CN110809630B - 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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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：原奥氏体的平均结晶粒径为8μm以下并且原奥氏体晶粒的平均长径比为2.5以下，马氏体的体积率为90％以上，粒径小于0.10μm的Nb系析出物在构件的与厚度方向平行的截面每100μm2中平均为20个以上，而且在构件表面上每200μm测定的维氏硬度的标准偏差为40以下，由此，不仅热压后具有极高的拉伸强度，而且还能够兼具优良的耐延迟断裂特性和高的电阻点焊后的拉伸剪切应力。

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要实现耐延迟断裂特性及电阻点焊性的提高的热压构件。
在本发明中，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，由于环境问题的增加，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。
对于汽车的结构用构件、增强用构件中所使用的高强度钢板，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、或者因屈服强度高而产生大的回弹，因而冷压成形后无法得到高尺寸精度。另外，冷压成形后在钢板内残留有残余应力，因此，有可能由于从使用环境侵入的氢而导致延迟断裂(氢脆)。
在这种状况下，作为得到高强度的方法，最近着眼于利用热压(也被称为热冲压、模压淬火、压力淬火等)的冲压成形。热压为如下所述的成形方法：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。另外，在该热压中，与冷压相比冲压成形后的残余应力降低，因此，耐延迟断裂特性也得以改善。
但是，汽车组装工序大多通过电阻点焊进行组装，此时，为了保持汽车车身整体的刚性，对热压后的构件也施加应力，因此，冲压成形后的延迟断裂的担心无法消除。因此，需要提高热压后的构件的耐延迟断裂特性。
另外，为了确保1780MPa以上的拉伸强度，需要含有大量合金元素(例如C等)，但是，担心由此导致电阻点焊后的接头的拉伸剪切强度(TSS)显著降低。
以往，报道了几种提高热压后的耐延迟断裂特性的手段。
例如，在专利文献1中公开了通过控制合金碳氮化物、渗碳体的析出量来改善耐延迟断裂特性的技术。
另外，在专利文献2中公开了通过在热压后形成残余奥氏体来改善耐延迟断裂特性的技术。
此外，作为使电阻点焊后的接头的拉伸剪切强度提高的技术，在专利文献3中公开了添加Nd的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2015-113500号公报
专利文献2：日本特开2014-122398号公报
专利文献3：日本特开2008-308732号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，对于专利文献1中记载的Ti系碳化物而言，对于实现原奥氏体粒径的微细化而言不充分，并且作为氢的捕获位点的功能也不充分，因此，无法说具有充分的耐延迟断裂特性。此外，也无法说能够确保电阻点焊后的拉伸剪切强度。
在专利文献2的技术中，残余奥氏体可成为氢的捕获位点，但是，如果存在C浓度高的残余奥氏体，则在电阻点焊后的热影响区(HAZ)中硬度分布增大，拉伸剪切强度降低。
在专利文献3的技术中，通过添加Nd而观察到拉伸剪切强度的改善，但另一方面，生成Nd系夹杂物，氢侵入时从该夹杂物附近生成裂纹，因此，耐延迟断裂特性劣化，进而导致成本增加。
如上所述，现实情况是难以改善TS为1780MPa以上的热压构件的耐延迟断裂特性与电阻点焊后的拉伸剪切应力这两者，尚未开发出兼具这些特性的热压构件。
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，为了提高热压构件的耐延迟断裂特性和电阻点焊后的拉伸剪切强度这两者，作为构件的显微组织，使微细的Nb系析出物分散在构件的表层、并且控制构件表面的硬度分布是有效的，由此，可以同时提高优良的耐延迟断裂特性和电阻点焊后的拉伸剪切应力。
具体而言，通过使微细的Nb系析出物分散，原奥氏体的平均结晶粒径微细化，并且Nb系析出物作为氢捕获位点发挥功能，由此，耐延迟断裂特性提高。
另外，Nb系析出物在由电阻点焊引起的升温后也会使热影响区(HAZ)的显微组织微细化，因此，相对于施加于熔核端部的剪切应力的韧性提高，因而拉伸剪切应力提高。
此外，作为原材的冷轧钢板的表面的硬度的波动增大、即存在Mn的偏析时，热压后的马氏体的存在发生变化，钢板内的马氏体相变开始温度(Ms点)因Mn的分布而发生变化。即，Mn多时Ms点降低，Mn少时Ms点升高。Ms点低时生成碳化物少的新鲜马氏体，Ms点高时形成在马氏体相变后生成碳化物的回火马氏体。此外，氢超电压因该微观的Mn的差异而发生变化，因此，产生氢的反应发生变化，其结果是，影响延迟断裂特性。即，氢侵入时，从新鲜马氏体与回火马氏体界面或新鲜马氏体生成裂纹。因此发现，减少作为原材的冷轧钢板表面、进而冲压构件表面的Mn偏析对于提高延迟断裂特性也是有效的。
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：1.1％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：0.010％以下、Nb：0.005％以上且0.15％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
构件的显微组织为：原奥氏体的平均结晶粒径为8μm以下并且原奥氏体晶粒的平均长径比为2.5以下，马氏体的体积率为90％以上，粒径小于0.10μm的Nb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20个以上，
而且，在构件表面上每200μm测定的维氏硬度的标准偏差为40以下，
所述热压构件的拉伸强度为1780MPa以上。
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Ti：0.15％以下、B：0.0050％以下、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：1.1％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：0.010％以下、Nb：0.005％以上且0.15％以下，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5％以上的平均长径比为3.0以下且平均结晶粒径为3μm以下的马氏体，并且含有在钢板的与板厚方向平行的截面每100μm2中平均为30个以上的粒径小于0.10μm的Nb系析出物，
而且，在钢板表面上每200μm测定的维氏硬度的标准偏差为35以下。
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Ti：0.15％以下、B：0.0050％以下、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，其是制造上述4所述的热压用冷轧钢板的方法，其中，
将钢原材在将精轧的最终道次的压下率设定为12％以上、将紧邻该最终道次的前一道次的压下率设定为15％以上、精轧结束温度为860～950℃的条件下进行热轧，
上述热轧后，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520℃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，实施加热至400～700℃的温度范围的第一热处理，
然后，进行冷轧后，实施以5～20℃/秒的平均升温速度加热至720～850℃的温度范围、在该温度范围内进行15～600秒均热的第二热处理，
上述均热处理后，实施将第三平均冷却速度设定为5℃/秒以上、冷却至600℃以下的冷却停止温度的三次冷却，
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：1.1％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：0.010％以下、Nb：0.005％以上且0.15％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
8.如上述7所述的热压用冷轧钢板的制造方法，其是制造上述5所述的热压用冷轧钢板的方法，其中，
上述钢原材以质量％计还含有选自Ti：0.15％以下、B：0.0050％以下、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，其是制造上述6所述的热压用冷轧钢板的方法，其中，
上述三次冷却后，进一步对钢板表面实施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，可以得到热压后具有极高的拉伸强度、同时兼具优良的耐延迟断裂特性和高的电阻点焊后的拉伸剪切应力的热压构件。例如，可以稳定地得到拉伸强度为1780MPa以上、即使在盐酸浸渍后也不产生裂纹、而且电阻点焊后的拉伸剪切应力显示为9kN以上、优选显示为11kN以上的、耐延迟断裂特性和电阻点焊后的拉伸剪切应力优良的热压构件。
另外，根据本发明，即使在加热时波动大的热压条件下，也可以得到特性稳定的热压构件。
具体实施方式
以下，对本发明具体地进行说明。
首先，对本发明的热压构件和热压用冷轧钢板的显微组织详细地进行说明。
[热压构件的显微组织]
热压构件的显微组织设定为如下所述的显微组织：原奥氏体的平均结晶粒径为8μm以下并且原奥氏体晶粒的平均长径比为2.5以下，马氏体的体积率为90％以上，粒径小于0.10μm的Nb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20个以上，而且，在构件表面上每200μm测定的维氏硬度的标准偏差为40以下。
原奥氏体的平均结晶粒径超过8μm时，耐延迟断裂特性劣化，因此，其上限设定为8μm。优选为7μm以下，进一步优选为6.5μm以下。
另外，原奥氏体晶粒的平均长径比超过2.5时，不仅耐延迟断裂特性劣化，而且在电阻点焊后的HAZ中P、S的偏析变得显著，因此，拉伸剪切应力降低。因此，原奥氏体晶粒的平均长径比设定为2.5以下。优选为2.0以下。
另外，马氏体的体积率小于90％时，难以实现1780MPa以上的拉伸强度。因此，马氏体的体积率设定为90％以上。优选为93％以上，进一步优选为95％以上。也可以为100％。
在热压后的构件的与厚度方向平行的截面内，需要含有每100μm2中平均为20个以上的粒径小于0.10μm的Nb系析出物。优选为30个以上。这样，微细的Nb系析出物成为氢的捕获位点，使耐延迟断裂特性提高，而且还有效地有助于电阻点焊后的HAZ的晶粒的微细化，使拉伸剪切应力提高。另一方面，Nb系析出物的粒径超过0.10μm、或者尽管粒径小于0.10μm但其个数平均少于20个时，耐延迟断裂特性和电阻点焊后的拉伸剪切应力劣化。在此，作为Nb系析出物，例如可以列举NbC、NbN、Nb(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。
另外，将在热压后的构件表面上每200μm测定的维氏硬度的标准偏差设定为40以下。该标准偏差主要暗示了Mn带，该标准偏差超过40时，耐延迟断裂特性劣化，因此，该标准偏差设定为40以下。优选为35以下。
[热压用冷轧钢板的显微组织]
为了得到作为热压构件所期望的特性，控制热压用冷轧钢板的显微组织很重要。即，作为热压用冷轧钢板的显微组织，含有以体积率计为5％以上的平均长径比为3.0以下且平均结晶粒径为3μm以下的马氏体，并且含有在钢板的与板厚方向平行的截面每100μm2中平均为30个以上的粒径小于0.10μm的Nb系析出物，而且，将在钢板表面上每200μm测定的维氏硬度的标准偏差设定为35以下。
在热压用冷轧钢板中，马氏体的平均长径比超过3.0时，由于热压时的逆相变导致Mn在奥氏体中的分配变得不均匀，使在热压后的构件表面上每200μm测定的维氏硬度的标准偏差超过40，因此，耐延迟断裂特性劣化。另外，马氏体的平均结晶粒径超过3μm时也同样地使逆相变时的Mn的分配变得不均匀，使在热压后的构件表面上每200μm测定的维氏硬度的标准偏差超过40，因此，耐延迟断裂特性劣化。此外，马氏体的体积率小于5％时，在热压前Mn不均匀地分散，因此，仍使在热压后的构件表面上每200μm测定的维氏硬度的标准偏差超过40，因而耐延迟断裂特性劣化。需要说明的是，马氏体的体积率的上限优选为70％。其理由是因为，马氏体的体积率超过70％时，逆相变时的C和Mn的分配变得不均匀，耐延迟断裂特性劣化。
另外，还存在因热压而粗大化的Nb系析出物，因此，粒径小于0.10μm的Nb系析出物在冷轧钢板的与板厚方向平行的截面每100μm2中平均少于30个时，热压后无法得到期望的Nb系析出物的分布形态，因而电阻点焊后的拉伸剪切应力有可能降低。此外，作为氢的捕获位点的功能也降低，因此，耐延迟断裂特性也降低。因此，作为热压前的冷轧钢板，粒径小于0.10μm的Nb系析出物设定为在钢板的与板厚方向平行的截面每100μm2中平均为30个以上。优选为35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，可以是所谓的C截面也可以是L截面。
另外，在热压用冷轧钢板中，将在钢板表面上每200μm测定的维氏硬度的标准偏差设定为35以下。这是因为，标准偏差超过35时，在热压后的构件表面上每200μm测定的维氏硬度的标准偏差超过40，耐延迟断裂特性降低。
此外，为了在热压后得到期望的原奥氏体粒径，作为热压前的冷轧钢板的显微组织，优选含有以体积率计为20％以上的平均长径比为3.0以下且平均结晶粒径为7μm以下的铁素体。该体积率的优选上限值为80％。其理由是因为，C、Mn富集在铁素体以外的硬质相中，热压后无法得到期望的原奥氏体的结晶粒径。
在热压用冷轧钢板中，使平均长径比为3.0以下且平均结晶粒径为3μm以下的马氏体以体积率计为5％以上这一必要条件在后述的冷轧钢板的制造工序中主要通过第二退火工序(第二热处理工序及之后的冷却工序)来实现，另外，粒径小于0.10μm的Nb系析出物在钢板的与板厚方向平行的截面每100μm2中平均为30个以上这一必要条件主要通过热轧(包括之后的冷却工序)和两次退火工序(第一热处理工序和第二热处理工序及之后的冷却工序)来实现，此外，在钢板表面上每200μm测定的维氏硬度的标准偏差为35以下这一必要条件主要通过热轧(包括之后的冷却工序)和两次退火工序(第一热处理工序和第二热处理工序及之后的冷却工序)来实现。
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是对钢的高强度化有效的元素，并且是对于在热压后使马氏体强化而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，拉伸剪切应力降低。因此，C量设定为小于0.40％。优选为小于0.39％。
Si：1.5％以下
Si是将铁素体固溶强化、对高强度化有效的元素。但是，Si的过量添加导致电阻点焊时的韧性降低，拉伸剪切应力劣化，因此，其含量设定为1.5％以下。优选为0.5％以下，更优选为0.4％以下。需要说明的是，Si的下限没有特别规定，但极低Si化导致成本的增加，因此，优选设定为0.005％。
Mn：1.1％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、即高强度化的元素。为了得到该效果，需要将Mn量设定为1.1％以上。优选为1.3％以上。另一方面，过量含有Mn的情况下，过量生成Mn带，因此，表面的硬度大幅波动。因此，Mn量设定为2.4％以下。优选为2.2％以下。
P：0.05％以下
P通过固溶强化有助于高强度化，但在过量添加的情况下，向晶界的偏析变得显著而使晶界脆化，因而电阻点焊后的拉伸剪切应力降低，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化导致炼钢成本的升高，因此，优选设定为0.0005％。
S：0.005％以下
S的含量多的情况下，生成大量MnS等硫化物，氢侵入时该夹杂物成为起点而导致裂纹的产生，因此，耐延迟断裂特性降低。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化导致炼钢成本的升高，因此，优选设定为0.0002％。
Al：0.01％以上且0.50％以下
Al是脱氧所需的元素，为了得到该效果，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，Al量设定为0.50％以下。优选为0.40％以下。
N：0.010％以下
N形成粗大的氮化物而使耐延迟断裂特性劣化，因此，需要抑制含量。特别是N量超过0.010％时，该倾向变得显著，因此，N含量设定为0.010％以下。优选为0.008％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，在本发明中，微细的Nb系析出物成为氢的捕获位点，而且使热压时的奥氏体粒径微细化，因此是有助于提高耐延迟断裂特性和电阻点焊后的拉伸剪切应力的元素。为了发挥这样的效果，需要含有0.005％以上的Nb。优选为0.010％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0.15％以下。优选为0.12％以下，进一步优选为0.10％以下。
另外，在本发明中，也可以适当含有下述成分。
Ti：0.15％以下
Ti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，在后述添加B的情况下，为了使该B不与N反应，Ti也是必要的。为了发挥这样的效果，优选含有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含量优选设定为0.15％以下。更优选为0.10％以下。
B：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的形成、即高强度化的元素。另外，通过偏析在晶界而提高晶界强度，因此，对于耐延迟断裂特性是有效的。为了表现出这样的效果，优选含有0.0002％以上的B。但是，过量的B添加使韧性劣化，使电阻点焊后的拉伸剪切应力降低，因此，B含量优选设定为0.0050％以下。更优选为0.0040％以下，进一步优选为0.0035％以下。
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的形成、即高强度化的元素。为了得到该效果，需要含有0.005％以上的Mo。进一步优选为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，并且化学转化处理性劣化，因此，Mo含量优选设定为0.50％以下。更优选为0.35％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的形成、即高强度化的元素。为了得到该效果，优选含有0.005％以上。进一步优选为0.01％以上。另一方面，即使大量添加Cr，上述效果也饱和，并且由于形成表面氧化物而镀覆性劣化，因此，Cr含量优选设定为0.50％以下。更优选为0.35％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，耐延迟断裂特性提高。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，抑制粗大的夹杂物的生成，因此，耐延迟断裂特性提高。为了表现出这样的效果，优选各自添加0.0005％以上。另一方面，过度的添加引起夹杂物的增加，使耐延迟断裂特性劣化，因此，各自的添加量优选设定为0.005％以下。在此，REM是包括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。为了得到这样的效果，优选含有0.01％以上的V。另一方面，大量的V添加导致电阻点焊时的韧性降低，拉伸剪切应力劣化，因此，V添加量优选设定为0.15％以下。更优选为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，可以根据需要添加。为了发挥这些效果，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，并且容易产生因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，可以根据需要添加。另外，与Cu同时添加时，具有抑制由Cu引起的表面缺陷的效果，因此，在添加Cu时是有效的。为了发挥这些效果，优选含有0.05％以上的Ni。但是，大量的Ni添加导致电阻焊接时的韧性降低，拉伸剪切应力降低，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，可以根据需要添加。为了发挥这些效果，优选含有0.05％以上的Sn。但是，大量的Sn添加导致电阻焊接时的韧性降低，拉伸剪切应力降低，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的形成、即高强度化的元素。为了发挥这些效果，优选含有0.005％以上的Zn。但是，大量的Zn添加导致电阻焊接时的韧性降低，拉伸剪切应力降低，因此，Zn含量优选设定为0.10％以下。
Co：0.10％以下
Co也与Cu、Ni同样使氢超电压提高而使耐腐蚀性提高，因而能够改善耐延迟断裂特性，因此，可以根据需要添加。为了发挥这些效果，优选含有0.005％以上的Co。但是，大量的Co添加导致电阻焊接时的韧性降低，拉伸剪切应力降低，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，可以根据需要添加。为了发挥这些效果，优选含有0.005％以上的Zr。但是，大量的Zr添加导致电阻焊接时的韧性降低，拉伸剪切应力降低，因此，Zr含量优选设定为0.10％以下。
Ta：0.10％以下
Ta与Ti同样生成合金碳化物、合金氮化物而有助于高强度化。为了得到该效果，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，而且合金成本也增加。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，可以根据需要添加。为了发挥这些效果，优选含有0.005％以上的W。但是，大量的W添加导致电阻焊接时的韧性降低，拉伸剪切应力降低，因此，W含量优选设定为0.10％以下。
上述以外的余量设定为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详细地进行说明。
[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冷轧钢板，但为了防止因热压引起的氧化、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，可防止因热压引起的钢板表面的氧化，并且提高热压构件的耐腐蚀性。
作为Al系镀层，例如例示通过热镀法形成的Al-Si镀层。另外，作为Zn系镀层，例如例示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系镀层也可以是在镀覆工序后实施了合金化处理的镀层。
在本发明中，特别是在更进一步提高热压构件的耐腐蚀性、或者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考虑，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，有时耐镀层剥离性劣化。
[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系镀层中所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，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作为主体的金属间化合物、表层的ZnO层等。
需要说明的是，在本发明中，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制造方法进行说明。
在本发明中，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)在将精轧的最终道次的压下率设定为12％以上、将紧邻该最终道次的前一道次的压下率设定为15％以上、精轧结束温度为860～950℃的条件下进行热轧。
上述热轧后，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520℃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，实施加热至400～700℃的温度范围的第一热处理。
然后，进行冷轧后，实施以5～20℃/秒的平均升温速度加热至720～850℃的温度范围、在该温度范围内进行15～600秒均热的第二热处理。
上述均热处理后，实施将第三平均冷却速度设定为5℃/秒以上、冷却至600℃以下的冷却停止温度的三次冷却。
以下，按照各工序对上述制造工序详细地进行说明。
[加热工序]
作为原材的钢坯优选在铸造后不进行再加热而在1150～1270℃下开始热轧、或者再加热到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。
在本发明中，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、或者进行保温后立即进行轧制、或者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毫无问题地应用。
[热轧工序]
·精轧的最终道次的压下率：12％以上
从向奥氏体晶粒内导入大量剪切带、增加热轧后的铁素体相变时的成核位点从而实现热轧板的显微组织晶粒的微细化、进而消除Mn带的观点出发，需要将精轧的最终道次的压下率设定为12％以上。精轧的最终道次的优选压下率为13％以上。另外，该压下率的上限没有特别限定，但热轧负荷载荷增大时，板的宽度方向上的板厚变动增大，耐延迟断裂特性有可能劣化，因此，优选为30％以下。
·精轧的紧邻最终道次的前一道次的压下率：15％以上
从应变蓄积效果进一步提高而向奥氏体晶粒内导入大量剪切带、铁素体相变的成核位点进一步增大而热轧板的显微组织晶粒进一步微细化、进而消除Mn带的观点出发，需要将紧邻最终道次的前一道次的压下率设定为15％以上。精轧的紧邻最终道次的前一道次的优选压下率为18％以上。另外，该压下率的上限没有特别限定，但热轧负荷载荷增大时，钢板的宽度方向上的板厚变动增大，耐延迟断裂特性有可能劣化，因此，优选为30％以下。
·精轧结束温度：860～950℃
为了通过钢板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耐电阻焊接裂纹特性，需要在奥氏体单相区结束热轧，因此，精轧结束温度设定为860℃以上。另一方面，精轧结束温度超过950℃时，热轧组织变得粗大，退火后的晶粒也粗大化，因此，精轧结束温度的上限设定为950℃。
[热轧后的冷却工序]
·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发生铁素体相变，但在高温下铁素体粗大化，因此，通过在热轧结束后进行骤冷，使显微组织尽可能地均质化，同时抑制Nb系析出物的生成。因此，首先，作为一次冷却，以70℃/秒以上的第一平均冷却速度冷却至700℃以下。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，导致耐延迟断裂特性和电阻点焊后的拉伸剪切应力的降低。另一方面，一次冷却中的冷却停止温度超过700℃时，在热轧钢板的显微组织中过量生成珠光体，最终的钢板组织变得不均质，耐延迟断裂特性和电阻点焊后的拉伸剪切应力仍会降低。
·二次冷却工序：以5～50℃/秒的第二平均冷却速度冷却至520℃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，而且Nb系析出物也粗大化，因此，耐延迟断裂特性和电阻点焊后的拉伸剪切应力降低。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，热压后的耐延迟断裂特性和电阻点焊后的拉伸剪切应力降低。此外，冷却止于超过520℃的温度时，在热轧钢板的显微组织过量生成铁素体或珠光体，Nb系析出物也粗大化，因此，耐延迟断裂特性和电阻点焊后的拉伸剪切应力仍会降低。
·卷取温度：520℃以下
卷取温度超过520℃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，耐延迟断裂特性和电阻点焊后的拉伸剪切应力降低。为了避免上述情况，在贝氏体单相下进行卷取很重要。另外，在高温下进行卷取时，Nb系析出物粗大化，耐延迟断裂特性降低。因此，在本发明中，卷取温度的上限设定为520℃。优选为500℃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。
[热处理工序]
·第一热处理工序：加热至400～700℃的温度范围
在本发明中，热轧后实施两次热处理。由此，消除Mn偏析，并且控制Nb系析出物的分布状态，从而使耐延迟断裂特性和电阻点焊后的拉伸剪切应力提高。
第一热处理的热处理温度低于400℃的情况下，元素分配变得不充分，不能除去热轧后的元素分布状态的影响，因此，由于Mn的分布不均，在之后的第二热处理和热压后也无法消除Mn偏析，其结果是，耐延迟断裂特性劣化。另一方面，超过700℃来进行第一热处理时，粗大且硬质的马氏体过量存在，第二热处理后的显微组织变得不均匀，并且Nb系析出物粗大化，因此，热压后无法得到期望的显微组织和Nb系析出物的分布状态。因此，第一热处理的热处理温度设定为400～700℃的范围。优选为450～650℃的范围。需要说明的是，对于保持时间，从抑制Nb析出物的粗大化的观点出发，优选设定为80000s以下。
·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。
·第二热处理工序：以5～20℃/秒的平均升温速度加热至720～850℃的温度范围，在该温度范围内进行15秒以上且600秒以下均热
该第二热处理是为了使冷轧后的再结晶进行、并且控制热压后的构件的显微组织、Nb系析出物的分布状态和表面的Mn偏析而实施的。
在该第二热处理工序中，如果太快地进行加热，则再结晶难以进行，因此，平均升温速度的上限设定为20℃/秒。另一方面，升温速度过小时，铁素体、马氏体晶粒粗大化，热压后无法得到期望的显微组织，因此，需要5℃/秒以上的平均升温速度。优选为8℃/秒以上。通过控制该平均升温速度，能够实现晶粒的微细化。
然后，加热至后述的720～850℃的均热温度范围。
·均热温度：720～850℃
均热温度设定为铁素体与奥氏体的双相区的温度范围。低于720℃时，马氏体百分率减少，表面的Mn偏析增加，因此，均热温度的下限设定为720℃。另一方面，均热温度过高时，奥氏体的晶粒生长变得显著，晶粒和Nb系析出物粗大化，耐延迟断裂特性降低，因此，均热温度设定为850℃以下。优选为830℃以下。
·均热保持时间：15～600秒
在上述均热温度下，为了再结晶的进行以及一部分或全部组织的奥氏体相变，需要至少保持15秒。另一方面，保持时间过长时，会助长Mn的微观偏析，弯曲加工性劣化，因此，保持时间优选为600秒以内。
[冷却工序]
·均热后的冷却条件：以5℃/秒以上的第三平均冷却速度冷却至600℃以下的温度范围
上述均热处理(退火处理)后，需要以5℃/秒以上的平均冷却速度从均热温度冷却至600℃以下的温度范围(冷却停止温度)。平均冷却速度小于5℃/秒时，在冷却中铁素体相变进行，冷轧钢板的马氏体的体积率减少，Nb系析出物粗大化，因此，难以确保耐延迟断裂特性。对于该平均冷却速度的上限，没有特别规定，但从设备上的观点和成本的方面出发，优选为30℃/秒以下。另外，冷却停止温度超过600℃的情况下，过量生成珠光体，无法得到钢板的显微组织中的规定的体积率，因此耐延迟断裂特性降低。
在上述一系列制造工序中，在本发明中特别重要的是热轧(包括之后的两阶段的冷却工序)和热轧后的两次热处理(第一热处理工序以及第二热处理工序及之后的冷却工序)。
即，通过适当地控制上述热轧工序和两次热处理，Mn偏析被消除，并且Nb系析出物的分布状态被改善，结果是，不仅能够使粒径小于0.10μm的Nb系析出物在钢板的与板厚方向平行的截面每100μm2中平均析出30个以上，而且能够使在钢板表面上每200μm测定的维氏硬度的标准偏差为35以下。另外，通过适当地控制两次热处理(特别是第二热处理工序和之后的冷却工序)，对于所得到的冷轧钢板，能够使平均长径比为3.0以下且使平均结晶粒径为3μm以下的马氏体的体积率为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以冷轧钢板的状态使用。
[镀覆工序]
本发明的热压用冷轧钢板可以以通过上述制造工序制造的冷轧钢板的状态使用，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、蒸镀法等均能够应用。另外，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、或者热镀锌后进一步实施合金化处理的处理。
需要说明的是，可以对冷轧钢板实施平整轧制。此时的优选伸长率为0.05～2.0％。
接着，针对对所得到的冷轧钢板实施的热压进行说明。
热压的方法和条件没有任何限定，公知的热压方法都能够应用。以下示出一例，但并非限定于此。
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秒钟后，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％)。对于不含有的元素，以0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，本发明本来就不受以下所述的实施例限制，也可以在可符合本发明的宗旨的范围内适当地进行变更来实施，它们均包含在本发明的技术范围内。
将表1所示的成分组成的钢熔炼，进行铸造而制成钢坯后，加热至1250℃后，在使精轧结束温度(FDT)如表2所示的条件下进行热轧。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，以第二平均冷却速度(冷却速度2)冷却至卷取温度(CT)，卷取成卷材。需要说明的是，对于一部分试样，在热轧后，不进行两阶段的冷却处理，而以一定速度冷却，卷取成卷材。
接着，对所得到的热轧板进行酸洗后，实施表2所示的第一热处理，然后，以表2所示的压下率实施冷轧，制成冷轧板(板厚：1.4mm)。
接着，对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所示的条件下进行第二热处理(也称为退火处理)，关于从CAL通过后的钢板，得到冷轧钢板(CR)，关于从CGL通过后的钢板，得到热镀锌钢板(GI)。需要说明的是，关于从CGL通过后的钢板的一部分，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，将一部分在CAL中进行退火，然后在电镀锌生产线(EGL)中得到电镀锌镍钢板(EZN)。
接着，对于所得到的冷轧钢板(包括镀覆钢板)，在表3所示的条件下实施热压。
热压中所使用的模具的冲头宽度为70mm、冲头肩R为4mm、冲模肩R为4mm，且成形深度为30mm。针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秒的范围内改变来调整冷却速度。
从这样得到的热压构件的帽底部的位置裁取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)。
另外，关于耐延迟断裂特性的试验，从热压构件的帽底部的位置裁取JIS 5号拉伸试验片，实施恒载荷试验。在室温下浸渍在盐酸(pH＝2.5)的溶液中的同时施加载荷，对断裂有无进行评价。将负荷应力设定为800MPa和1100MPa，在两种负荷应力下经100小时以上没有发生断裂的情况下将耐延迟断裂特性设定为良好(○)，在800MPa的负荷应力下经100小时以上没有发生断裂、但在1100MPa的负荷应力下少于100小时发生断裂的情况下将耐延迟断裂特性设定为中等(△)，在两种负荷应力下少于100小时发生断裂的情况下将耐延迟断裂特性设定为差(×)。
此外，关于电阻点焊后的拉伸剪切应力，依据JIS Z 3136，使用两张从所得到的热压构件的帽底部的位置得到的拉伸剪切试验片，实施电阻焊接(点焊)。关于焊接机，针对将两张钢板重叠而成的板组，使用安装于焊枪的伺服电机加压式且单相直流(50Hz)的电阻焊接机实施电阻点焊。焊接条件是将加压力设定为3.8kN、保持时间设定为0.1秒。焊接电流和焊接时间以使熔核直径达到6.3mm的方式进行调整。在拉伸剪切后的强度为11kN以上的情况下电阻点焊后的拉伸剪切应力设定为良好(○)，在拉伸剪切后的强度为9kN以上且小于11kN的情况下电阻点焊后的拉伸剪切应力设定为中等(△)，在拉伸剪切后的强度小于9kN的情况下电阻点焊后的拉伸剪切应力设定为差(×)。
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。关于马氏体、原奥氏体和铁素体的平均结晶粒径，使用Media Cybernetics公司的Image-Pro，从钢板显微组织照片(以5000倍的倍率拍摄10处20μm×20μm的视野范围而得到的照片)中截取预先识别出各个原奥氏体、铁素体和马氏体各自的晶粒的照片，由此可以算出各晶粒的面积，算出其等效圆直径，将这些值进行平均而求出平均结晶粒径。关于原奥氏体、马氏体和铁素体的平均长径比，基于上述照片求出各晶粒中的长径比，将它们进行平均而求出。需要说明的是，此处所述的晶粒的平均长径比是指用晶粒的长轴长度除以短轴长度而得到的值。
另外，关于Nb系析出物的粒径，冷轧钢板和冲压构件均是针对与厚度方向平行的截面，使用TEM(透射电子显微镜)以10000倍的倍率观察10处0.5μm×0.5μm的视野范围，使用Media Cybernetics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系析出物的个数，使用TEM(透射电子显微镜)以10000倍的倍率观察10处0.5μm×0.5μm的视野范围，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系析出物就可以计数。
关于维氏硬度的标准偏差，在冷轧钢板和热压后的构件表面，在轧制方向及其直角方向上每200μm测定各10处维氏硬度(共100点)[轧制方向10处×直角方向10处＝棋盘格状100点]，求出平均的标准偏差。维氏硬度的测定条件的试验力设定为300g(2.942N)，保持时间设定为15秒。
将这样得到的冷轧钢板和热压构件的显微组织示于表4中。另外，将热压构件的拉伸特性、耐延迟断裂特性和拉伸剪切应力的测定结果示于表5中。
Figure GDA0002335895720000291
Figure GDA0002335895720000301
Figure GDA0002335895720000311
Figure GDA0002335895720000321
[表3-1]
表3-1
Figure GDA0002335895720000331
[表3-2]
表3-2
Figure GDA0002335895720000341
[表3-3]
表3-3
Figure GDA0002335895720000351
Figure GDA0002335895720000361
Figure GDA0002335895720000371
Figure GDA0002335895720000381
[表5-1]
表5-1
Figure GDA0002335895720000391
[表5-2]
表5-2
Figure GDA0002335895720000401
[表5-3]
表5-3
Figure GDA0002335895720000411
下划线部分：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延迟断裂特性和高的电阻点焊后的拉伸剪切应力。

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：1.1％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：0.010％以下、Nb：0.005％以上且0.15％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
构件的显微组织为：原奥氏体的平均结晶粒径为8μm以下并且原奥氏体晶粒的平均长径比为2.5以下，马氏体的体积率为90％以上，粒径小于0.10μm的Nb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20个以上，
而且，在构件表面上每200μm测定的维氏硬度的标准偏差为40以下，
所述热压构件的拉伸强度为1780MPa以上。
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Ti：0.15％以下、B：0.0050％以下、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：1.1％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：0.010％以下、Nb：0.005％以上且0.15％以下，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5％以上的平均长径比为3.0以下且平均结晶粒径为3μm以下的马氏体、以及以体积率计为20％以上的平均长径比为3.0以下且平均结晶粒径为7μm以下的铁素体，并且含有在钢板的与板厚方向平行的截面每100μm2中平均为30个以上的粒径小于0.10μm的Nb系析出物，
而且，在钢板表面上每200μm测定的维氏硬度的标准偏差为35以下。
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Ti：0.15％以下、B：0.0050％以下、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，其是制造权利要求4所述的热压用冷轧钢板的方法，其中，
将钢原材在将精轧的最终道次的压下率设定为12％以上、将紧邻该最终道次的前一道次的压下率设定为15％以上、精轧结束温度为860～950℃的条件下进行热轧，
所述热轧后，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520℃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，实施加热至400～700℃的温度范围的第一热处理，
然后，进行冷轧后，实施以5～20℃/秒的平均升温速度加热至720～850℃的温度范围、在该温度范围内进行15～600秒均热的第二热处理，
所述均热处理后，实施将第三平均冷却速度设定为5℃/秒以上、冷却至600℃以下的冷却停止温度的三次冷却，
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：1.1％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：0.010％以下、Nb：0.005％以上且0.15％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
8.如权利要求7所述的热压用冷轧钢板的制造方法，其是制造权利要求5所述的热压用冷轧钢板的方法，其中，
所述钢原材以质量％计还含有选自Ti：0.15％以下、B：0.0050％以下、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，其是制造权利要求6所述的热压用冷轧钢板的方法，其中，
所述三次冷却后，进一步对钢板表面实施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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