CN110799662A - 热压构件及其制造方法以及热压用冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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steel sheet
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cooling
average
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高岛克利
小林崇
船川义正
中岛清次
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Original Assignee
JFE Steel Corp
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Abstract

对于热压构件，在对其成分组成适当地进行调整的基础上，使其显微组织为：使原奥氏体晶粒的平均粒径为7.5μm以下，并且使马氏体的体积率为95％以上，在沿板厚方向距构件表面100μm以内的范围内，使粒径小于0.10μm的Nb和Ti系析出物在构件的与厚度方向平行的截面每100μm2中平均存在10个以上，而且使原奥氏体晶界的B浓度为与该晶界相隔5nm的位置处的B浓度的3.0倍以上，由此，能够在热压后兼具TS为1780MPa以上这样极高的拉伸强度和优良的耐电阻焊接裂纹性。

Description

热压构件及其制造方法以及热压用冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及热压构件及其制造方法以及热压用冷轧钢板及其制造方法，特别是针对热压构件想要实现耐电阻焊接裂纹性的提高的热压构件。
本发明中，热压构件是指对具有淬透性的冷轧钢板进行热压成形而高强度化的构件。
另外，本发明的冷轧钢板不仅包括一般的冷轧钢板，还包括热镀锌冷轧钢板(包括合金化热镀锌冷轧钢板)、电镀锌冷轧钢板(包括电镀锌镍合金冷轧钢板)、镀铝冷轧钢板等。
背景技术
近年来，由于环境问题的增多，CO2排放限制变得严格，在汽车领域中面向燃料效率提高的车身的轻量化成为课题。为此，正在推进通过在汽车部件中应用高强度钢板而实现薄壁化，并且正在研究拉伸强度(TS)为1780MPa以上的钢板的应用。
汽车的结构用构件、增强用构件中使用的高强度钢板要求成形性优良。但是，TS为1780MPa以上的钢板的延展性低，因此在冷压成形时产生裂纹、或者由于屈服强度高而产生大的回弹，因此在冷压成形后无法得到高尺寸精度。
在这样的状况下，作为获得高强度的方法，最近正在着眼于通过热压(也称为热冲压、模压淬火、压力淬火等)进行的冲压成形。热压是指下述成形方法：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(加工)，由此能够以高尺寸精度进行成形，通过成形后的冷却进行淬火，由此能够实现高强度化。
但是，汽车组装工序大多通过电阻点焊进行组装，此时，在热压用冷轧钢板的表面存在包含Zn的镀层的情况、热压用冷轧钢板即使为非镀覆(无镀覆处理)但通过电阻点焊与包含Zn的镀覆钢板进行组装的情况下，由于焊接时钢板表面的锌熔融、并且在焊接部附近产生残余应力，担心产生液体金属脆性、钢板中产生裂纹的电阻焊接裂纹。
以往，作为抑制热压时的液体金属脆性的方法，在专利文献1中公开了对冲压时的模具肩部的曲率半径、钢板的板厚和成形开始温度进行控制的方法。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2013-226599号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，与热压时产生的液体金属脆性相比，电阻点焊时产生的液体金属脆性是在短时间且在高温范围内产生的脆性，因此，两者的液体金属脆性的产生机理完全不同。
另外，也考虑通过改变焊接条件来抑制液体金属脆性的产生，但这种情况下，需要更新焊接机，成本增高，因此，期望钢板本身对液体金属脆性具有耐性，耐电阻焊接裂纹性优良。
用于解决问题的方法
因此，本发明人鉴于上述实际情况反复进行了深入研究，结果发现，为了抑制热压构件的电阻焊接裂纹，作为构件的显微组织，使微细的Nb和Ti系析出物分散于构件的表层、并且利用B对原奥氏体晶界进行晶界强化是有效的，由此，具有高的拉伸强度，并且能够抑制热压构件的电阻焊接裂纹。
热压构件的电阻点焊时的液体金属脆性是因如下原因产生的：电阻点焊时在熔核附近的HAZ(焊接热影响区)中，Zn侵入到原奥氏体晶界，产生由凝固收缩引起的拉应力；由于产生走向角等时产生弯矩而在电极打开时产生拉应力。
作为该问题的对策，发现：使微细的Ti和Nb系析出物分散在沿板厚方向距构件表面100μm以内，使原奥氏体的平均结晶粒径微细化，在电阻点焊中也维持该微细化，从而使高温中的韧性提高，由此，热压构件的耐电阻焊接裂纹性提高。
另外还发现，使B偏析于原奥氏体晶界而对晶界进行强化时，即使Zn侵入到晶界，也可通过由B带来的晶界强化而抑制脆化，由此，耐电阻焊接裂纹性提高。
本发明立足于上述见解。
即，本发明的主旨构成如下所述。
1.一种热压构件，其中，
构件的钢成分组成为：以质量％计含有C：0.28％以上且小于0.42％、Si：1.5％以下、Mn：1.0％以上且2.4％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％以上且0.50％以下、N：0.005％以下、Nb：0.005％以上且0.15％以下、Ti：0.005％以上且0.15％以下和B：0.0005％以上且0.0050％以下，而且在构件的成分中，特别是C、Si、Nb、Ti和B满足下述式(1)，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
构件的显微组织为：原奥氏体晶粒的平均粒径为7.5μm以下，并且马氏体的体积率为95％以上，在沿板厚方向距构件表面100μm以内的范围内，粒径小于0.10μm的Nb和Ti系析出物在构件的与厚度方向平行的截面每100μm2中平均存在10个以上，而且原奥氏体晶界的B浓度为与该晶界相隔5nm的位置处的B浓度的3.0倍以上，
所述热压构件的拉伸强度为1780MPa以上。
((Nb+(Ti-3.4N)×100B)/((C/8)+Si)≥0.25…(1)
在此，式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)。
2.如上述1所述的热压构件，其中，上述构件以质量％计还含有选自Mo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上且0.020％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下、V：0.15％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％以下中的一种或两种以上。
3.如上述1或2所述的热压构件，其中，在上述构件的表层具有Al系镀层或Zn系镀层。
4.一种热压用冷轧钢板，其中，
钢板的成分组成为：以质量％计含有C：0.28％以上且小于0.42％、Si：1.5％以下、Mn：1.0％以上且2.4％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％以上且0.50％以下、N：0.005％以下、Nb：0.005％以上且0.15％以下、Ti：0.005％以上且0.15％以下和B：0.0005％以上且0.0050％以下，进而在构件的成分中，特别是C、Si、Nb、Ti和B满足下述式(1)，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
钢板的显微组织为：含有以体积率计为10％以上的晶粒的平均长径比为2.5以下的马氏体，还含有以体积率计为5％以上的平均结晶粒径为6μm以内的贝氏体，在沿板厚方向距钢板表面100μm以内的范围内，粒径小于0.10μm的Nb和Ti系析出物在钢板的与板厚方向平行的截面每100μm2中平均存在20个以上。
((Nb+(Ti-3.4N)×100B)/((C/8)+Si)≥0.25…(1)
在此，式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)。
5.如上述4所述的热压用冷轧钢板，其中，上述钢板以质量％计还含有选自Mo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上且0.020％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下、V：0.15％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％以下中的一种或两种以上。
6.如上述4或5所述的热压用冷轧钢板，其中，上述钢板在表面具有Al系镀层或Zn系镀层。
7.一种热压用冷轧钢板的制造方法，其为制造上述4所述的热压用冷轧钢板的方法，其中，
将钢原材在热轧后，实施将到冷却停止温度为止的第一平均冷却速度设定为70℃/秒以上、冷却至700℃以下的冷却停止温度的一次冷却，
上述一次冷却后，实施将到卷取温度为止的第二平均冷却速度设定为5～50℃/秒、在550℃以下的卷取温度下进行卷取的二次冷却，
接着，对卷取后的热轧钢板进行酸洗后，进行冷轧，然后，实施如下所述的退火处理：以3～30℃/秒的平均升温速度加热至800～900℃的第一均热温度范围，在该均热温度范围内保持15秒以上后，在到冷却停止温度为止的第三平均冷却速度为3℃/秒以上的条件下冷却至200～350℃的冷却停止温度范围，接着加热至350℃～450℃的第二均热温度范围，在该均热温度范围内保持120秒以上后，冷却至室温，
上述钢原材以质量％计含有C：0.28％以上且小于0.42％、Si：1.5％以下、Mn：1.0％以上且2.4％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％以上且0.50％以下、N：0.005％以下、Nb：0.005％以上且0.15％以下、Ti：0.005％以上且0.15％以下和B：0.0005％以上且0.0050％以下，而且在钢板的成分中，特别是C、Si、Nb、Ti和B满足下述式(1)，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
((Nb+(Ti-3.4N)×100B)/((C/8)+Si)≥0.25…(1)
在此，式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)。
8.如上述7所述的热压用冷轧钢板的制造方法，其中，上述钢原材以质量％计还含有选自Mo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上且0.020％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下、V：0.15％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％以下中的一种或两种以上。
9.如上述7或8所述的热压用冷轧钢板的制造方法，其中，在上述退火处理后，对钢板表面实施Al系镀覆处理或Zn系镀覆处理。
10.一种热压构件的制造方法，其中，将上述4至6中任一项所述的热压用冷轧钢板在Ac3相变点～1000℃的温度范围内加热后，进行热压。
发明效果
根据本发明，能够得到在热压后具有极高的拉伸强度、同时兼具优良的耐电阻焊接裂纹性的热压构件。例如，能够稳定地得到拉伸强度为1780MPa以上、即使在利用与钢板形成角度的电极进行焊接的情况下也不产生电阻焊接裂纹的、拉伸强度和耐电阻焊接裂纹性优良的热压构件。
另外，根据本发明，即使在加热时波动大的热压条件下，也能够得到特性稳定的热压构件。
具体实施方式
以下，具体地对本发明进行说明。
首先，对本发明的热压构件和热压用冷轧钢板的显微组织进行详细说明。
[热压构件的显微组织]
热压构件的显微组织设定为如下的显微组织：原奥氏体晶粒的平均粒径为7.5μm以下，并且马氏体的体积率为95％以上，在沿板厚方向距构件表面100μm以内的范围内，粒径小于0.10μm的Nb和Ti系析出物在构件的与厚度方向平行的截面每100μm2中平均存在10个以上，原奥氏体晶界的B浓度为与该晶界相隔5nm的位置处的B浓度的3.0倍以上。
热压后原奥氏体晶粒的平均粒径超过7.5μm时，电阻焊接后的韧性降低，因此耐电阻焊接裂纹性变差。因此，原奥氏体晶粒的平均粒径设定为7.5μm以下。优选为7.0μm以下。
另外，马氏体的体积率小于95％时，无法得到所期望的拉伸强度。因此，马氏体的体积率设定为95％以上。也可以为100％。
在沿板厚方向从热压后的构件表面到100μm的范围内，粒径小于0.10μm的Nb和Ti系析出物在构件的与厚度方向平行的截面每100μm2中平均少于10个时，电阻焊接中在逆相变为奥氏体单相的过程中奥氏体晶粒粗大化，Zn侵入到奥氏体晶界而施加拉应力时的韧性变差，因此耐电阻焊接裂纹性降低。因此，粒径小于0.10μm的Nb和Ti系析出物设定为在构件的与厚度方向平行的截面每100μm2中平均存在10个以上。优选为15个以上。
在此，作为Nb的碳氮化物，可以列举例如NbC、NbN、Nb(C,N)等，另外，Ti的碳氮化物可以列举例如TiC、TiN、Ti(C,N)等。
需要说明的是，对于进行测定的构件的与厚度方向平行的截面没有特别限制，任一截面均可。
此外，原奥氏体晶界的B浓度小于与该晶界相隔5nm的位置处的B浓度的3.0倍时，电阻焊接中在逆相变为奥氏体单相的过程中奥氏体晶粒粗大化，Zn侵入到奥氏体晶界而施加拉应力时的韧性降低，因此耐电阻焊接裂纹性降低。因此，原奥氏体晶界的B浓度设定为与该晶界相隔5nm的位置处的B浓度的3.0倍以上。优选为6.0倍以上。
[热压用冷轧钢板的显微组织]
为了获得作为热压构件所期望的特性，重要的是对热压用冷轧钢板的显微组织进行控制。即，作为热压用冷轧钢板的显微组织，含有以体积率计为10％以上的晶粒的平均长径比为2.5以下的马氏体，还含有以体积率计为5％以上的平均结晶粒径为6μm以内的贝氏体，在沿板厚方向距钢板表面100μm以内的范围内，粒径小于0.10μm的Nb和Ti系析出物在钢板的与板厚方向平行的截面每100μm2中平均存在20个以上。
热压用冷轧钢板中，马氏体晶粒的平均长径比超过2.5时，在热压后无法确保所期望的原奥氏体粒径，而且B的扩散变得不充分，无法得到所期望的晶界与晶粒内的B浓度比，因此耐电阻焊接裂纹性降低。马氏体的体积率小于10％时也同样，因此，需要含有以体积率计为10％以上的晶粒的平均长径比为2.5以下的马氏体。优选为15％以上。需要说明的是，对于马氏体的体积率的上限，没有特别限制，优选为约50％。
另外，贝氏体的平均结晶粒径大于6μm或者贝氏体量以体积率计小于5％时，在热压后也无法确保所期望的原奥氏体粒径，而且B的扩散变得不充分，无法得到所期望的晶界与晶粒内的B浓度比，因此耐电阻焊接裂纹性降低。因此，平均结晶粒径为6μm以内的贝氏体设定为以体积率计5％以上。优选为10％以上。需要说明的是，对于贝氏体的体积率的上限没有特别限制，优选为约40％。
此外，在沿板厚方向从冷轧钢板的表面到100μm的范围内，粒径小于0.10μm的Nb和Ti系析出物在钢板的与板厚方向平行的截面每100μm2中平均少于20个时，热压后难以在沿板厚方向从构件的表面到100μm的范围内确保粒径小于0.10μm的Nb和Ti系析出物在构件的与厚度方向平行的截面每100μm2中平均为10个以上，因此耐电阻焊接裂纹性变差。因此，粒径小于0.10μm的Nb和Ti系析出物设定为在钢板的与板厚方向平行的截面每100μm2中平均存在20个以上。优选为30个以上。
需要说明的是，对于进行测定的钢板的与板厚方向平行的截面没有特别限制，可以为所谓的C截面也可以为L截面。
接着，对本发明的热压构件和热压用冷轧钢板的适当成分组成范围进行说明。需要说明的是，关于成分的“％”表述是指“质量％”。
C：0.28％以上且小于0.42％
C是对钢板的高强度化有效的元素，是对于在热压后使马氏体强化、提高钢的强度而言重要的元素。但是，C的含量小于0.28％时，热压后的马氏体的硬度不充分，因此无法得到1780MPa以上的拉伸强度。优选的C量为0.30％以上。另一方面，添加0.42％以上的C时，电阻点焊后的硬度变硬，韧性降低，耐电阻焊接裂纹性降低。因此，C量设定为小于0.40％。优选小于0.39％。
Si：1.5％以下
Si是使铁素体固溶强化、对高强度化有效的元素。但是，过量添加Si时，在电阻点焊时的高温时晶界强度与晶粒内强度相比相对降低，因Zn侵入到晶界而容易发生脆化，并且熔融的Zn的合金化行为发生变化，耐电阻焊接裂纹性变差。因此，Si含量设定为1.5％以下。优选为1.2％以下，更优选为0.8％以下。需要说明的是，Si的下限没有特别规定，但极低Si化会导致成本的增加，因此优选设定为0.005％。
Mn：1.0％以上且2.4％以下
Mn是提高热压时的淬透性、因此有助于热压后的马氏体的形成、即有助于高强度化的元素。为了获得该效果，需要将Mn量设定为1.0％以上。优选为1.2％以上。另一方面，在过量含有Mn的情况下，电阻焊接后的HAZ中的马氏体的回火不充分，HAZ的韧性变差，因此耐电阻焊接裂纹性降低。因此，Mn量设定为2.4％以下。优选为2.0％以下。
P：0.05％以下
P通过固溶强化而有助于高强度化，但在过量添加的情况下，向晶界的偏析变得显著，使晶界脆化，因而耐电阻焊接裂纹性降低，因此P含量设定为0.05％以下。优选为0.04％以下。需要说明的是，P的下限没有特别规定，但极低P化会导致炼钢成本的上升，因此优选设定为0.0005％。
S：0.005％以下
S的含量多的情况下，大量生成MnS等硫化物，耐电阻焊接裂纹性降低。因此，将S含量的上限设定为0.005％。优选为0.0045％以下。需要说明的是，S的下限没有特别规定，但与P同样，极低S化导致炼钢成本的上升，因此优选设定为0.0002％。
Al：0.01％以上且0.50％以下
Al是脱氧所需要的元素，为了获得该效果，需要含有0.01％以上。另一方面，即使含有超过0.50％的Al，效果也饱和，因此将Al量设定为0.50％以下。优选为0.40％以下。
N：0.005％以下
N与Ti形成粗大的氮化物，使耐电阻焊接裂纹性变差，因此需要抑制含量。特别是N量超过0.005％时，该倾向变得显著，因此N含量设定为0.005％以下。优选为0.004％以下，进一步优选为0.0035％以下。
Nb：0.005％以上且0.15％以下
Nb是通过形成微细的碳氮化物而有助于强度提高的元素。此外，本发明中，微细的Nb系析出物使热压时的奥氏体粒径微细化，进而在电阻点焊后也维持其微细化，韧性提高，因此耐电阻焊接裂纹性提高。为了发挥出这样的效果，需要含有0.005％以上的Nb。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0.15％以下。优选为0.12％以下，进一步优选为0.10％以下。
Ti：0.005％以上且0.15％以下
Ti与Nb同样地是通过形成微细的碳氮化物而有助于提高耐电阻焊接裂纹性的元素。此外，为了使本发明的必要元素B不与N反应，Ti也是必要的。为了发挥出这样的效果，需要含有0.005％以上的Ti。另一方面，大量添加Ti时，热压后的伸长率显著降低，因此Ti含量设定为0.15％以下。优选为0.12％以下。
B：0.0005％以上且0.0050％以下
B是提高热压时的淬透性、因此有助于热压后的马氏体形成、即有助于高强度化的元素。另外，通过偏析于晶界而使晶界强度提高，因此对于改善耐电阻焊接裂纹性是有效的。为了表现出这样的效果，需要含有0.0005％以上的B。但是，即使过量添加B，效果也饱和，因此将B含量设定为0.0050％以下。
另外，本发明中，成分中特别是C、Si、Nb、Ti和B优选满足下式(1)。
((Nb+(Ti-3.4N)×100B)/((C/8)+Si)≥0.25…(1)
其中，式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)，不含有元素的情况下，作为0进行计算。
上述式成为确保耐电阻焊接裂纹性方面的指标，因此左边的值小于0.25时，有时难以确保耐电阻焊接裂纹性。
此外，本发明中，也可以适当含有以下的成分。
Mo：0.50％以下
Mo是提高热压时的淬透性、因此有助于热压后的马氏体形成、即有助于高强度化的元素。为了获得该效果，优选含有0.005％以上的Mo。更优选为0.01％以上。另一方面，即使大量添加Mo，上述效果也饱和，反而导致成本增加，而且化学转化处理性变差，因此该Mo含量优选设定为0.50％以下。
Cr：0.50％以下
Cr也与Mo同样地是提高热压时的淬透性、因此有助于热压后的马氏体形成、即有助于高强度化的元素。为了获得该效果，优选含有0.005％以上。更优选为0.01％以上。另一方面，即使大量添加Cr，上述效果也饱和，而且由于形成表面氧化物而使镀覆性变差，因此Cr含量优选设定为0.50％以下。
Sb：0.001％以上且0.020％以下
Sb具有在热压前对钢板进行加热后通过热压的一系列处理将钢板冷却之前抑制在钢板表层部生成的脱碳层的效果。因此，板面的硬度分布变得均匀，耐电阻焊接裂纹性提高。为了表现出这样的效果，Sb的添加量优选设定为0.001％以上。另一方面，添加超过0.020％的Sb时，轧制负荷载荷增大，使生产率降低，因此Sb量优选设定为0.020％以下。
Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下
Ca、Mg、REM控制硫化物和氧化物的形状、抑制粗大夹杂物的生成，因此耐电阻焊接裂纹性提高。为了表现出这样的效果，优选各自添加0.0005％以上。另一方面，过度的添加会引起夹杂物的增加，使耐电阻焊接裂纹性变差，因此各自的添加量优选设定为0.005％以下。在此，REM为包含Sc、Y和镧系元素的元素。
V：0.15％以下
V是通过形成微细的碳氮化物而有助于强度提高的元素。为了获得这样的效果，优选含有0.01％以上的V。另一方面，大量的V添加使电阻焊接时的韧性降低，耐电阻焊接裂纹性变差，因此V添加量优选设定为0.15％以下。进一步优选为0.10％以下。
Cu：0.50％以下
Cu不仅通过固溶强化而有助于高强度化，而且由于使耐腐蚀性提高而能够改善耐延迟断裂特性，因此可以根据需要进行添加。为了发挥出这些效果，优选含有0.05％以上的Cu。另一方面，即使含有超过0.50％的Cu，效果也饱和，并且容易产生由Cu引起的表面缺陷，因此Cu含量优选设定为0.50％以下。
Ni：0.50％以下
Ni也与Cu同样地使耐腐蚀性提高，因而能够改善耐延迟断裂特性，因此可以根据需要进行添加。另外，与Cu同时添加时，具有抑制Cu所引起的表面缺陷的效果，因此在Cu添加时是有效的。为了发挥出这些效果，优选含有0.05％以上的Ni。但是，大量的Ni添加会降低电阻焊接时的韧性，耐电阻焊接裂纹性变差，因此Ni含量优选设定为0.50％以下。
Sn：0.50％以下
Sn也与Cu、Ni同样地使耐腐蚀性提高，因而能够改善耐延迟断裂特性，因此可以根据需要进行添加。为了发挥出这些效果，优选含有0.05％以上的Sn。但是，大量的Sn添加会降低电阻焊接时的韧性，耐电阻焊接裂纹性变差，因此Sn含量优选设定为0.50％以下。
Zn：0.10％以下
Zn是提高热压时的淬透性、因此有助于热压后的马氏体形成、即有助于高强度化的元素。为了发挥出这些效果，优选含有0.005％以上的Zn。但是，大量的Zn添加会降低电阻焊接时的韧性，耐电阻焊接裂纹性变差，因此Zn含量优选设定为0.10％以下。
Co：0.10％以下
Co也与Cu、Ni同样地使氢超电压提高、使耐腐蚀性提高，因而能够改善耐延迟断裂特性，因此可以根据需要进行添加。为了发挥出这些效果，优选含有0.005％以上的Co。但是，大量的Co添加会降低电阻焊接时的韧性，耐电阻焊接裂纹性变差，因此Co含量优选设定为0.10％以下。
Zr：0.10％以下
Zr也与Cu、Ni同样地使耐腐蚀性提高，因此能够改善耐延迟断裂特性，因此可以根据需要进行添加。为了发挥出这些效果，优选含有0.005％以上的Zr。但是，大量的Zr添加会降低电阻焊接时的韧性，耐电阻焊接裂纹性变差，因此Zr含量优选设定为0.10％以下。
Ta：0.10％以下
Ta与Ti同样地生成合金碳化物、合金氮化物而有助于高强度化。为了获得该效果，优选添加0.005％以上。另一方面，即使过量添加Ta，其添加效果也饱和，并且还增加合金成本。因此，其添加量优选设定为0.10％以下。
W：0.10％以下
W也与Cu、Ni同样地使耐腐蚀性提高，因而能够改善耐延迟断裂特性，因此可以根据需要进行添加。为了发挥出这些效果，优选含有0.005％以上的W。但是，大量的W添加会降低电阻焊接时的韧性，耐电阻焊接裂纹性降低，因此W含量优选设定为0.10％以下。
以上所述以外的余量为Fe和不可避免的杂质。
接着，对本发明的热压用冷轧钢板和热压构件的镀层进行详细说明。
[热压用冷轧钢板的镀层]
本发明的热压用冷轧钢板可以是未被赋予镀层的原样的冷轧钢板，但为了防止热压所引起的氧化、或者为了提高耐腐蚀性，可以对热压前的冷轧钢板的表面赋予镀层。
作为本发明中赋予在热压用冷轧钢板的表面的镀层，优选为Al系镀层或Zn系镀层。通过对热压用冷轧钢板的表面赋予这些镀层，可防止热压所引起的钢板表面的氧化，进而提高热压构件的耐腐蚀性。
作为Al系镀层，可以例示例如通过热镀法形成的Al-Si镀层。另外，作为Zn系镀层，可以例示例如通过热镀法形成的热镀Zn层、将其合金化而成的合金化热镀Zn层、通过电镀法形成的电镀Zn层、电镀Zn-Ni合金层等。
但是，Al系镀层或Zn系镀层并不限定于上述镀层，也可以是除了作为主要成分的Al或Zn以外还含有Si、Mg、Ni、Fe、Co、Mn、Sn、Pb、Be、B、P、S、Ti、V、W、Mo、Sb、Cd、Nb、Cr、Sr等中的一种或两种以上的镀层。关于Al系镀层或Zn系镀层的形成方法，也没有任何限定，公知的热镀法、电镀法、蒸镀法等均可以使用。另外，Al系镀层或Zn系镀层也可以为在镀覆工序后实施了合金化处理的镀层。
本发明中，特别是从进一步提高热压构件的耐腐蚀性、或防止热压成形时的熔融Zn所引起的液体金属脆性裂纹的方面出发，Zn系镀层更优选为Zn-Ni合金镀层。
镀层的附着量没有特别限定，为通常的附着量即可。例如，优选具有每单面的镀层附着量为5～150g/m2的镀层。镀层附着量小于5g/m2时，有时难以确保耐腐蚀性，另一方面，超过150g/m2时，有时耐镀层剥离性变差。
[热压构件的镀层]
对赋予有Al系镀层或Zn系镀层的热压用冷轧钢板进行加热后进行热压时，Al系镀层或Zn系镀层中含有的镀层成分的一部分或全部扩散到基底钢板中而生成固溶相、金属间化合物；与此同时，相反地，作为基底钢板成分的Fe扩散到Al系镀层中或Zn系镀层中而生成固溶相、金属间化合物。另外，在Al系镀层的表面生成含有Al的氧化物覆膜，在Zn系镀层的表面生成含有Zn的氧化物覆膜。
列举一例来说，对Al-Si镀层进行加热时，镀层变为以含有Si的Fe-Al金属间化合物为主体的镀层。另外，对热镀Zn层、合金化热镀Zn层、电镀Zn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，如上所述，将通过对赋予有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，将通过对赋予有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。
接着，对本发明的热压用冷轧钢板的优选的制造方法进行说明。
本发明中，在制造上述冷轧钢板时，首先将具有上述规定的成分组成的钢原材(钢坯)热轧后，实施将到冷却停止温度为止的第一平均冷却速度设定为70℃/秒以上、冷却至700℃以下的冷却停止温度的一次冷却。
上述一次冷却后，实施将到卷取温度为止的第二平均冷却速度设定为5～50℃/秒、在550℃以下的卷取温度下进行卷取的二次冷却。
接着，对卷取后的热轧钢板进行酸洗后，进行冷轧。
然后，实施下述退火处理：以3～30℃/秒的平均升温速度加热至800～900℃的第一均热温度范围，在该均热温度范围内保持15秒以上后，在到冷却停止温度为止的第三平均冷却速度为3℃/秒以上的条件下冷却至200～350℃的冷却停止温度范围，接着加热至350～450℃的第二均热温度范围，在该均热温度范围内保持120秒以上后，冷却至室温。
以下，按各工序对上述制造工序进行详细说明。
[加热工序]
作为原材的钢坯优选在铸造后在不进行再加热的情况下在1150～1270℃下开始热轧、或者再加热至1150～1270℃后开始热轧。热轧的优选条件是首先在1150～1270℃的热轧开始温度下对钢坯进行热轧。
本发明中，在制造钢坯后，除了暂时冷却至室温、然后进行再加热的现有方法以外，不进行冷却而以温片的状态装入加热炉中、或者在进行保温后立即进行轧制、或者在铸造后直接进行轧制的直送轧制/直接轧制等节能工艺也可以没有问题地应用。
[热轧工序]
为了通过钢板内的显微组织的均匀化、材质的各向异性减小而提高退火后的伸长率和扩孔性，需要在奥氏体单相区结束热轧，因此精轧结束温度优选设定为850℃以上。另一方面，精轧结束温度超过1000℃时，热轧后的显微组织变得粗大，退火后的特性降低，因此精轧结束温度优选设定为1000℃以下。
[一次冷却工序]
■以70℃/秒以上的第一平均冷却速度冷却至700℃以下
在热轧结束后的冷却过程中，奥氏体相变为铁素体，但在高温下铁素体粗大化，因此，通过热轧结束后进行骤冷，使显微组织尽可能均质化，同时抑制Nb和Ti系析出物的生成。因此，首先，作为一次冷却，以70℃/秒以上的平均冷却速度冷却至700℃以下的冷却停止温度。该第一平均冷却速度小于70℃/秒时，铁素体粗大化，因此，热轧钢板的显微组织变得不均质，导致耐电阻焊接裂纹性的降低。另一方面，一次冷却中的冷却停止温度超过700℃时，热轧钢板的显微组织中过量生成珠光体，不仅最终的钢板的显微组织变得不均质，而且无法得到所期望的B的分布状态，耐电阻焊接裂纹性降低。需要说明的是，一次冷却中的冷却停止温度的下限优选为约500℃。
[二次冷却工序]
■以5～50℃/秒的第二平均冷却速度冷却至550℃以下
该二次冷却中的平均冷却速度小于5℃/秒时，在热轧钢板的显微组织中过量生成铁素体或珠光体，最终的钢板的显微组织变得不均质，并且Nb和Ti系析出物也粗大化，因此耐电阻焊接裂纹性降低。另一方面，二次冷却中的平均冷却速度超过50℃/秒时，在热轧钢板的显微组织中过量生成珠光体，因此，C的元素分布变得不均匀，并且无法得到所期望的B的分布状态，因此耐电阻焊接裂纹性降低。此外，冷却止于超过550℃的温度时，在热轧钢板的显微组织中过量生成铁素体或珠光体，Nb和Ti系析出物也粗大化，因此耐电阻焊接裂纹性仍然降低。
[卷取工序]
■卷取温度：550℃以下
卷取温度超过550℃时，在热轧钢板的显微组织中过量生成铁素体和珠光体，最终的钢板的显微组织变得不均质，耐电阻焊接裂纹性降低。为了避免这种情况，在包含大量贝氏体的温度范围内进行卷取是很重要的。另外，在高温下卷取时，Nb和Ti系析出物粗大化，耐电阻焊接裂纹性降低。因此，本发明中，卷取温度的上限设定为550℃。优选为520℃以下。需要说明的是，对于卷取温度的下限，没有特别规定，但卷取温度过低时，过量生成硬质的马氏体，冷轧负荷增大，因此优选为300℃以上。
[酸洗工序]
热轧工序后，实施酸洗，除去热轧板表层的氧化皮。该酸洗处理没有特别限定，按照常规方法实施即可。
[冷轧工序]
进行轧制成规定板厚的冷轧板的冷轧工序。该冷轧工序没有特别限定，按照常规方法实施即可。
[退火工序]
退火工序是为了使冷轧后的再结晶进行、并且控制热压后的Nb和Ti的析出物、控制B的分布状态而实施的。为此，退火工序实施下述两阶段的热处理：以3～30℃/秒的平均升温速度加热至800～900℃的温度范围(第一均热温度)，在该均热温度范围内保持15秒以上后，将到冷却停止温度为止的第三平均冷却速度设定为3℃/秒以上，冷却至200～350℃的冷却停止温度范围，然后加热至350℃～450℃的第二均热温度范围，在该均热温度范围内保持120秒以上后，冷却至室温。
■平均升温速度：3～30℃/秒
加热至后述第一均热温度，控制此时的升温速度，由此，能够使退火后的晶粒微细化。急速地进行加热时，再结晶变得难以进行，因此平均升温速度的上限设定为30℃/秒。另一方面，平均升温速度过小时，马氏体、贝氏体粗大化，无法得到规定的平均粒径，因此平均升温速度的下限设定为3℃/秒。优选为5℃/秒以上。
■第一均热温度：800～900℃
第一均热温度设定为铁素体和奥氏体的双相区或奥氏体单相区的温度范围。第一均热温度低于800℃时，铁素体百分率增多，无法得到所期望的马氏体和贝氏体的体积率，因此均热温度的下限设定为800℃。另一方面，均热温度过高时，奥氏体的晶粒生长变得显著，除了晶粒粗大化以外，Nb和Ti系析出物也粗大化，因此均热温度的上限设定为900℃。优选为880℃以下。
■保持时间：15秒以上
在上述第一均热温度范围内，为了再结晶的进行和部分或全部组织的奥氏体相变，保持时间需要为15秒以上。上限没有特别限定，优选为600秒以内。
■将第三平均冷却速度设定为3℃/秒以上，冷却至200℃～350℃的冷却停止温度范围
为了通过从第一均热温度冷却至马氏体相变开始温度以下而使在均热区生成的奥氏体的一部分发生马氏体相变，以3℃/秒以上的冷却速度冷却至200～350℃的冷却停止温度范围。由此，之后的贝氏体相变被促进，能得到所期望的体积率，而且还能够抑制Nb和Ti系析出物的粗大化。该第三冷却速度的平均值小于3℃/秒时，在钢板的显微组织中过量生成珠光体、球状渗碳体，因此该第三平均冷却速度的下限设定为3℃/秒。需要说明的是，对于第三平均冷却速度的上限，没有特别限制，优选为约30℃/秒。
另外，冷却停止温度低于200℃时，冷却时过量生成马氏体，因此，未相变的奥氏体减少，贝氏体的体积率降低。另一方面，冷却停止温度超过350℃时，贝氏体相变未得到促进，粗大的马氏体残留在退火后的显微组织中，因此无法得到所期望的组织形态。因此，冷却停止温度设定为200～350℃。优选为220～300℃。
■在作为第二均热温度的350～450℃的温度范围内保持120秒以上
为了通过有效利用上述第三冷却的过程中生成的马氏体而促进贝氏体相变，在冷却后再次加热并在350～450℃的温度范围内保持120秒以上。该第二均热温度的温度范围低于350℃或超过450℃时，贝氏体相变未得到促进，粗大的马氏体以冷轧钢板的显微组织的方式形成。因此，热压后的耐电阻焊接裂纹性降低。另外，保持时间小于120秒时，贝氏体相变也不会充分地进行，因此耐电阻焊接裂纹性降低。因此，在350～450℃的温度范围内的保持时间设定为15秒以上。优选为20秒以上。需要说明的是，保持时间的上限没有特别限定，优选为7200秒以内。
上述一系列制造工序中，在本发明中特别重要的是一次冷却工序、二次冷却工序、卷取工序和退火工序。
即，通过适当地控制上述的一次冷却工序、二次冷却工序和退火工序，Nb系析出物、Ti系析出物的分布状态得到改善，同时B的分布状态得到改善，结果，不仅能够使粒径小于0.10μm的Nb和Ti系析出物在钢板的与板厚方向平行的截面每100μm2中平均存在20个以上，还能够使冲压成形后原奥氏体晶界的B浓度为与该晶界相隔5nm的位置处的B浓度的3.0倍以上。另外，特别是通过适当地控制卷取工序和退火工序，能够确保平均结晶粒径为6μm以内的贝氏体以体积率计为5％以上。
然后，可以实施热镀锌等镀覆处理，也可以不实施该镀覆处理而直接使用冷轧钢板。
[镀覆工序]
本发明的热压用冷轧钢板可以直接使用通过上述制造工序制造的冷轧钢板，也可以根据目的进行用于形成Al系镀层或Zn系镀层的Al系镀覆处理或Zn系镀覆处理。
该镀覆处理没有任何限定，公知的热镀法、电镀法、蒸镀法等均可以应用。另外，在镀覆处理后可以实施合金化处理。关于代表性的镀覆处理，作为Al系镀覆处理，可以列举实施热镀铝(Al)、热镀Al-Si的处理，另外，作为Zn系镀覆处理，可以列举实施热镀锌或电镀锌镍的处理、或者在热镀锌后进一步实施合金化处理的处理。
需要说明的是，也可以对冷轧钢板实施平整轧制。此时优选的伸长率为0.05～2.0％。
接着，对于对所得到的冷轧钢板进行的热压进行说明。
热压的方法和条件没有任何限定，公知的热压方法均可以应用。以下示出一例，但并不限定于此。
例如，使用电炉、燃气炉、通电加热炉、远红外线加热炉等，将作为原材的热压用冷轧钢板加热至Ac3相变点～1000℃的温度范围，在该温度范围内保持0～600秒后，将钢板输送至压机，在550～800℃的范围内进行热压即可。对热压用冷轧钢板进行加热时的升温速度设定为3～200℃/秒即可。
在此，Ac3相变点可以通过下式求出。
Ac3相变点(℃)＝881-206C+53Si-15Mn-20Ni-1Cr-27Cu+41Mo
其中，式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)，在不含有元素的情况下，作为0来进行计算。
实施例
以下，对本发明的实施例进行说明。
需要说明的是，本发明当然不受以下记述的实施例的限制，也可以在符合本发明的主旨的范围内适当加以变更来实施，这些内容均包含在本发明的技术范围内。
对表1所示的成分组成的钢进行熔炼、铸造而制成钢坯后，加热至1250℃，然后在表2所示的精轧结束温度(FDT)条件下进行热轧。接着，将热轧钢板以表2所示的第一平均冷却速度(冷却速度1)冷却至冷却停止温度(第一冷却温度)后，以第二平均冷却温度(冷却速度2)冷却至卷取温度(CT)，卷取成卷材。
接着，对所得到的热轧板进行酸洗后，以表2所示的压下率实施冷轧，制成冷轧板(板厚：1.4mm)。
接着，将这样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)中在表2所示的条件下进行退火处理，关于通过CAL后的钢板，得到冷轧钢板(CR)，关于通过CGL后的钢板，得到热镀锌钢板(GI)。需要说明的是，关于通过CGL后的钢板的一部分，实施热镀锌处理后进一步在550℃下进行合金化处理，得到合金化热镀锌钢板(GA)。另外，实施热镀铝处理，得到热镀铝钢板(AS)。此外，一部分在CAL中退火后在电镀锌生产线(EGL)中得到电镀锌镍钢板(EZN)。
需要说明的是，对于一部分试样，在冷轧后不进行两阶段的退火处理，而仅实施一阶段的退火处理。
接着，在表3所示的条件下对所得到的冷轧钢板(包括镀覆钢板)实施热压。
热压中使用的模具的冲头宽度为70mm、冲头肩R为4mm、冲模肩R为4mm，成形深度为30mm。对冷轧钢板的加热根据加热速度而使用红外线加热炉或气氛加热炉中的任意一种，在大气中进行。另外，冲压后的冷却通过将钢板在冲头-冲模间的夹入与在解除夹入后的冲模上的空冷组合来进行，从冲压(开始)温度冷却至150℃。此时，通过使将冲头保持在下止点的时间在1～60秒的范围内变化来调整冷却速度。
从这样得到的热压构件的帽形底部的位置裁取JIS 5号拉伸试验片，依据JIS Z2241进行拉伸试验，测定拉伸强度(TS)。
关于电阻焊接裂纹的试验，使用从所得到的热压构件的帽形底部切割成50mm×150mm而得到的试验片来实施电阻焊接(点焊)。作为进行焊接的板组，使用将该热压构件与980MPa级GA钢板重叠而成的板组。关于焊接机，对于将两张钢板重叠而成的板组，使用安装在焊枪上的伺服电机加压式且单相直流(50Hz)的电阻焊机，在将板组倾斜4°的状态下实施电阻点焊。焊接条件设定为：加压力4.5kN、保持时间0.3秒。调节焊接电流和焊接时间，使熔核直径达到6.0mm。焊接后将试验片对半切开，利用光学显微镜对与厚度方向平行的截面进行观察，将确认到0.2mm以上的裂纹的试样设定为耐电阻焊接裂纹性差(×)，将确认到0.1mm以上且小于0.2mm的裂纹的试样设定为耐电阻焊接裂纹性中等(△)，将未确认到裂纹或者确认到小于0.1mm的裂纹的试样(未确认到0.1mm以上的裂纹的情况)设定为耐电阻焊接裂纹性良好(○)。
关于退火后的冷轧钢板和热压后的构件的马氏体的体积率，对钢板的与轧制方向平行且与厚度方向平行的截面进行研磨后，利用3体积％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，使用SEM(扫描电子显微镜)以5000倍的倍率进行观察，通过点计数法(依据ASTM E562-83(1988))测定面积率，将该面积率作为体积率。
关于Nb和Ti系析出物的粒径，冷轧钢板和热压构件均是针对各自的与厚度方向平行的截面，使用TEM(透射电子显微镜)以10000倍的倍率对10处0.5μm×0.5μm的视野范围进行观察，使用MediaCybernetics公司的Image-Pro，将下限设定为0.005μm，算出其等效圆直径，由此求出粒径。关于粒径小于0.10μm的Nb和Ti系析出物的个数，使用TEM(透射电子显微镜)以10000倍的倍率对10处0.5μm×0.5μm的视野范围进行观察，求出10处的平均个数密度。在该方法中，如果是粒径为0.005μm以上的Nb和Ti系析出物就可以计数。
关于热压构件的B的分布状态，使用FEI制造的STEM，以1000000倍的倍率进行观察，以原奥氏体晶界为中心进行15nm的线分析，求出各处的B浓度(原子％)，测定原奥氏体晶界中的B浓度与距离该晶界5nm的部位的B浓度之比。
热压构件中的原奥氏体的平均结晶粒径如下求出。即，对钢板的与轧制方向平行且与厚度方向平行的截面进行研磨后，利用3体积％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，使用SEM(扫描电子显微镜)以3000倍的倍率进行观察，使用Media Cybernetics公司的Image-Pro，算出原奥氏体晶粒的等效圆直径，将这些值进行平均而求出平均结晶粒径。
退火后的冷轧钢板中的马氏体的平均长径比如下求出。即，对钢板的与轧制方向平行且与厚度方向平行的截面进行研磨后，利用3体积％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，使用SEM(扫描电子显微镜)以3000倍的倍率进行观察，求出马氏体的长径比(长径/短径)，将它们平均而求出平均长径比。
退火后的冷轧钢板中的贝氏体的平均结晶粒径和体积率如下求出。即，对钢板的与轧制方向平行且与厚度方向平行的截面进行研磨后，利用3体积％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，使用SEM(扫描电子显微镜)以3000倍的倍率进行观察，利用点计数法(依据ASTM E562-83(1988))测定面积率，将该面积率作为体积率。关于贝氏体的平均结晶粒径，使用MediaCybernetics公司的Image-Pro，由钢板的显微组织照片(以3000倍的倍率对10处20μm×20μm的视野范围进行拍摄而得到的照片)算出贝氏体的等效圆直径，将这些值平均而求出贝氏体的平均结晶粒径。
将这样得到的冷轧钢板和热压构件的显微组织示于表4。另外，将热压构件的拉伸特性和耐电阻焊接裂纹性的测定结果示于表5。
Figure BDA0002335537060000281
Figure BDA0002335537060000291
[表3-1]
Figure BDA0002335537060000301
[表3-2]
Figure BDA0002335537060000311
Figure BDA0002335537060000321
[表5-1]
[表5-2]
下划线部：本发明范围外
如表5所示，成分组成和热压后的构件的显微组织满足本发明的适当范围的发明例均能够得到高的拉伸强度是不用说的，还均能够一并得到优良的耐电阻焊接裂纹性。

Claims (10)

1.一种热压构件，其中，
构件的钢成分组成为：以质量％计含有C：0.28％以上且小于0.42％、Si：1.5％以下、Mn：1.0％以上且2.4％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％以上且0.50％以下、N：0.005％以下、Nb：0.005％以上且0.15％以下、Ti：0.005％以上且0.15％以下和B：0.0005％以上且0.0050％以下，而且在构件的成分中，特别是C、Si、Nb、Ti和B满足下述式(1)，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
构件的显微组织为：原奥氏体晶粒的平均粒径为7.5μm以下，并且马氏体的体积率为95％以上，在沿板厚方向距构件表面100μm以内的范围内，粒径小于0.10μm的Nb和Ti系析出物在构件的与厚度方向平行的截面每100μm2中平均存在10个以上，而且原奥氏体晶界的B浓度为与该晶界相隔5nm的位置处的B浓度的3.0倍以上，
所述热压构件的拉伸强度为1780MPa以上，
((Nb+(Ti-3.4N)×100B)/((C/8)+Si)≥0.25…(1)
在此，式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)。
2.如权利要求1所述的热压构件，其中，所述构件以质量％计还含有选自Mo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上且0.020％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下、V：0.15％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％以下中的一种或两种以上。
3.如权利要求1或2所述的热压构件，其中，在所述构件的表层具有Al系镀层或Zn系镀层。
4.一种热压用冷轧钢板，其中，
钢板的成分组成为：以质量％计含有C：0.28％以上且小于0.42％、Si：1.5％以下、Mn：1.0％以上且2.4％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％以上且0.50％以下、N：0.005％以下、Nb：0.005％以上且0.15％以下、Ti：0.005％以上且0.15％以下和B：0.0005％以上且0.0050％以下，而且在钢板的成分中，特别是C、Si、Nb、Ti和B满足下述式(1)，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
钢板的显微组织为：含有以体积率计为10％以上的晶粒的平均长径比为2.5以下的马氏体，还含有以体积率计为5％以上的平均结晶粒径为6μm以内的贝氏体，在沿板厚方向距钢板表面100μm以内的范围内，粒径小于0.10μm的Nb和Ti系析出物在钢板的与板厚方向平行的截面每100μm2中平均存在20个以上，
((Nb+(Ti-3.4N)×100B)/((C/8)+Si)≥0.25…(1)
在此，式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)。
5.如权利要求4所述的热压用冷轧钢板，其中，所述钢板以质量％计还含有选自Mo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上且0.020％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下、V：0.15％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％以下中的一种或两种以上。
6.如权利要求4或5所述的热压用冷轧钢板，其中，所述钢板在表面具有Al系镀层或Zn系镀层。
7.一种热压用冷轧钢板的制造方法，其为制造权利要求4所述的热压用冷轧钢板的方法，其中，
将钢原材热轧后，实施将到冷却停止温度为止的第一平均冷却速度设定为70℃/秒以上、冷却至700℃以下的冷却停止温度的一次冷却，
所述一次冷却后，实施将到卷取温度为止的第二平均冷却速度设定为5～50℃/秒、在550℃以下的卷取温度下进行卷取的二次冷却，
接着，对卷取后的热轧钢板进行酸洗后，进行冷轧，然后，实施如下所述的退火处理：以3～30℃/秒的平均升温速度加热至800～900℃的第一均热温度范围，在该均热温度范围内保持15秒以上后，在到冷却停止温度为止的第三平均冷却速度为3℃/秒以上的条件下冷却至200～350℃的冷却停止温度范围，接着加热至350℃～450℃的第二均热温度范围，在该均热温度范围内保持120秒以上后，冷却至室温，
所述钢原材以质量％计含有C：0.28％以上且小于0.42％、Si：1.5％以下、Mn：1.0％以上且2.4％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％以上且0.50％以下、N：0.005％以下、Nb：0.005％以上且0.15％以下、Ti：0.005％以上且0.15％以下和B：0.0005％以上且0.0050％以下，而且在钢板的成分中，特别是C、Si、Nb、Ti和B满足下述式(1)，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
((Nb+(Ti-3.4N)×100B)/((C/8)+Si)≥0.25…(1)
在此，式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)。
8.如权利要求7所述的热压用冷轧钢板的制造方法，其中，所述钢原材以质量％计还含有选自Mo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上且0.020％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下、V：0.15％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％以下中的一种或两种以上。
9.如权利要求7或8所述的热压用冷轧钢板的制造方法，其中，在所述退火处理后，对钢板表面实施Al系镀覆处理或Zn系镀覆处理。
10.一种热压构件的制造方法，其中，将权利要求4至6中任一项所述的热压用冷轧钢板在Ac3相变点～1000℃的温度范围内加热后，进行热压。
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