称，(hkl)及[uvw]表示各个晶体面。
[0112] 本实施方式的构件的晶体结构主要是体心立方结构(bcc结构)。因此，例如(111)、(-111)、(1-11)、(11-1)、(-1-11)、(-11-1)、(1-1-1)、(-1-1-1)实质上等价，无法区别。在本实施方式中，将这些取向总称并表示为{111}。
[0113] 需要说明的是，ODF也被用于对称性低的晶体结构的晶体取向的表示。一般以φ1＝0～360°、Φ＝0～180°、φ2＝0～360°表示，各个晶体取向以(hkl)[uvw]表示。然而，本实施方式的热轧钢板的晶体结构是对称性高的体心立方结构。因此，Φ和φ2可以以0～90°表示。
[0114] φ1因在进行计算时是否考虑由变形带来的对称性而发生变化。在本实施方式中，实施考虑了对称性(orthotropic)的计算，以φ1＝0～90°表示。即，在基于本实施方式的构件的极密度的测定中，选择将φ1＝0～360°下的同一取向的平均值在0～90°的ODF上进行表示的方式。在该情况下，(hkl)[uvw]与{hkl}含义相同。因此，图1中所示的φ2＝45°截面中的ODF的(112)[1-10]取向(φ1＝0°、Φ＝35°)的极密度与{211}<011>取向的极密度含义相同。
[0115] 如以上所示的那样，通过调整高强度热压成型构件的成分、组织及极密度，从而将构件的抗拉积设定为26000(MPa·％)以上，能够实现具有优异的延展性、进而优异的耐疲劳性及耐久性的构件。另外，通过上述调整，从而将构件的轧制方向的r值及构件的轧制直角方向的r值均设定为0.80以下、并且将构件的轧制方向的极限弯曲及构件的轧制直角方向的极限弯曲均设定为2.0以下，能够实现具有优异的弯曲性的构件。
[0116] 需要说明的是，在受到冲击时，r值越低则板厚方向的变形越得到促进，能够防止弯曲裂纹。一般，在与弯曲的棱线方向垂直的方向的r值为0.80以下的情况下，上述弯曲裂纹的防止效果被以高水平发挥。在本实施方式的高强度热压成型构件中，由于轧制方向的r值及轧制直角方向的r值这两者为0.80以下，所以即使在碰撞时构件受到大的弯曲变形，构件也能够发挥优异的弯曲性。
[0117] <高强度热压成型构件的制造方法>
[0118] 接着，对本实施方式的高强度热压成型构件的制造方法进行详细说明。该高强度热压成型构件的制造方法以下述工序作为必须的工序并依次进行：加热工序，其将包含上述的化学成分的冷轧钢板或退火钢板即热压用原板加热至最高加热温度Ac3点以上；和热压成型/冷却工序，其对热压用原板进行热压成型，同时冷却至(Ms点-250℃)～Ms点的温度范围。另外，本实施方式的高强度热压成型构件的制造方法除了这些工序以外，任意选择性地进行再加热工序，即，在上述热压成型/冷却工序之后，将构件再加热至300～500℃的温度区域中，接着在再加热温度区域中将构件保持10～1000秒后，将构件冷却至室温。以下，对各工序进行说明。需要说明的是，以下，对于在上述加热工序前进行的热压用原板的准备工序也一并进行言及。
[0119] 在本实施方式的构件的制造方法的说明中所谓“加热速度”及“冷却速度”是指将温度T以时间t进行微分而得到的dT/dt(时刻t时的瞬间速度)。例如，“将A℃到B℃的温度范围内的加热速度设定为X～Y℃/秒”这样的记载是指温度T从A℃变化到B℃的期间的dT/dt总是为X～Y℃/秒的范围内。
[0120] (热压用原板的准备工序)
[0121] 本工序是得到供于后述的加热工序的热压用原板(冷轧钢板或退火钢板)的准备工序。铸造中之前施行的各制造处理没有特别限定。即，也可以紧接着利用高炉、电炉等的熔炼而进行各种二次冶炼。所铸造的板坯可以暂时冷却至低温后，再次加热后进行热轧，也可以连续地(即不进行冷却及再加热)进行热轧。在热轧中，将920℃以下的温度区域中的总压下率设定为25％以上是重要的。其理由如下所述。
[0122] (1)超过920℃的温度区域中的轧制由于在轧制时或下一轧制之前的空想时间中进行再结晶，所以难以使应变在钢中蓄积，其结果是，有可能无法充分有助于织构的形成。
[0123] (2)在920℃以下的温度区域中的总压下率低于25％的情况下，由于没有充分地得到由轧制带来的晶体旋转效应，所以没有充分形成织构的可能性高。
[0124] 由于这些理由，将920℃以下的温度区域中的总压下率设定为25％以上是重要的。920℃以下的温度区域中的总压下率优选为30％以上，进一步优选为40％以上。另一方面，
920℃以下的温度区域中的总压下率的上限优选设定为80％。这是由于：实施超过80％的压下会导致对轧辊的载荷的增大而影响轧机的耐久性。需要说明的是，作为热压用原板的原料，也可以使用废料。
920℃以下的温度区域中的总压下率的上限优选设定为80％。这是由于：实施超过80％的压下会导致对轧辊的载荷的增大而影响轧机的耐久性。需要说明的是，作为热压用原板的原料，也可以使用废料。
[0125] 另外，作为热轧后的冷却条件，为了发挥本实施方式的构件的各效果(优异的延展性及弯曲性)，可以采用用于进行组织控制的冷却图案。
[0126] 卷取温度优选设定为650℃以下。若在超过650℃的温度下将热轧钢板卷取，则由于形成于热轧钢板表面的氧化物的厚度变得过大，所以酸洗性差。需要说明的是，卷取温度进一步优选设定为600℃以下。这是由于：在600℃以下的温度区域中，容易产生贝氏体相变。通过将热轧板组织主要制成贝氏体，从而接下来的冷轧时的织构形成充分地进行，进而变得容易得到目标r值。
[0127] 对于卷取温度的下限值也没有特别限定，可发挥本实施方式的构件的各效果(优异的延展性及弯曲性)。可是，由于在室温以下的温度下将热轧钢板卷取在技术上是困难的，所以室温成为卷取温度的实质性的下限值。但是，由于卷取温度低于350℃时，在热轧板组织中，硬质的马氏体的比例变大，冷轧变难，所以卷取温度优选设定为350℃以上。
[0128] 对像这样操作而制造的热轧钢板实施酸洗。酸洗次数没有特别规定。
[0129] 将酸洗后的热轧钢板以总压下率50～90％进行冷轧而制成热压用原板。为了将本实施方式的高强度热压成型构件的轧制方向的r值及轧制直角方向的r值均设定为0.80以下，需要使热压用原板的板厚1/4部中的{211}<011>取向的极密度为3.0以上。热压用原板的板厚1/4部中的{211}<011>取向的极密度优选为4.0以上，进一步优选为5.0以上。在冷轧的总压下率低于50％的情况下，由于热压用原板的板厚1/4部中的{211}<011>取向的极密度变得低于3.0，所以变得无法如上述那样控制构件的织构，难以确保目标r值。
[0130] 另一方面，若冷轧的总压下率超过90％，则再结晶的驱动力变得过高，在后述的热压的加热工序时铁素体发生再结晶。在后述的热压的加热工序中，热压用原板被加热至Ac3点以上的温度，但需要在达到Ac3点之前在热压用原板中残存有未再结晶铁素体。在冷轧的总压下率超过90％的情况下，变得没有达成该条件。另外，若上述总压下率超过90％，则冷轧载荷变得过大而冷轧变得困难。需要说明的是，冷轧的总压下率r通过将冷轧结束后的板厚h1(mm)和冷轧开始前的板厚h2(mm)代入以下的式1中来求出。
[0131] r＝(h2-h1)/h2 (式1)
[0132] 由于以上的理由，酸洗后的热轧钢板的冷轧的总压下率设定为50％～90％以下。需要说明的是，冷轧的总压下率的适宜范围为60％～80％。另外，对于轧制道次的次数、及各道次的压下率没有特别限定。
[0133] 另外，也可以将对通过上述的冷轧而得到的冷轧钢板实施热处理(退火)而制成的退火钢板作为热压用原板。热处理没有特别限定，可以通过在连续退火线中通板的方法来进行，也可以通过间歇退火来进行。在热处理时，需要在500℃～Ac1点的温度范围内将加热速度设定为10℃/秒以上。在加热速度低于10℃/秒的情况下，最终得到的成型体的织构变得没有得到优选控制。但是，在钢板的Ti含量及Nb含量的合计为0.005质量％以上的情况下，只要500℃～Ac1点的温度范围内的加热速度总是为3℃/秒以上即可。
[0134] 退火温度优选设定为Ac1点～Ac3点。这是由于：若退火温度低于Ac1点，则会进行铁素体的再结晶。另一方面，若退火温度超过Ac3点，则钢板成为奥氏体单相组织，难以使未再结晶铁素体残存。任一情况下，在热压的加热工序中，在热压用原板达到Ac3点之前使热压用原板中残存未再结晶铁素体变得困难。
[0135] 该温度区域(Ac1点～Ac3点)中的退火时间没有特别限定，但若退火时间超过600秒，则由于会导致成本的上升，所以在经济上不优选。需要说明的是，所谓退火时间是钢板温度为最高达到温度(退火温度)且被等温保持的期间的长度。在该期间，钢板可以被等温保持，或者也可以在达到最高加热温度后立即被冷却。
[0136] 在退火后的冷却中，优选将冷却开始温度设定为700℃以上，将冷却结束温度设定为400℃以下，将700℃～400℃的温度范围内的冷却速度设定为10℃/秒以上。若700℃～400℃的温度范围内的冷却速度低于10℃/秒，则会进行铁素体的再结晶。该情况下，在热压的加热工序中，在热压用原板达到Ac3点之前使热压用原板中残存未再结晶铁素体变得困难。
[0137] (加热工序)
[0138] 本工序是将经由上述准备工序而得到的冷轧钢板或退火钢板即热压用原板加热至Ac3点以上的工序。热压用原板的最高加热温度设定为Ac3点以上。若最高加热温度低于Ac3点，则由于在高强度热压成型构件中会生成大量的铁素体，所以难以确保高强度热压成型构件的强度。由此，将Ac3点设定为最高加热温度的下限。另一方面，由于过度的高温加热不仅会因导致成本的上升而在经济上不优选，而且会诱发使压制模具的寿命下降等麻烦，因此最高加热温度优选设定为Ac3点+50℃以下。
[0139] 在最高加热温度之前的加热中，500℃～Ac1点的温度区域中的加热速度优选设定为10℃/秒以上。但是，在热压原板的Ti含量及Nb含量的合计值为0.005质量％以上的情况下，可以将加热速度设定为3℃/秒以上。若500℃～Ac1点的温度区域中的加热速度低于10℃/秒，则在加热途中会引起铁素体的再结晶，在达到Ac3点之前使未再结晶铁素体残存是困难的。另外，通过以加热速度10℃/秒以上进行加热，能够抑制奥氏体粒的粗大化，能够改善高强度热压成型构件的韧性及耐延迟断裂特性。
[0140] 若像这样使500℃～Ac1点的温度区域中的加热速度增大，则能够在达到Ac3点之前使未再结晶铁素体残存，进而使高强度热压成型构件的生产率提高，但若500℃～Ac1点的温度区域中的加热速度超过300℃/秒，则这些效果变成饱和状态，此外也没有产生特殊的效果。因此，加热速度的上限优选设定为300℃/秒。
[0141] 需要说明的是，最高加热温度下的保持时间没有特别限定，但为了使碳化物溶解，保持时间优选设定为20秒以上。另一方面，为了使得到目标r值而优选的织构残存，优选将保持时间设定为低于100秒。
[0142] (热压工序)
[0143] 在热压工序中，对经由上述加热工序后的热压用原板使用热压成型机构(例如模具)进行热压成型，同时使用设置于热压成型机构中的冷却机构(例如在模具内的管路中流动的制冷剂)等，冷却至(Ms点-250℃)～Ms点的温度范围。对于热压成型，可以使用公知的任何方法。
[0144] 在热压工序中，通过将构件以冷却速度0.5～200℃/秒冷却至(Ms点-250℃)～Ms点的温度范围，从而生成马氏体。冷却停止温度低于(Ms点-250℃)时，会过度生成马氏体，在高强度热压成型构件中延展性及弯曲性的确保没有充分地达成。与此相对，若冷却停止温度高于Ms点，则没有充分地生成马氏体，在高强度热压成型构件中强度的确保没有充分地达成。因此，冷却停止温度设定为(Ms点-250℃)～Ms点。在气氛温度低的情况下，即使停止冷却机构的动作，构件的温度下降速度也会成为0.5℃/秒以上，上述的冷却停止没有达成。在该情况下，需要通过适当使用加热机构从而将构件的温度下降速度抑制为低于0.5℃/秒来达成上述的冷却停止。另外，在将冷却停止温度设定为(Ms点-220℃)～(Ms点-50℃)的情况下，由于上述效果分别被以高水平发挥，所以优选。
[0145] 从最高加热温度到冷却停止温度的冷却速度没有特别限定，但优选设定为0.5～200℃/秒。若上述冷却速度低于0.5℃/秒，则由于在冷却过程中奥氏体相变成珠光体组织、或生成大量的铁素体，所以确保对于确保强度而言充分的马氏体及贝氏体的体积率变得困难。
[0146] 另一方面，即使增大冷却速度，在高强度热压成型构件的材质上也没有任何问题，但由于过度地增大冷却速度会导致制造成本高，所以上述冷却速度的上限优选设定为200℃/秒。
[0147] (再加热工序)
[0148] 再加热工序是下述工序：将经由上述热压成型/冷却工序后的构件再加热至300～500℃的温度区域，接着将构件在再加热温度区域中保持10～1000秒后，将构件从再加热温度区域冷却至室温。该再加热可以使用通电加热或感应加热来进行。再加热工序是任意选择的工序，所谓再加热工序中的保持不仅包含等温保持，还包含上述温度区域中的慢冷却和加热。因此，所谓再加热工序中的保持时间是指构件在再加热温度区域内的期间的长度。
[0149] 再加热温度(保持温度)低于300℃时，由于贝氏体相变需要长时间，所以无法实现优异的生产率。另一方面，若再加热温度(保持温度)超过500℃，则难以引起贝氏体相变。因此，再加热温度设定为300℃～500℃。需要说明的是，再加热温度的适宜范围为350℃～450℃。
[0150] 另外，若保持时间低于10秒，则贝氏体相变的进行不充分，得不到对于确保弯曲性而言充分的贝氏体、及对于确保延展性而言充分的残留奥氏体。另一方面，若保持时间超过1000秒，则会引起残留奥氏体的分解，得不到对于确保延展性有效的残留奥氏体，生产率下降。因此，保持时间设定为10秒～1000秒。需要说明的是，保持时间的适宜范围为100秒～
900秒。
900秒。
[0151] 进而，对于保持后的冷却方式，没有特别限定，只要以在模具内保持的状态冷却至室温为止即可。需要说明的是，由于本工序为任意选择的工序，所以在不采用本工序的情况下，也可以在上述热压成型工序结束后，从压制模具中取出构件，装入到加热至300～500℃的炉中。需要说明的是，若满足这些热历程，则钢板可以用任意设备实施热处理。
[0152] 以上所示的本实施方式的高强度热压成型构件的制造方法以经由通常的炼铁中的精炼、炼钢、铸造、热轧、冷轧的各工序作为原则，若满足上述的各工序的条件，即使适当设计变更，也能够得到本实施方式的高强度热压成型构件的效果。
[0153] 实施例
[0154] 以下，通过发明例对本发明的效果进行具体说明。需要说明的是，本发明并不限定于以下的发明例中使用的条件。
[0155] 对表1中所示的化学组成的铸片A～R及a～d以表2-1～3-3中所示的诸条件依次进行模拟了本发明的热压用原板的制造工序、加热工序、热压成型工序、冷却工序及再加热工序的工序来制造钢板A1～d1，之后，将钢板冷却至室温。对于各试验例中得到的钢板A1～d1，没有实施利用模具的热压。然而，所得到的钢板的机械性质与具有相同的热历程的热压成型构件的未加工部实质上相同。因此，通过评价所得到的钢板A1～d1，能够确认作为本发明的热压成型构件的效果。
[0156] 其中，表1中的钢种A～R是本发明中规定的成分的钢种，钢种a～d是C、Si及Mn中的至少任一种的含量为本发明的范围外的钢种。另外，表2-1等中记载的试验符号中包含的字母与表1中记载的钢种对应。为了区别各试验例，对字母标注下标数字。例如，表2-1中的试验符号D1～D18的化学成分为表1的钢种D的化学成分。进而，在表1、及表2-1～3-3中，带下划线的数值为本发明的规定范围外的数值。需要说明的是，D7、D13、H6、K12、L6、L12、L13的“300～500℃下的保持时间”是作为“300～500℃下的保持温度(℃)”记载的再加热温度下的等温保持时间，除此以外的实施例的“300～500℃下的保持时间”是钢板温度在300～500℃的范围内的时间。
[0157] 另外，各试验例的Ac3点及Ms点是将进行了热轧/冷轧的热压用原板预先在实验室中测定而得到的值。并且，使用像这样得到的Ac3点及Ms点来设定退火温度及冷却温度。
[0158]
[0159] 表2-1
[0160]
[0161] 在未进行退火的钢种中，退火条件记载为符号“-”。
[0162] 表2-2
[0163]
[0164] 在未进行退火的钢种中，退火条件记载为符号“-”。
[0165] 表2-3
[0166]
[0167] 在未进行退火的钢种中，退火条件记载为符号“-”。
[0168] 表3-1
[0169]
[0170] 在未进行合金化处理的钢种中，合金化处理条件记载为符号“-”。
[0171] 表3-2
[0172]
[0173] 在未进行合金化处理的钢种中，合金化处理条件记载为符号“-”。
[0174] 表3-3
[0175]
[0176] 在未进行合金化处理的钢种中，合金化处理条件记载为符号“-”
[0177] 接着，通过上述的方法进行各钢板A1～d1的显微组织的鉴定及织构的分析。接着，通过以下的方法调查了各钢板A1～d1的机械性质。
[0178] 抗拉强度TS(MPa)及断裂伸长率E1(％)通过拉伸试验来测定。拉伸试验片设定为从1.2mm厚的板沿轧制直角方向采集的JIS5号试验片。抗拉强度为1200MPa以上的试样判断为抗拉强度良好的试样。
[0179] 轧制方向的r值及轧制垂直方向的r值、以及轧制方向的极限弯曲(R/t)及轧制垂直方向的极限弯曲(R/t)通过弯曲试验来测定。具体的手段如下所述。
[0180] r值是采集依据JISZ2201的试验片并通过依据JISZ2254的规定的试验而求出的。轧制方向的r值通过将轧制方向设定为长度方向的试验片来测定，轧制直角方向的r值通过将轧制直角方向设定为长度方向的试验片来测定。
[0181] 极限弯曲R/t通过对JISZ2204中规定的1号试验片进行依据JISZ2248中规定的V块法的试验来求出。轧制方向的极限弯曲通过按照弯曲棱线成为轧制方向的方式采集的试验片来测定，轧制直角方向的极限弯曲通过按照弯曲棱线成为轧制直角方向的方式采集的试验片来测定。需要说明的是，在试验中，使用曲率半径R不同的多个按下工具反复弯曲，在弯曲试验后通过光学显微镜或SEM判定弯曲部的裂纹，算出没有产生裂纹的极限弯曲R/t(R：试验片的弯曲半径(即按下工具的曲率半径)、t：试验片的板厚)来评价。
[0182] 将关于组织的鉴定等及各性能的结果示于表4-1～表5-3中。需要说明的是，表4-1～表4-3中的带下划线的数值为本发明的范围外的数值。另外，表4-1～表5-3中，tM(％)是指显微组织中的回火马氏体的体积分率，B(％)是指显微组织中的贝氏体的体积分率，γR(％)是指显微组织中的残留奥氏体的体积分率，F(％)是指显微组织中的铁素体的体积分率，TS(MPa)是指抗拉强度，El(％)是指断裂伸长率，并且TS×El是指抗拉积。
[0183] 表4-1
[0184]
[0185] 带下划线的值为本发明范围外。
[0186] F：铁素体、B：贝氏体、γR：残留奥氏体、tM：回火马氏体
[0187] 表4-2
[0188]
[0189] 带下划线的值为本发明范围外。
[0190] F：铁素体、B：贝氏体、γR：残留奥氏体、tM：回火马氏体
[0191] 表4-3
[0192]
[0193] 带下划线的值为本发明范围外。
[0194] F：铁素体、B：贝氏体、γR：残留奥氏体、tM：回火马氏体
[0195] 表5-1
[0196]
[0197] 表5-2
[0198]
[0199] 表5-3
[0200]
[0201] 如表5-1～表5-3中所示的那样，特别是关于对钢的组成、组织及织构进行了改良的各发明例，判明：抗拉强度为1200MPa以上，抗拉积为26000(MPa·％)以上，同时轧制方向的r值及轧制直角方向的r值均为0.80以下，并且轧制方向的极限弯曲及轧制直角方向的极限弯曲均为2.0以下。因此，可以说各发明例均为高强度并且延展性及弯曲性优异。
[0202] 与此相对，如表5-1～表5-3中所示的那样，关于对钢的组成、组织及织构没有进行本发明的范围的改良的各以往例，判明：抗拉积、轧制方向的r值及轧制直角方向的r值、轧制方向的极限弯曲及轧制直角方向的极限弯曲中的至少任一者没有成为适当的范围。
[0203] 产业上的可利用性
[0204] 根据本发明，关于高强度热压成型构件，延展性及弯曲性均被以高水平发挥。因此，本发明特别是在汽车用的结构用构件的领域是有用的。
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