CN108138290A - 热冲压构件及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供具备具有拉伸强度TS为1500MPa以上并且均匀伸长率uEl为6.0％以上的拉伸特性的第一区域和具有拉伸强度TS为780MPa以上并且均匀伸长率uEl为15.0％以上的拉伸特性的第二区域的热冲压构件。本发明的热冲压构件的特征在于，具有规定的(尤其是0.090％以上且小于0.30％的低C、并且3.5％以上且小于11.0％的高Mn)成分组成，并且具有：第一区域，该第一区域具有含有以体积率计为80.0％以上的马氏体相和以体积率计为3.0％以上且20.0％以下的残余奥氏体相的组织，位错密度为1.0×1016/m2以上；和第二区域，该第二区域具有含有以体积率计为30.0％以上且60.0％以下的铁素体相、以体积率计为10.0％以上且70.0％以下的残余奥氏体相和以体积率计为30.0％以下的马氏体相的组织。

Description

热冲压构件及其制造方法
技术领域
本发明涉及将薄钢板通过热冲压进行成形而成的构件、即热冲压构件及其制造方法。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点出发，强烈期望提高汽车的燃料效率。因此，强烈要求汽车车身的轻量化。因此，为了即使将汽车用构件减薄也不损害安全性，要求作为该构件的原材料的钢板的高强度化。但是，通常，随着钢板的强度提高，成形性降低，因此，在以高强度钢板作为原材料的构件的制造中，产生难以成形或者定形性变差等问题。
因此，对于这样的问题，对钢板应用热冲压工艺来制造高强度汽车用构件的技术已实用化。在热冲压工艺中，钢板被加热至奥氏体区域后，被运送到冲压机，在冲压机内，利用模具成形为期望形状的构件，同时进行骤冷。在该模具内的冷却过程(骤冷)中，构件的组织从奥氏体相向马氏体相发生相变，由此，得到期望形状的高强度构件。
另外，最近，从确保搭乘人员的安全性的观点出发，期望提高汽车用构件的耐冲击特性。为了满足该期望，从提高吸收碰撞时的能量的能力(冲击能量吸收能力)的观点出发，提高汽车用构件的均匀伸长率是有效的。因此，强烈期望高强度并且均匀伸长率优良的热冲压构件。
对于这样的期望，在专利文献1中提出了一种通过热冲压成形法将薄钢板进行成形而得的热冲压成形品。专利文献1所记载的热冲压成形品具有以质量％计含有C：0.15～0.35％、Si：0.5～3％、Mn：0.5～2％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、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％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成；和以面积率计包含马氏体：80～97％、残余奥氏体：3～20％、余量组织：5％以下的组织。根据专利文献1所记载的技术，记载了：能够得到残留有适当量的残余奥氏体的金属组织，能够实现使成形品固有的延展性进一步提高的热冲压部件。
另外，在专利文献2中提出了一种延展性优良的热冲压构件。专利文献2所记载的热冲压构件是具有以质量％计含有C：0.20～0.40％、Si：0.05～3.0％、Mn：1.0～4.0％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Al：0.005～0.1％、N：0.01％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成；和在组织整体中铁素体相所占的面积率为5～55％、马氏体相所占的面积率为45～95％、并且铁素体相与马氏体相的平均粒径为7μm以下的显微组织的热冲压构件，其具有拉伸强度TS为1470～1750MPa的高强度和总伸长率El为8％以上的高延展性。
此外，近年来，正在开发在同一构件内具有具备不同机械特性的两个部位的热冲压构件及其制造方法，作为进一步提高B柱、后纵梁等的部件性能的技术而受到关注。在专利文献3中记载了一种热冲压成形品，其中，成分组成为以质量％计含有C：0.1～0.3％、Si：0.5～3％、Mn：0.5～2％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Al：0.01～0.1％、N：0.001～0.01％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，具有金属组织分别包含马氏体：80～97面积％、残余奥氏体：3～20面积％、且包含余量组织：5面积％以下的第一区域和金属组织包含铁素体：30～80面积％、贝氏体铁素体：小于30面积％、马氏体：30％以下、残余奥氏体3～20面积％的第二区域。
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2010-65293号公报
专利文献3：日本特开2013-194248号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，在专利文献1、2所记载的技术中，虽然利用由C带来的马氏体相的强化而达到拉伸强度TS为1500MPa以上的高强度化，但从提高冲击能量吸收能力的观点而言，存在均匀伸长率变得不充分这样的问题。
另外，在专利文献3所记载的技术中，存在用于形成具有不同机械特性的两个部位的、对于热冲压时的成形开始温度的坚固性(ロバスト性)受到制约这样的问题。
另外，热冲压构件通常在该构件的制作后实施烧结涂装，通过该烧结涂装时的热处理，屈服应力YS增加。在此，为了提高耐冲击特性，不仅均匀伸长率而且YS高也很重要，因此，要求通过烧结涂装时的热处理使得YS尽可能大幅增加的、热处理硬化性优良的热冲压构件。但是，专利文献1、2以及3所记载的技术丝毫没有考虑这样的热处理硬化性。
因此，鉴于上述问题，本发明的目的在于提供一种热冲压构件，其具有：第一区域，该第一区域具有拉伸强度TS为1500MPa以上并且均匀伸长率uEl为6.0％以上的拉伸特性、和实施热处理(烧结涂装)时屈服应力YS增加150MPa以上的优良的热处理硬化性；和第二区域，该第二区域具有拉伸强度TS为780MPa以上并且均匀伸长率uEl为15.0％以上的拉伸特性，此外提供能够在对于热冲压时的成形开始温度的坚固性高的条件下制造具有上述特性的热冲压构件的热冲压构件的制造方法。在本说明书中，“热处理硬化性优良”是指将热冲压构件进行热处理时，热处理后的屈服应力YS与热处理前的屈服应力YS之差(以下，称为“ΔYS”)为150MPa以上的特性。另外，在马氏体相中生成大量可动位错，因此，具有YS低的性质。因此，认为使以马氏体作为主相的第一区域的YS增加对于解决上述问题非常有效。
用于解决问题的手段
为了实现上述目的，本发明人针对具有拉伸强度TS为1500MPa以上的高强度的第一区域和拉伸强度TS为780MPa以上的强度的第二区域的热冲压构件中的、影响均匀伸长率uEl和第一区域中的YS的各种因素进行了深入研究，结果得出以下见解。
(A)为了使第一区域的均匀伸长率uEl高达6.0％以上、使第二区域的均匀伸长率uEl高达15.0％以上，需要具有适当量的残余奥氏体的组织。并且，为了在C小于0.30质量％的条件下得到具有适当量的残余奥氏体的组织，需要含有3.5％以上的Mn。另外，Mn也有助于强度增加，即使C小于0.30％也能够确保进一步的高强度。
(B)对上述含有3.5％以上的Mn的钢板实施热冲压之前，对该钢板实施预先加热至铁素体-奥氏体双相温度范围并在该温度范围内的规定温度下保持1小时以上且48小时以下的热处理，使Mn富集于奥氏体中，由此能够生成适当量的残余奥氏体。
(C)热冲压构件的位错密度与ΔYS具有相关性。并且，为了实现ΔYS为150MPa以上，需要热冲压构件的位错密度为1.0×1016/m2以上。
(D)在Mn含量为3.5质量％以上的情况下，紧邻针对原材钢板的热冲压成形工序之前的加热工序中生成的奥氏体在继该加热工序后之后的冷却工序中在空冷以上的冷却速度下不会重新发生铁素体相变。这是因为：Mn具有使冷却工序中的奥氏体的铁素体相变延迟的效果。由此，对用于得到具有期望特性的第一区域和第二区域的成形开始温度的制约消失，坚固性相比以往扩大。
本发明是根据上述见解而完成的，其主旨构成如下所述。
(1)一种热冲压构件，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、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，
并且具有：第一区域，该第一区域具有含有以体积率计为80.0％以上的马氏体相和以体积率计为3.0％以上且20.0％以下的残余奥氏体相的组织、和拉伸强度TS为1500MPa以上且均匀伸长率uEl为6.0％以上的拉伸特性，位错密度为1.0×1016/m2以上；和
第二区域，该第二区域具有含有以体积率计为30.0％以上且60.0％以下的铁素体相、以体积率计为10.0％以上且70.0％以下的残余奥氏体相和以体积率计为30.0％以下的马氏体相的组织、和拉伸强度TS为780MPa以上且均匀伸长率uEl为15.0％以上的拉伸特性。
(2)如上述(1)所述的热冲压构件，其中，在上述第二区域的组织中，铁素体相的平均粒径为10μm以下、第二相的平均粒径为10μm以下，将第二相中的Mn浓度设为Mns、将铁素体相中的Mn浓度设为Mnα时，Mns/Mnα为1.5以上。
(3)如上述(1)或(2)所述的热冲压构件，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自下述A～E组中的一组或两组以上。
A组：选自Ni：0.01～5.0％、Cu：0.01～5.0％、Cr：0.01～5.0％、Mo：0.01～3.0％中的一种或两种以上
B组：选自Ti：0.005～3.0％、Nb：0.005～3.0％、V：0.005～3.0％、W：0.005～3.0％中的一种或两种以上
C组：选自REM：0.0005～0.01％、Ca：0.0005～0.01％、Mg：0.0005～0.01％中的一种或两种以上
D组：Sb：0.002～0.03％
E组：B：0.0005～0.05％
(4)如上述(1)～(3)中任一项所述的热冲压构件，其中，在表面具有镀层。
(5)如上述(4)所述的热冲压构件，其中，上述镀层为Zn系镀层或Al系镀层。
(6)如上述(5)所述的热冲压构件，其中，上述Zn系镀层含有Ni：10～25质量％。
(7)一种热冲压构件的制造方法，其特征在于，具有：
将具有以质量％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、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成的钢板加热至Ac1点以上且Ac3点以下的第一温度，在该第一温度下保持1小时以上且48小时以下，然后进行冷却，从而得到原材钢板的工序；
将上述原材钢板分成加热至Ac3点以上且1000℃以下的第二温度的第一区域和加热至Ac1点以上且(Ac3点-20℃)以下的第三温度的第二区域来进行加热分区的加热工序；和
然后，利用成形用模具对上述原材钢板同时实施冲压成形和淬火而得到热冲压构件的热冲压成形工序。
(8)如上述(7)所述的热冲压构件的制造方法，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自下述A～E组中的一组或两组以上。
A组：选自Ni：0.01～5.0％、Cu：0.01～5.0％、Cr：0.01～5.0％、Mo：0.01～3.0％中的一种或两种以上
B组：选自Ti：0.005～3.0％、Nb：0.005～3.0％、V：0.005～3.0％、W：0.005～3.0％中的一种或两种以上
C组：选自REM：0.0005～0.01％、Ca：0.0005～0.01％、Mg：0.0005～0.01％中的一种或两种以上
D组：Sb：0.002～0.03％
E组：B：0.0005～0.05％
(9)如上述(7)或(8)所述的热冲压构件的制造方法，其中，在上述加热工序之前，还具有在上述原材钢板的表面形成镀层的工序。
(10)如上述(9)所述的热冲压构件的制造方法，其中，上述镀层为Zn系镀层或Al系镀层。
(11)如上述(10)所述的热冲压构件的制造方法，其中，上述Zn系镀层含有Ni：10～25质量％。
(12)如上述(9)～(11)中任一项所述的热冲压构件的制造方法，其中，上述镀层的附着量以每单面计为10～90g/m2。
发明效果
本发明的热冲压构件具备具有拉伸强度TS为1500MPa以上且均匀伸长率uEl为6.0％以上的拉伸特性和实施热处理(烧结涂装)时屈服应力YS增加150MPa以上的优良的热处理硬化性的第一区域和具有拉伸强度TS为780MPa以上且均匀伸长率uEl为15.0％以上的拉伸特性的第二区域。另外，根据本发明的热冲压构件的制造方法，能够在对于热冲压时的成形开始温度的坚固性高的条件下制造具有上述特性的热冲压构件。
具体实施方式
本发明的一个实施方式的热冲压构件具有：第一区域，该第一区域具有拉伸强度TS为1500MPa以上、优选小于2300MPa且均匀伸长率uEl为6.0％以上、实质上为20％以下的拉伸特性；和第二区域，该第二区域具有拉伸强度TS为780MPa以上、优选小于1320MPa且均匀伸长率uEl为15.0％以上、实质上为40％以下的拉伸特性。第一区域(高强度·高延展性部位)是在碰撞时具有一定程度的碰撞能量吸收能力却不允许变形的耐碰撞特性部位，第二区域(低强度·超高延展性部位)是在碰撞时允许变形但具有非常高的碰撞能量吸收能力的能量吸收部位。如此，在同一热冲压构件中具有特性不同的两个区域，由此，能够适宜将该热冲压构件用于汽车的防撞梁、中柱、保险杠等需要高碰撞能量吸收能力的结构构件。
热冲压构件中的第一区域和第二区域的位置关系没有特别限定，根据该构件的用途确定即可。例如，在将构件用于中柱的情况下，可以例示出以上部作为第一区域、以下部作为第二区域的方式来使用。
(成分组成)
对本发明的一个实施方式的热冲压构件的成分组成进行说明。以下，只要没有特别说明，“质量％”简记为“％”。
C：0.090％以上且小于0.30％
C是使钢的强度增加的元素。另外，在对热冲压构件的热处理中，利用固溶C的位错固定使得屈服应力提高。为了得到这样的效果而确保拉伸强度TS为1500MPa以上，C含量设定为0.090％以上。另一方面，C含量为0.30％以上的情况下，因C引起的固溶强化量增大，因此，难以将热冲压构件的拉伸强度TS调整为小于2300MPa。
Mn：3.5％以上且小于11.0％
Mn是使钢的强度增加并且富集在奥氏体中而使奥氏体的稳定性提高的元素，是本发明中最重要的元素。为了得到这样的效果而在第一区域中确保拉伸强度TS为1500MPa以上和均匀伸长率uEl为6.0％以上，Mn含量设定为3.5％以上。另一方面，Mn含量为11.0％以上的情况下，因Mn引起的固溶强化量增大，难以将热冲压构件的拉伸强度TS调整为小于2300MPa。
在上述C含量和Mn含量的范围内时，可以得到在第一区域中拉伸强度TS为1500MPa以上、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冲压构件。需要说明的是，更具体而言，为了在第一区域中确保拉伸强度TS为1500MPa以上且小于1700MPa的强度，优选设定为C：0.090％以上且小于0.12％并且Mn：4.5％以上且小于6.5％、或者设定为C：0.12％以上且小于0.18％并且Mn：3.5％以上且小于5.5％。另外，为了在第一区域中确保拉伸强度TS为1700MPa以上且小于1900MPa的强度，优选设定为C：0.090％以上且小于0.12％并且Mn：6.5％以上且小于8.5％、或者设定为C：0.12％以上且小于0.18％并且Mn：5.5％以上且小于7.5％。另外，为了在第一区域中确保拉伸强度TS为1800MPa以上且小于1980MPa的强度，优选设定为C：0.18％以上且小于0.30％并且Mn：3.5％以上且小于4.5％。另外，为了在第一区域中确保拉伸强度TS为2000MPa以上且小于2300MPa的强度，优选设定为C：0.090％以上且小于0.12％并且Mn：8.5％以上且小于11.0％、或者设定为C：0.12％以上且小于0.18％并且Mn：7.5％以上且小于11.0％、或者设定为C：0.18％以上且小于0.30％并且Mn：4.5％以上且小于6.5％。
在第二区域中，虽然C和Mn也对该区域的机械特性带来影响，但是，在上述C：0.090％以上且小于0.30％、Mn：3.5％以上且小于11.0％的范围内，通过经过后述的Mn富集热处理、紧邻热冲压工序之前的加热工序，可确保所期望的拉伸强度TS为780MPa以上且均匀伸长率uEl为15.0％以上的特性。即，第二区域中的机械特性强烈地受到后述的Mn富集热处理的加热温度T1或者紧邻热冲压工序之前的加热温度T3的影响。
Si：0.01～2.5％
Si是通过固溶强化使钢的强度增加的元素，为了得到这样的效果，Si含量设定为0.01％以上。另一方面，Si含量超过2.5％的情况下，热轧时显著产生被称为红锈的表面缺陷，并且轧制载荷增大。因此，Si含量设定为0.01％以上且2.5％以下。需要说明的是，Si含量优选为0.02％以上。Si含量优选为1.5％以下。
P：0.05％以下
P是在钢中作为不可避免的杂质存在、带来在晶界等发生偏析而使构件的韧性降低等不良影响的元素，优选尽可能降低，但可容许至0.05％。因此，P含量设定为0.05％以下、更优选设定为0.02％以下。另外，过度的脱P处理导致精炼成本的高涨，因此，P含量优选设定为0.0005％以上。
S：0.05％以下
S不可避免地含有，在钢中以硫化物系夹杂物的形式存在，使得热冲压构件的延展性、韧性等降低。因此，S优选尽可能降低，但可容许至0.05％。出于上述原因，S含量设定为0.05％以下、更优选设定为0.005％以下。另外，过度的脱S处理导致精炼成本的高涨，因此，S含量优选设定为0.0005％以上。
Al：0.005～0.1％
Al是作为脱氧剂发挥作用的元素，为了表现出这样的效果，Al含量设定为0.005％以上。另一方面，Al含量超过0.1％的情况下，与氮结合而生成大量氮化物，作为原材料的钢板的冲裁加工性、淬透性降低。因此，Al含量设定为0.005％以上且0.1％以下。需要说明的是，Al含量优选为0.02％以上。Al含量优选为0.05％以下。
N：0.01％以下
N通常在钢中不可避免地含有，但是，N含量超过0.01％的情况下，在热轧、热冲压的加热时形成AlN等氮化物，作为原材料的钢板的冲裁加工性、淬透性降低。因此，N含量设定为0.01％以下。需要说明的是，N含量更优选为0.0030％以上。N含量更优选为0.0050％以下。另外，在不特别地进行调整、不可避免地含有的情况下，N含量小于0.0025％左右。另外，由于精炼成本增加，因此N含量优选设定为0.0025％以上。
另外，可以设定为在上述基本组成的基础上还含有下述任选成分的成分组成。
A组：选自Ni：0.01～5.0％、Cu：0.01～5.0％、Cr：0.01～5.0％、Mo：0.01～3.0％中的一种或两种以上
Ni、Cu、Cr、Mo均是使钢的强度增加并且有助于淬透性提高的元素，可以根据需要选择含有一种或两种以上。为了得到这样的效果，将各元素的含量设定为0.01％以上。另一方面，从不使材料成本高涨的观点出发，Ni、Cu、Cr含量设定为5.0％以下、Mo含量设定为3.0％以下。各元素的优选含量为0.01％以上且1.0％以下。
B组：选自Ti：0.005～3.0％、Nb：0.005～3.0％、V：0.005～3.0％、W：0.005～3.0％中的一种或两种以上
Ti、Nb、V、W均是通过析出强化而有助于钢的强度增加、并且通过晶粒的微细化还有助于韧性提高的元素，可以根据需要选择含有一种或两种以上。
Ti除了增加强度、提高韧性的效果以外还具有与B相比优先形成氮化物从而提高由固溶B带来的淬透性的效果。为了得到这样的效果，Ti含量设定为0.005％以上。另一方面，Ti含量超过3.0％的情况下，热轧时轧制载荷极端增大，并且，热冲压构件的韧性降低。因此，在含有Ti的情况下，其含量设定为0.005％以上且3.0％以下。优选设定为0.01％以上。优选设定为1.0％以下。
为了利用Nb得到上述效果，Nb含量设定为0.005％以上。另一方面，Nb含量超过3.0％的情况下，碳氮化物量增加，延展性、耐延迟断裂性降低。因此，在含有Nb的情况下，其含量设定为0.005％以上且3.0％以下。优选设定为0.01％以上。优选设定为0.05％。
V除了增加强度、提高韧性的效果以外还具有以析出物或结晶物的形式析出、作为氢的捕获位点而提高耐氢脆性的效果。为了得到这样的效果，V含量设定为0.005％以上。另一方面，V含量超过3.0％的情况下，碳氮化物量显著增大，延展性降低。因此，在含有V的情况下，其含量设定为0.005％以上且3.0％以下。优选设定为0.01％以上。优选设定为2.0％以下。
W除了增加强度、提高韧性的效果以外还具有提高耐氢脆性的效果。为了得到这样的效果，W含量设定为0.005％以上。另一方面，W含量超过3.0％的情况下，延展性降低。因此，在含有W的情况下，其含量设定为0.005％以上且3.0％以下。优选设定为0.01％以上。优选设定为2.0％以下。
C组：选自REM：0.0005～0.01％、Ca：0.0005～0.01％、Mg：0.0005～0.01％中的一种或两种以上
REM、Ca、Mg均是通过夹杂物的形态控制而提高延展性、耐氢脆性的元素，可以根据需要选择含有一种或两种以上。为了得到该效果，各元素的含量设定为0.0005％以上。另一方面，从不使热加工性降低的观点出发，REM含量、Ca含量均设定为0.01％以下。另外，从避免因粗大的氧化物或硫化物的生成而使延展性降低的观点出发，Mg含量设定为0.01％以下。各元素的优选含量为0.0006～0.01％。
D组：Sb：0.002～0.03％
Sb在钢板的加热、冷却时抑制钢板表层中的脱碳层的形成，因此，可以根据需要含有。为了得到该效果，Sb含量设定为0.002％以上。另一方面，Sb含量超过0.03％的情况下，导致轧制载荷的增大，使得生产率降低。因此，在含有Sb的情况下，其含量设定为0.002％以上且0.03％以下、优选设定为0.002％以上且0.02％以下。
E组：B：0.0005～0.05％
B有助于热冲压时的淬透性提高、热冲压后的韧性提高，因此可以根据需要含有。为了得到该效果，B含量设定为0.0005％以上。另一方面，B含量超过0.05％的情况下，有时导致热轧时的轧制载荷的增加、在热轧后生成马氏体相、贝氏体相而产生钢板的裂纹。因此，在含有B的情况下，其含量设定为0.0005％以上且0.05％以下、优选设定为0.0005％以上且0.01％以下。
上述成分以外的余量由Fe和不可避免的杂质构成。需要说明的是，作为不可避免的杂质，O(氧)：0.0100％以下是可以允许的。
(组织)
对本发明的一个实施方式的热冲压构件的组织进行说明。
第一区域中马氏体相：以体积率计为80.0％以上
为了在第一区域中确保拉伸强度TS为1500MPa以上，需要使以体积率计为80.0％以上的马氏体相作为主相。需要说明的是，为了含有期望量的残余奥氏体相，马氏体相优选至多设定为97％以下。
第一区域中残余奥氏体相：以体积率计为3.0～20.0％
残余奥氏体相是通过变形时的TRIP效应(相变诱发塑性)来提高均匀伸长率的、本发明中最重要的组织。在本实施方式中，为了在第一区域中实现均匀伸长率uEl为6.0％以上，含有以体积率计为3.0％以上的残余奥氏体相。另一方面，残余奥氏体相的体积率超过20.0％时，表现出TRIP效应后发生相变的硬质的马氏体相变得过多，韧性降低。因此，残余奥氏体相的体积率设定为3.0％以上且20.0％以下。残余奥氏体相的体积率优选设定为5.0以上。残余奥氏体相的体积率优选设定为18.0％以下。
需要说明的是，第一区域中马氏体相和残余奥氏体相以外的余量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。
第二区域中铁素体相：以体积率计为30.0％以上且60.0％以下
铁素体相为软质，具有提高热冲压构件的延展性的作用。铁素体相的体积率小于30.0％时，不能确保均匀伸长率为15.0％以上。另一方面，铁素体相的体积率超过60.0％时，不能使拉伸强度TS为780MPa以上。因此，铁素体相的体积率设定为30.0％以上且60.0％以下，优选设定为35.0％以上且55.0％以下。
第二区域中残余奥氏体相：以体积率计为10.0％以上且70.0％以下
残余奥氏体相是通过变形时的TRIP效应(相变诱发塑性)来提高均匀伸长率的、第二区域中最重要的组织。残余奥氏体的体积率小于10.0％时，不能确保15.0％以上的均匀伸长率uEl。另一方面，残余奥氏体相的体积率超过70.0％时，表现出TRIP效应后发生相变的硬质的马氏体相变得过多，韧性降低。因此，残余奥氏体相的体积率设定为10.0％以上且70.0％以下。残余奥氏体相的体积率优选设定为15.0％以上。残余奥氏体相的体积率优选设定为65.0％以下。
第二区域中马氏体相：以体积率计为30.0％以下
马氏体相为硬质，具有提高强度的作用。从使拉伸强度TS为780MPa以上的观点出发，含有以体积率计为30.0％以下(包括0％)的马氏体相。但是，马氏体的体积率超过30.0％时，不能确保均匀伸长率uEl为15.0％以上。因此，马氏体相的体积率设定为30.0％以下(包括0％)。
需要说明的是，第二区域中铁素体相、残余奥氏体相以及马氏体相以外的余量可以允许合计以体积率计为10％以下(包括0％)的、贝氏体相、渗碳体、珠光体。
需要说明的是，对于第一区域和第二区域而言均如此，为了生成上述适当量的残余奥氏体相，使用含有适量的Mn的钢板、对该钢板在热冲压前实施规定的热处理从而使Mn富集在奥氏体中、以及对热冲压时的加热工序进行优化很重要。
需要说明的是，在本发明中，各相的体积率的确定如下所述进行。
首先，残余奥氏体的体积率通过下述方法求出。从热冲压构件的第一区域或第二区域切割出X射线衍射用试验片，实施机械研磨、化学研磨以使壁厚1/4面成为测定面，然后，进行X射线衍射。入射X射线使用CoKα射线，测定残余奥氏体(γ)的{200}面、{220}面、{311}面的峰的积分强度和铁素体(α)的{200}面、{211}面的峰的积分强度。针对α{200}-γ{200}、α{200}-γ{220}、α{200}-γ{311}、α{211}-γ{200}、α{211}-γ{220}、α{211}-γ{311}共六组，分别计算出由积分强度比求出的残余γ体积率。将它们的平均值设定为“残余奥氏体相的体积率”。
接着，铁素体相和余量组织的体积率通过下述方法求出。从热冲压构件的第一区域或第二区域以与轧制方向平行并且与轧制面垂直的面为观察面的方式裁取组织观察用试验片。对观察面进行研磨，利用3体积％硝酸乙醇溶液进行腐蚀使组织露出，利用扫描电子显微镜(倍率：1500倍)对处于板厚1/4的位置的组织进行观察、拍摄。由所得到的组织照片，通过图像分析进行组织的鉴定并求出组织百分率。将以比较平滑的面较黑地被观察到的相鉴定为铁素体相，将在晶界以膜状或块状较白地被观察到的相鉴定为渗碳体，将铁素体相与渗碳体以层状形成的相鉴定为珠光体，将在板条间生成有碳化物的相以及由在晶粒内不具有碳化物的贝氏体铁素体构成的相鉴定为贝氏体相。求出组织照片中的各相的占有面积率，组织视为三维均质，将面积率作为体积率。
“马氏体相的体积率”设定为从100％中减去上述余量组织的体积率和残余奥氏体相的体积率而得到的值。
第二区域中铁素体相的平均粒径：10μm以下
第二区域中铁素体的结晶粒径的微细化有助于提高TS。为了确保期望的TS，铁素体相的平均粒径优选设定为10μm以下、更优选为5μm以下。需要说明的是，铁素体的平均粒径的下限值没有特别限定，在工业上优选设定为约0.2μm。
第二区域中第二相的平均粒径：10μm以下
第二区域中第二相的粗大化会导致延展性的降低。因此，第二相的平均粒径优选为10μm以下、更优选为5μm以下。需要说明的是，第二相的平均粒径的下限值没有特别限定，在工业上优选设定为约0.2μm。需要说明的是，第二区域中，“第二相”是指铁素体以外的余量组织，主要为残余奥氏体和马氏体，但也包含马氏体、珠光体以及贝氏体。
需要说明的是，“铁素体的平均粒径”以及“第二相的平均粒径”通过下述方法求出。由通过上述方法得到的第二区域的组织照片通过上述方法鉴定组织，利用JIS G 0551(2005)所记载的线段法求出铁素体和第二相的平均粒径。
第二区域中Mns/Mnα为1.5以上
将第二相中的Mn浓度设为Mns、将铁素体相中的Mn浓度设为Mnα时，Mns/Mnα优选为1.5以上。第二区域中的第二相主要为残余奥氏体，Mn浓度高的状态、即Mn富集的状态表示残余奥氏体的稳定性高。对于具有高稳定性的残余奥氏体而言，变形时的TRIP效应(相变诱发应变)高，可提高均匀伸长率。即，为了确保良好的延展性，需要第二相的Mn浓度高的状态、即Mns/Mnα为1.5以上。优选为1.6以上。需要说明的是，上限值没有特别限定，但实质上为10.0以下。
第二相中的Mns/Mnα通过下述方法求出。裁取组织观察用试验片后，对观察面进行研磨，利用3体积％硝酸乙醇溶液进行腐蚀而使组织露出，利用EPMA(Electron ProbeMicro Analyzer；电子探针显微分析仪)观察处于板厚1/4的位置的组织，针对铁素体和第二相分别对30个粒子进行Mn的定量分析。关于Mn的定量分析结果，将铁素体的平均值设为Mnα，将第二相的平均值设为Mns，将第二相的平均值Mns除以铁素体的平均值Mnα而得到的值设为Mns/Mnα。
(位错密度)
第一区域中位错密度：1.0×1016/m2以上
热冲压构件的位错密度是影响ΔYS的本发明中最重要的指标。认为对热冲压构件实施热处理(烧结涂装)时，固溶C固定于可动位错从而屈服应力YS升高。为了实现ΔYS为150MPa以上，需要热冲压构件的位错密度为1.0×1016/m2以上。位错密度的上限实质上为5.0×1016/m2。热冲压构件的位错密度优选为1.2×1016/m2以上。热冲压构件的位错密度优选为4.5×1016/m2以下。特别是，对于第一区域中的马氏体而言，由于可动位错生成，因此通常YS低。因此，认为提高第一区域的YS作为部件特性的效果有效地发挥作用。
在本发明中，位错密度通过下述方法求出。从热冲压构件的第一区域切割出X射线衍射用试验片，实施机械研磨、化学研磨使得壁厚1/4面成为测定面，然后进行X射线衍射。入射X射线使用CoKα1射线，对α{110}、α{211}、α{220}的峰的半峰宽进行实测。使用无应变的标准试验片(Si)，将实测的α{110}、α{211}、α{220}的峰的半峰宽校正为真值半峰宽，然后，基于威廉姆森-霍尔(Willaimson-Hall)法求出应变(ε)。位错密度(ρ)使用应变(ε)和伯格斯矢量(b＝0.286nm)通过下式求出。
ρ＝14.4×ε2/b2
(镀层)
本发明的一个实施方式的热冲压构件优选具有镀层。
在作为热冲压构件的原材料使用的钢板为镀覆钢板的情况下，在所得到的热冲压构件的表层残留有镀层。这种情况下，在热冲压的加热时氧化皮生成被抑制。因此，能够在不进行表面的氧化皮剥离的情况下将热冲压构件供于使用，生产率提高。
镀层优选设定为Zn系镀层或Al系镀层。在需要耐腐蚀性的情况下，与Al系镀层相比，Zn系镀层更优良。这是因为：利用锌的牺牲防腐蚀作用，能够降低钢基的腐蚀速度。另外，在对镀覆钢板进行热冲压的情况下，在热冲压工序的加热初期形成氧化锌膜，在之后的热冲压构件的处理中能够防止Zn的蒸发。
需要说明的是，作为Zn系镀层，可以例示出通常的热镀锌层(GI)、合金化热镀锌层(GA)、Zn-Ni系镀层等，其中，优选Zn-Ni系镀层。Zn-Ni系镀层不仅显著地抑制热冲压加热时的氧化皮生成，而且还能防止液态金属脆裂。从得到该效果的观点出发，Zn-Ni系镀层优选含有10～25质量％的Ni。即使含有超过25％的Ni，其效果也饱和。
作为Al系镀层，可以例示出Al-10质量％Si镀层。
(制造方法)
对本发明的一个实施方式中的热冲压构件的制造方法进行说明。首先，将具有上述成分组成的钢坯加热，进行热轧，得到热轧钢板。然后，对该热轧钢板实施后述的规定的热处理(Mn富集热处理)，得到第一原材钢板。然后，任选地将上述第一原材钢板进行冷轧，得到冷轧钢板，接着，对该冷轧钢板进行规定的退火，得到第二原材钢板。
对如此得到的第一原材钢板或第二原材钢板进行规定的加热工序和热冲压成形工序，得到热冲压构件。以下，对各工序详细地进行说明。
＜得到钢板的工序＞
得到钢板的工序没有特别限定，按照常规方法即可。将具有上述成分组成的钢水利用转炉等进行熔炼，为了防止宏观偏析，优选通过连铸法制成钢坯。需要说明的是，也可以使用铸锭法或者薄板坯连铸法代替连铸法。
将所得到的钢坯暂时冷却至室温后，为了再加热而装入到加热炉中。但是，也可以应用不将钢坯冷却至室温而以温片的状态装入到加热炉中的工艺或者将钢坯短时间保温后立即进行热轧的工艺等节能工艺。
所得到的钢坯被加热至规定的加热温度后，进行热轧，制成热轧钢板。作为加热温度，可以例示出1000～1300℃。加热后的钢坯通常在精轧入口侧温度为1100℃以下且精轧出口侧温度为800～950℃的条件下进行热轧，在平均冷却速度为5℃/秒以上的条件下进行冷却，在300～750℃的卷取温度下卷取成卷材状，制成热轧钢板。
然后，优选将热轧钢板进行冷轧而制成冷轧钢板。这是因为：冷轧钢板容易薄壁化、板厚精度良好。为了防止之后的退火或紧邻热冲压之前的加热工序时的异常晶粒生长，冷轧时的压下率优选设定为30％以上、更优选设定为50％以上。另外，由于轧制负荷增加，生产率降低，因此，压下率优选设定为85％以下。轧制负荷显著升高的情况下，可以将热轧钢板在冷轧前进行软化退火。软化退火优选利用间歇式退火炉或连续退火炉等进行。
＜Mn富集热处理＞
接着，将热轧钢板或优选的冷轧钢板加热至Ac1点以上且Ac3点以下的第一温度，在该第一温度下保持1小时以上且48小时以下，然后进行冷却，得到原材钢板。该处理使Mn富集于奥氏体中，其是用于制造在第一区域中具有适当量的残余奥氏体从而实现均匀伸长率uEl为6.0％以上、并且使位错密度为1.0×1016/m2以上从而实现ΔYS为150MPa以上的热冲压构件的最重要的工艺。
加热温度(第一温度T1)：Ac1点以上且Ac3点以下
将热轧钢板或优选的冷轧钢板加热至铁素体-奥氏体双相温度范围，使Mn富集于奥氏体中。对于富集了Mn的奥氏体而言，马氏体相变结束温度为室温以下，容易生成残余奥氏体。加热温度低于Ac1点时，未生成奥氏体，不能使Mn向奥氏体富集。另一方面，加热温度超过Ac3点时，成为奥氏体单相温度范围，没有进行Mn向奥氏体的富集。另外，加热温度低于Ac1点的情况和超过Ac3点的情况中的任一种情况下，均不能使热冲压构件的第一区域中的位错密度为1.0×1016/m2以上。因此，加热温度设定为Ac1点以上且Ac3点以下。加热温度优选设定为(Ac1点+20℃)以上。加热温度优选设定为(Ac3点-20℃)以下。
需要说明的是，Ac1点(℃)和Ac3点(℃)使用利用下述式计算出的值。
Ac1点(℃)＝751-16C+11Si-28Mn-5.5Cu-16Ni+13Cr+3.4Mo
Ac3点(℃)＝910-203C1/2+44.7Si-4Mn+11Cr
在此，式中的C、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo为各元素的含量(质量％)，在不含有上述元素的情况下，将该元素的含量设为零来进行计算。
加热保持时间：1小时以上且48小时以下
Mn向奥氏体的富集随着加热保持时间的推移而进行。加热保持时间小于1小时时，Mn向奥氏体的富集不充分，在第一区域中不能得到期望的均匀伸长率。另外，加热保持时间小于1小时的情况下，Mn富集不充分，热冲压工序中的Ms点不降低，不能使热冲压构件的第一区域中的位错密度为1.0×1016/m2以上。另一方面，加热保持时间超过48小时时，生成珠光体，在第一区域中不能得到期望的均匀伸长率。另外，不能使热冲压构件的第一区域中的位错密度为1.0×1016/m2以上。因此，加热保持时间设定为1小时以上且48小时以下。加热保持时间优选设定为1.5小时以上。加热保持时间优选设定为24小时以下。
需要说明的是，Ms点(℃)使用利用下述式计算出的值。
Ms点(℃)＝539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-7.5Mo
在此，式中的C、Mn、Ni、Cr、Mo为各元素的含量(质量％)，在不含有上述元素的情况下，将该元素的含量设为零来进行计算。
加热保持后的冷却没有特别限定，优选根据所使用的加热炉等适当设定为自然冷却(缓冷)或者控制冷却。
该Mn富集热处理优选利用间歇式退火炉或连续退火炉进行。间歇式退火炉情况下的处理条件除了上述条件以外没有特别限定，但例如从Mn富集的观点出发，优选加热速度设定为40℃/小时以上、加热保持后的冷却速度设定为40℃/小时以上。另外，对于连续退火炉情况下的处理条件，也是除了上述以外没有特别限定，但例如从制造性的观点出发，优选进行上述加热保持后，将热轧钢板或冷轧钢板以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至350～600℃的温度范围的冷却停止温度，接着，在该温度范围内滞留10～300秒，然后进行冷却，进行卷取处理。
如此制作的原材钢板能够用作热冲压用钢板。
＜镀覆工序＞
在原材钢板的表面未形成镀层的情况下，需要在热冲压工序后对热冲压构件进行喷丸等氧化皮剥离处理。与此相对，在原材钢板的表面形成镀层的情况下，热冲压的加热时氧化皮生成被抑制，因此，不需要热冲压工序后的氧化皮剥离处理，生产率提高。
镀层的附着量优选以每单面计设定为10～90g/m2、更优选设定为30～70g/m2。这是因为：附着量设定为10g/m2以上时，可充分地得到抑制加热时的氧化皮生成的效果，附着量为90g/m2以下时，不会阻碍生产率。对于镀层的成分，如上所述。
＜加热工序＞
接着，进行如下所述的加热工序：将原材钢板分成加热至Ac3点以上且1000℃以下的第二温度的第一区域和加热至Ac1点以上且(Ac3点-20℃)以下的第三温度的第二区域来进行加热分区。
第一区域的加热温度(第二温度T2)：Ac3点以上且1000℃以下
第一区域中，将原材钢板加热至作为奥氏体单相区的Ac3点以上。加热温度低于Ac3点时，奥氏体化变得不充分，在热冲压构件的第一区域中不能确保期望的马氏体量，不能得到期望的拉伸强度。另外，不能使热冲压构件的第一区域中的位错密度为1.0×1016/m2以上，不能实现ΔYS为150MPa以上。另一方面，加热温度超过1000℃时，在奥氏体中富集的Mn被均匀化，在第一区域中不能确保期望的残余奥氏体量，不能得到期望的均匀伸长率。另外，由于Mn的均匀化，不能使Ms点降低，不能使热冲压构件的位错密度为1.0×1016/m2以上，不能实现ΔYS为150MPa以上。因此，加热温度设定为Ac3点以上且1000℃以下。加热温度优选设定为(Ac3点+20℃)以上。加热温度优选设定为950℃以下。
第二区域的加热温度(第三温度T3)：Ac1点以上且(Ac3点-20℃)以下
第二区域的加热温度超过(Ac3点-20℃)时，不能得到期望量的铁素体相及残余奥氏体相，不能实现均匀伸长率uEl为15.0％以上。另外，第二区域的加热温度低于Ac1点的情况下，铁素体体积率升高，强度降低。因此，第二区域的加热温度设定为Ac1点以上且(Ac3点-20℃)以下。第二区域的加热温度优选设定为(Ac1点+10℃)以上。第二区域的加热温度优选设定为(Ac3点-30℃)以下。
对于第二区域的机械特性而言，根据该加热工序的加热温度T3和上述的Mn富集热处理的加热温度T1如下所述进行整理。T3为大于T1且Ac3点-20以下的情况下，第二区域的机械特性强烈地受到T3的影响。T3为T1以下的情况下，第二区域的机械特性强烈地受到T1的影响。这是因为：对于由Mn富集热处理形成的组织，T3为T1以下的情况下，第二相的体积率没有变化，另一方面，T3超过T1的情况下，第二相的体积率升高。
向加热温度(第二温度和第三温度)的升温速度没有特别限定，优选设定为1～400℃/秒、更优选设定为10～150℃/秒。升温速度为1℃/秒以上时，不会损害生产率，为400℃/秒以下时，温度控制不会变得不稳定。
保持时间：900秒以下(包括0秒)
随着加热温度(第二温度和第三温度)下的保持时间的推移，被富集的Mn向周围扩散而被均匀化。因此，保持时间超过900秒时，不能确保期望的残余奥氏体量，不能得到期望的均匀伸长率。另外，由于Mn的均匀化，不能使Ms点降低，不能使热冲压构件的第一区域中的位错密度为1.0×1016/m2以上，不能实现ΔYS为150MPa以上。因此，保持时间设定为900秒以下。保持时间可以为0秒、即到达第二温度后立即结束加热。
加热方法没有特别限定，作为通常的加热方法的、电炉、燃气炉、红外线加热、高频加热、直接通电加热等均可以应用。另外，对于气氛也没有特别限定，大气中、不活泼气体气氛中等均可以应用。
对于加热分区成第一区域和第二区域的方法也没有特别限定，在原材钢板的一部分上覆盖罩的方法、局部喷吹气体等冷却介质的方法、使钢板的一部分在加热带以外的方法(例如，将原材钢板的一部分从高频线圈露出在外的方法、调整直接通电加热的电极的夹紧位置的方法)等均可以应用。
＜热冲压成形工序＞
热冲压成形工序中，对经过加热工序的原材钢板利用成形用模具同时实施冲压成形和淬火，得到规定形状的热冲压构件。“热冲压成形”为将加热后的薄钢板利用模具进行冲压成形同时进行骤冷的工艺，也被称为“热成形”、“热冲压成形(hot stamping)”、“模压淬火”等。
冲压机内的成形开始温度没有特别限定。Mn含量为3.5质量％以上的情况下，在临对原材钢板进行热冲压成形工序之前的加热工序中生成的奥氏体在继该加热工序之后的冷却工序中，在空冷以上的冷却速度下不会重新发生铁素体相变。这是因为：Mn具有使冷却工序中的奥氏体的铁素体相变延迟的效果。由此，对用于得到具有期望特性的第一区域和第二区域的成形开始温度的制约消失，与以往相比坚固性扩大。但是，从成形载荷的观点而言，例如，第一区域的冲压成形开始温度优选为500℃以上。需要说明的是，到成形开始为止的原材钢板的运送中通常设定为空冷。因此，成形开始温度的上限为制造工序上紧邻热冲压成形工序之前的上述加热工序中的加热温度。利用气体或液体等制冷剂加快冷却速度的环境下运送的情况下，优选利用保温箱等保温夹具来降低冷却速度。
模具内的冷却速度没有特别限定，从生产率的观点出发，将到200℃为止的平均冷却速度优选设定为20℃/秒以上、更优选设定为40℃/秒以上。
对于从模具取出的时间和取出后的冷却速度，没有特别限定。作为冷却方法，例如，将冲头模具在下死点保持1～60秒钟，利用冲模模具和冲头模具对热冲压构件进行冷却。然后，从模具中取出热冲压构件，进行冷却。模具内、以及从模具取出后的冷却可以组合利用气体、液体等制冷剂的冷却方法，由此，也能够使生产率提高。
实施例
将具有表1和表4所示的成分组成(余量为Fe和不可避免的杂质)的钢水利用小型真空熔化炉进行熔炼，制成钢坯。将钢坯加热至1250℃，进一步进行包含粗轧和精轧的热轧，得到热轧钢板。设定为精轧入口侧温度为1100℃且精轧出口侧温度为850℃的条件。热轧结束后的冷却速度以800～600℃的平均计设定为15℃/秒，卷取温度设定为650℃。对所得到的热轧钢板进行酸洗，以54％的压下率进行冷轧，制成冷轧钢板(板厚：1.6mm)。
将所得到的冷轧钢板加热至表2和表5的加热温度T1(第一温度)，在该温度下保持表2和表5所示的时间，然后进行冷却，得到原材钢板。
如表2和表5所示，在一部分试验例中，对原材钢板实施了镀覆处理。表2和表5中，“GI”为热镀锌层、“GA”为合金化热镀锌层、“Zn-Ni”为Zn-12质量％Ni镀层、“Al-Si”为Al-10质量％Si镀层，任一种镀层的附着量都以每单面计为60g/m2。
对如此得到的原材钢板在表3和表6所示的条件下实施加热工序和热冲压成形工序，得到帽状的热冲压构件。热冲压使用宽度：70mm、肩半径R：6mm的冲头模具和肩半径R：7.6mm的冲模模具，在成形深度为30mm下进行。
需要说明的是，热冲压成形工序前的加热工序利用电加热炉在大气中进行，加热速度在第一区域中以从室温到750℃的平均计为7.5℃/秒。第二区域被厚度10mm的耐热性罩覆盖。其结果是第一区域的加热温度T2和第二区域的加热温度T3为表3和表6所示的值。另外，加热工序中的保持时间也示于表3和表6中。第一区域中的成形开始温度示于表3和表6中。另外，冷却是将冲头模具在下死点保持15秒钟，通过使用冲模模具和冲头模具的夹入和从夹入打开后的冲模上的空冷的组合，冷却至150℃以下。从成形开始温度到200℃的平均冷却速度为100℃/秒。
从所得到的热冲压构件的第一区域和第二区域各自的帽顶板部的位置裁取JIS 5号拉伸试验片(平行部：25mm宽度、平行部长度：60mm、GL＝50mm)，依照JIS Z 2241实施拉伸试验，求出拉伸强度TS、总伸长率tEl和均匀伸长率uEl。对于第一区域还求出屈服应力YS。将结果示于表3和表6中。
另外，通过上述方法测定所得到的热冲压构件的第一区域中的马氏体相的体积率、残余奥氏体相的体积率和余量组织的体积率、以及第二区域中的铁素体相的体积率、残余奥氏体相的体积率、马氏体相的体积率、余量组织的体积率、铁素体相的平均粒径、第二相的平均粒径以及Mns/Mnα，将结果示于表3和表6中。
另外，对所得到的热冲压构件在170℃下实施20分钟的热处理(低温热处理)。这相当于通常的汽车构件的制造工序中的烧结涂装条件。在该低温热处理后，从帽顶板部的第一区域的位置裁取JIS 5号拉伸试验片(平行部：25mm宽度、平行部长度：60mm、GL＝50mm)，依照JIS Z 2241实施拉伸试验，求出屈服应力YS、拉伸强度TS、总伸长率tEl和均匀伸长率uEl。将结果示于表3和表6中。
表2
表5
本发明例均能够实现在第一区域中拉伸强度TS为1500MPa以上、均匀伸长率uEl为6.0％以上、ΔYS为150MPa以上、且在第二区域中拉伸强度TS为780MPa以上、均匀伸长率uEl为15.0％以上。与此相对，比较例不满足某一特性。
产业上的可利用性
本发明的热冲压构件能够适合用作汽车的防撞梁、中柱、保险杠等这样的需要高碰撞能量吸收能力的结构构件。

Claims (12)

1.一种热冲压构件，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、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，
并且具有：第一区域，该第一区域具有含有以体积率计为80.0％以上的马氏体相和以体积率计为3.0％以上且20.0％以下的残余奥氏体相的组织、和拉伸强度TS为1500MPa以上且均匀伸长率uEl为6.0％以上的拉伸特性，位错密度为1.0×1016/m2以上；和
第二区域，该第二区域具有含有以体积率计为30.0％以上且60.0％以下的铁素体相、以体积率计为10.0％以上且70.0％以下的残余奥氏体相和以体积率计为30.0％以下的马氏体相的组织、和拉伸强度TS为780MPa以上且均匀伸长率uEl为15.0％以上的拉伸特性。
2.如权利要求1所述的热冲压构件，其中，在所述第二区域的组织中，铁素体相的平均粒径为10μm以下、第二相的平均粒径为10μm以下，将第二相中的Mn浓度设为Mns、将铁素体相中的Mn浓度设为Mnα时，Mns/Mnα为1.5以上。
3.如权利要求1或2所述的热冲压构件，其中，所述成分组成以质量％计还含有选自下述A～E组中的一组或两组以上，
A组：选自Ni：0.01～5.0％、Cu：0.01～5.0％、Cr：0.01～5.0％、Mo：0.01～3.0％中的一种或两种以上
B组：选自Ti：0.005～3.0％、Nb：0.005～3.0％、V：0.005～3.0％、W：0.005～3.0％中的一种或两种以上
C组：选自REM：0.0005～0.01％、Ca：0.0005～0.01％、Mg：0.0005～0.01％中的一种或两种以上
D组：Sb：0.002～0.03％
E组：B：0.0005～0.05％。
4.如权利要求1～3中任一项所述的热冲压构件，其中，在表面具有镀层。
5.如权利要求4所述的热冲压构件，其中，所述镀层为Zn系镀层或Al系镀层。
6.如权利要求5所述的热冲压构件，其中，所述Zn系镀层含有Ni：10～25质量％。
7.一种热冲压构件的制造方法，其特征在于，具有：
将具有以质量％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、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成的钢板加热至Ac1点以上且Ac3点以下的第一温度，在该第一温度下保持1小时以上且48小时以下，然后进行冷却，从而得到原材钢板的工序；
将所述原材钢板分成加热至Ac3点以上且1000℃以下的第二温度的第一区域和加热至Ac1点以上且(Ac3点-20℃)以下的第三温度的第二区域来进行加热分区的加热工序；和
然后，利用成形用模具对所述原材钢板同时实施冲压成形和淬火而得到热冲压构件的热冲压成形工序。
8.如权利要求7所述的热冲压构件的制造方法，其中，所述成分组成以质量％计还含有选自下述A～E组中的一组或两组以上，
A组：选自Ni：0.01～5.0％、Cu：0.01～5.0％、Cr：0.01～5.0％、Mo：0.01～3.0％中的一种或两种以上
B组：选自Ti：0.005～3.0％、Nb：0.005～3.0％、V：0.005～3.0％、W：0.005～3.0％中的一种或两种以上
C组：选自REM：0.0005～0.01％、Ca：0.0005～0.01％、Mg：0.0005～0.01％中的一种或两种以上
D组：Sb：0.002～0.03％
E组：B：0.0005～0.05％。
9.如权利要求7或8所述的热冲压构件的制造方法，其中，在所述加热工序之前，还具有在所述原材钢板的表面形成镀层的工序。
10.如权利要求9所述的热冲压构件的制造方法，其中，所述镀层为Zn系镀层或Al系镀层。
11.如权利要求10所述的热冲压构件的制造方法，其中，所述Zn系镀层含有Ni：10～25质量％。
12.如权利要求9～11中任一项所述的热冲压构件的制造方法，其中，所述镀层的附着量以每单面计为10～90g/m2。
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