CN117320953A - 汽车车体 - Google Patents

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樋渡俊二
三日月豊
佐藤浩一
相藤孝博
竹田健悟
中野克哉
户田由梨
田畑进一郎
村泽皓大
前田大介
匹田和夫
楠见和久
藤中真吾
芳贺纯
田畑亮
加藤辽马
山形光晴
丹羽俊之
浅间洋海
铃木淳一郎
伊藤泰则
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Abstract

该汽车车体是从碰撞安全性优异的公路行驶用汽车中除去了电池、轮胎及包含水分或油分的液体后的汽车车体，上述公路行驶用汽车至少具有包含抗拉强度为1180MPa以上的钢板的钢铁材料、非铁金属材料和树脂材料而构成，其中，抗拉强度为1180MPa以上的上述钢板的质量mh(kg)相对于上述汽车车体的质量m(kg)之比为9％以上，在将上述汽车车体的质量设定为m(kg)、将上述汽车车体从上方的投影面积设定为s(m2)时，满足以下的式(1)及式(2)。6<s<11(1)、m<(272.37×s‑835)×0.98(2)。

Description

汽车车体
技术领域
本发明涉及汽车车体。
本申请基于2021年5月25日在日本申请的特愿2021-088012号而主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
最近，从防止全球变暖的观点考虑，抑制温室效应气体的排出变得更重要。在这样的状况下，期待通过与现有的以内燃机作为动力的汽车相比抑制了以二氧化碳(CO2)为代表的温室效应气体的排出的电动汽车、混合动力汽车等的出现来削减行驶时从汽车排出的温室效应气体量。另外，期待通过采用铝、碳等利于轻质化的材料作为构成汽车的原材料来削减行驶时从汽车排出的温室效应气体量。
关于汽车车体，例如下述的专利文献1中公开了一种生产率优异的车体结构。另外，在下述的非专利文献1中公开了下述事项：就汽车的白车体(BIW)的高强度钢比率而言，相同的1180MPa级钢板在现行车中为0％～17％，相同的1310MPa级钢板同为0％～5％，相同的1470MPa级钢板成为6％。一般而言，BIW相对于车辆重量的重量比例为30％左右，如果换算成高强度钢相对于车辆重量的重量比率，则1180MPa级以上的钢板比率低于9％，相同的1470MPa级钢板比率低于2％。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2021/001813号
非专利文献
非专利文献1：日刊工业新闻2017年10月12日报道https://www.nikkan.co.jp/articles/view/00446307
发明内容
发明所要解决的问题
然而，如果考虑汽车的生命周期，则为了削减在地球环境中排出的温室效应气体的总量，仅着眼于如上所述的车辆使用时(行驶时)的温室效应气体的削减是不充分的，需要削减包含“1.制造构成汽车的材料时产生的温室效应气体”、“2.制造汽车时产生的温室效应气体”、“3.使用汽车时产生的温室效应气体”、“4.废弃汽车时产生的温室效应气体”在内的总温室效应气体量。
因此，本发明的目的在于提供能够减少在涵盖汽车的制造、使用及废弃的一系列生命周期中所产生的温室效应气体的总量的汽车车体。
用于解决问题的手段
本申请的主旨如下所述。
(1)本发明的第一方案涉及一种汽车车体，其是从碰撞安全性优异的公路行驶用汽车中除去了电池、轮胎及包含水分或油分的液体后的汽车车体，上述公路行驶用汽车至少具有包含抗拉强度为1180MPa以上的钢板的钢铁材料、非铁金属材料和树脂材料而构成，其中，抗拉强度为1180MPa以上的上述钢板的质量mh(kg)相对于上述汽车车体的质量m(kg)之比为9％以上，在将上述汽车车体的质量设定为m(kg)、将上述汽车车体从上方的投影面积设定为s(m2)时，满足以下的式(1)及式(2)。
6<s<11 (1)
m<(272.37×s-835)×0.98 (2)
(2)本发明的第二方案涉及一种汽车车体，其是从碰撞安全性优异的公路行驶用汽车中除去了电池、轮胎及包含水分或油分的液体后的汽车车体，上述公路行驶用汽车至少具有包含抗拉强度为1180MPa以上的钢板的钢铁材料、非铁金属材料和树脂材料而构成，其中，抗拉强度为1180MPa以上的上述钢板的质量mh(kg)相对于上述汽车车体的质量m(kg)之比为9％以上，在将由上述汽车车体的原材料构成计算出的制造时、使用时及废弃时的各CO2排出量的总和设定为M、将上述汽车车体从上方的投影面积设定为s(m2)、将上述汽车车体的高度设定为h(m)时，满足以下的式(3)及式(4)。
9<s×h<19 (3)
M<(1925.1×s×h-81.4)×0.98 (4)
(3)根据上述(1)或(2)所述的汽车车体，其中可以是：上述钢铁材料的质量ms(kg)相对于上述汽车车体的质量m(kg)之比为64％以上，由抗拉强度为1.9GPa以上的上述钢板制成的钣金部件的质量的总和mhs(kg)相对于上述汽车车体的质量m(kg)之比为9％以上。
(4)根据上述(1)或(2)所述的汽车车体，其中，由抗拉强度为1180MPa以上的上述钢板制成的钣金部件的质量的总和mht(kg)相对于构成上述汽车车体的车身重量mb(kg)之比也可以为24％以上。
(5)根据上述(1)或(2)所述的汽车车体，其中，包含0.013％以上的Cu、0.018％以上的Ni及0.002％以上的Sn的钣金部件的质量的总和msc(kg)相对于上述汽车车体的钣金部件的质量的总和msp(kg)之比也可以为20％以上。
(6)根据上述(3)所述的汽车车体，其也可以具有：热冲压成形体，其化学组成以质量％计含有：C：0.30～0.50％、Si：0.50～3.00％、Mn：0.50～3.00％、Al：0.0002～2.000％、P：0.100％以下、S：0.1000％以下、N：0.0100％以下、Nb：0～0.150％、Ti：0～0.150％、Co：0～2.00％、Mo：0～1.00％、Cr：0～1.00％、Cu：0～1.00％、V：0～1.00％、W：0～1.00％、Ni：0～3.00％、Mg：0～1.00％、Zr：0～1.00％、Sb：0～1.00％、Ca：0～0.10％、REM：0～0.30％及B：0～0.0100％，剩余部分包含Fe和杂质，上述热冲压成形体具有下述显微组织：以面积率计包含5％以上且低于10％的残留奥氏体、合计超过90％且为95％以下的贝氏体及回火马氏体以及低于5％的剩余组织，在上述贝氏体及上述回火马氏体的晶粒的晶界中，相对于以<011>方向为旋转轴而旋转角成为4°～12°的晶界的长度、旋转角成为49°～54°的晶界的长度以及旋转角成为55°～75°的晶界的长度的合计长度，上述旋转角成为55°～75°的晶界的长度比例为30％以上，上述热冲压成形体的抗拉强度为1500MPa以上；骨架构件，其通过对钢板进行热冲压来形成，上述骨架构件具有与长度方向垂直的截面为闭合截面的闭合截面部，上述闭合截面部具有作为曲率半径比该截面中的最大外形尺寸更大的部位的至少一个平坦部位，在将上述至少一个平坦部位中的具有相对于通过卡门(Karman)的有效宽度式求出的有效宽度而言的比例为最大的宽度的平坦部位定义为基准平坦部位时，上述基准平坦部位处的板厚中心部的维氏硬度为300Hv以上，上述基准平坦部位的宽度为上述有效宽度的2.0倍以下，用上述基准平坦部位的表层部处的硬度频率分布的标准偏差除以上述基准平坦部位的板厚中心部处的硬度频率分布的标准偏差而求出的标准偏差比小于1.0；以及热冲压成形体，其化学组成以质量％计含有：C：0.15～0.50％、Si：0.0010～3.000％、Mn：0.30～3.00％、Al：0.0002～2.000％、P：0.100％以下、S：0.1000％以下、N：0.0100％以下、Nb：0～0.15％、Ti：0～0.15％、V：0～0.15％、Mo：0～1.0％、Cr：0～1.0％、Cu：0～1.0％、Ni：0～1.0％、B：0～0.0100％、Ca：0～0.010％及REM：0～0.30％，剩余部分包含Fe和杂质，上述热冲压成形体具有包含以面积率计合计为90％以上的马氏体、贝氏体及回火马氏体的金属组织，在表面～距离上述表面为板厚1/4位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比低于1.8，在距离上述表面为上述板厚1/4位置～距离上述表面为板厚1/2位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比低于2.3。
(7)根据上述(3)所述的汽车车体，其也可以具有：热冲压成形体，其化学组成以质量％计含有：C：0.15～0.50％、Si：0.0010～3.000％、Mn：0.30～3.00％、Al：0.0002～2.000％、P：0.100％以下、S：0.1000％以下、N：0.0100％以下、Nb：0～0.15％、Ti：0～0.15％、V：0～0.15％、Mo：0～1.0％、Cr：0～1.0％、Cu：0～1.0％、Ni：0～1.0％、B：0～0.0100％、Ca：0～0.010％及REM：0～0.30％，剩余部分包含Fe和杂质，上述热冲压成形体具有包含以面积率计合计为90％以上的马氏体、贝氏体及回火马氏体的金属组织，在表面～距离上述表面为板厚1/4位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比低于1.8，在距离上述表面为上述板厚1/4位置～距离上述表面为板厚1/2位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比低于2.3；以及骨架构件，其通过对钢板进行热冲压来形成，上述骨架构件具有与长度方向垂直的截面为闭合截面的闭合截面部，上述闭合截面部具有作为曲率半径比该截面中的最大外形尺寸更大的部位的至少两个平坦部位和形成于上述两个平坦部位之间的凹加强筋(recessed bead)部位，上述凹加强筋部位具有曲率半径为50mm以上的一对壁部，上述一对壁部从上述两个平坦部位中的相互对置的端部介由朝向闭合截面内部弯曲的一对弯曲部而向上述闭合截面部的内侧突出，上述壁部中的板厚中心部的维氏硬度为520Hv以上，上述壁部的宽度为通过卡门的有效宽度式求出的有效宽度We的0.5倍～2.5倍，用上述壁部的表层部处的硬度频率分布的标准偏差除以上述壁部的板厚中心部处的硬度频率分布的标准偏差而求出的标准偏差比小于1.0。
(8)根据上述(3)所述的汽车车体，其也可以具有：通过对钢板进行冷压成形而形成的骨架构件，上述骨架构件具有与长度方向垂直的截面为闭合截面的闭合截面部，上述闭合截面部具有作为曲率半径比该截面中的最大外形尺寸更大的部位的至少一个平坦部位，在将上述至少一个平坦部位中的具有相对于通过卡门的有效宽度式求出的有效宽度而言的比例为最大的宽度的平坦部位定义为基准平坦部位时，上述基准平坦部位处的板厚中心部的维氏硬度为300Hv以上，上述基准平坦部位的宽度为上述有效宽度的2.0倍以下，用上述基准平坦部位的表层部处的硬度频率分布的标准偏差除以上述基准平坦部位的板厚中心部处的硬度频率分布的标准偏差而求出的标准偏差比大于1.0；通过对钢板进行热冲压而形成的骨架构件，上述骨架构件具有与长度方向垂直的截面为闭合截面的闭合截面部，上述闭合截面部具有作为曲率半径比该截面中的最大外形尺寸更大的部位的至少一个平坦部位，在将上述至少一个平坦部位中的具有相对于通过卡门的有效宽度式求出的有效宽度而言的比例为最大的宽度的平坦部位定义为基准平坦部位时，上述基准平坦部位处的板厚中心部的维氏硬度为300Hv以上，上述基准平坦部位的宽度为上述有效宽度的2.0倍以下，用上述基准平坦部位的表层部处的硬度频率分布的标准偏差除以上述基准平坦部位的板厚中心部处的硬度频率分布的标准偏差而求出的标准偏差比小于1.0；以及通过对钢板进行热冲压而形成的骨架构件，上述骨架构件具有与长度方向垂直的截面为闭合截面的闭合截面部，上述闭合截面部具有作为曲率半径比该截面中的最大外形尺寸更大的部位的至少两个平坦部位和形成于上述两个平坦部位之间的凹加强筋部位，上述凹加强筋部位具有曲率半径为50mm以上的一对壁部，上述一对壁部从上述两个平坦部位中的相互对置的端部介由朝向闭合截面内部弯曲的一对弯曲部而向上述闭合截面部的内侧突出，上述壁部中的板厚中心部的维氏硬度为520Hv以上，上述壁部的宽度为通过卡门的有效宽度式求出的有效宽度We的0.5倍～2.5倍，用上述壁部的表层部处的硬度频率分布的标准偏差除以上述壁部的板厚中心部处的硬度频率分布的标准偏差而求出的标准偏差比小于1.0。
(9)根据上述(8)所述的汽车车体，其也可以具有：汽车车体用结构构件，其沿着规定方向延伸而形成，并且具有顶板部、与上述顶板部连续的棱线部及与上述棱线部连续的纵壁部，上述汽车车体用结构构件由与上述规定方向交叉的截面形成为大致槽型截面的钢板制的压制成形体制成，上述汽车车体用结构构件具备在上述顶板部从上述规定方向的端部沿上述规定方向延伸而形成的至少一个槽部和形成于上述端部中的至少上述棱线部的范围的外向凸缘，上述端部中的上述槽部的深度(h)、上述槽部的宽度(w)以及上述钢板的板厚(t)满足下述关系：
0.2×H0≤h≤3.0×H0、
H0＝(0.037t-0.25)×w-5.7t+29.2；以及
高强度骨架构件，其具有L字及T字的形状。
(10)根据上述(3)所述的汽车车体，其也可以具有：热冲压成形体，其化学组成以质量％计含有：C：0.15～0.50％、Si：0.0010～3.000％、Mn：0.30～3.00％、Al：0.0002～2.000％、P：0.100％以下、S：0.1000％以下、N：0.0100％以下、Nb：0～0.15％、Ti：0～0.15％、V：0～0.15％、Mo：0～1.0％、Cr：0～1.0％、Cu：0～1.0％、Ni：0～1.0％、B：0～0.0100％、Ca：0～0.010％及REM：0～0.30％，剩余部分包含Fe和杂质，上述热冲压成形体具有包含以面积率计合计为90％以上的马氏体、贝氏体及回火马氏体的金属组织，在表面～距离上述表面为板厚1/4位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比低于1.8，在距离上述表面为上述板厚1/4位置～距离上述表面为板厚1/2位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比低于2.3；以及骨架构件，其是通过将第一钢板构件和第二钢板构件在点焊部进行点焊而接合的骨架构件，上述骨架构件具有与上述骨架构件的长度方向垂直的截面为闭合截面的截面区域，上述第一钢板构件具有1900MPa以上的抗拉强度，上述点焊部具有通过上述点焊而形成的熔融金属部和与上述熔融金属部的外侧相邻的热影响部，在包含上述熔融金属部的中心点的与所述长度方向垂直的截面中，将相当于上述熔融金属部的区域定义为第一区域，将相当于上述热影响部的区域定义为第二区域，将由从上述第一区域与上述第二区域的边界至向上述第一区域侧间隔100μm为止的区域和从上述边界至向上述第二区域侧间隔100μm为止的区域构成的区域定义为第三区域，在沿着从上述第一区域的中央部向上述第二区域侧延伸的假想直线，以10gf的载荷以15μm间距测定维氏硬度时，上述假想直线上的与上述第一区域相对应的测定部位处的平均维氏硬度HvAve和上述假想直线上的与上述第三区域相对应的测定部位处的最低维氏硬度HvMin满足HvAve-HvMin≤100。
(11)根据上述(10)所述的汽车车体，其也可以具有：汽车车体用结构构件，其沿着规定方向延伸而形成，并且具有顶板部、与上述顶板部连续的棱线部及与上述棱线部连续的纵壁部，上述汽车车体用结构构件由与上述规定方向交叉的截面形成为大致槽型截面的钢板制的压制成形体制成，上述汽车车体用结构构件具备在上述顶板部从上述规定方向的端部沿上述规定方向延伸而形成的至少一个槽部和形成于上述端部中的至少上述棱线部的范围的外向凸缘，上述端部中的上述槽部的深度(h)、上述槽部的宽度(w)以及上述钢板的板厚(t)满足下述关系：
0.2×H0≤h≤3.0×H0、
H0＝(0.037t-0.25)×w-5.7t+29.2；以及
高强度骨架构件，其具有L字及T字的形状。
(12)根据上述(10)所述的汽车车体，其也可以具有热冲压成形品，上述热冲压成形品具有母材钢板，上述母材钢板具有下述化学组成：以质量％计含有：C：超过0.40％且为0.70％以下、Si：低于2.00％、Mn：0.01％以上且低于0.50％、P：0.200％以下、S：0.0200％以下、sol.Al：0.001～1.000％、N：0.0200％以下、Mo：0.01％以上且低于0.50％、B：0.0002～0.0200％、Ti：0～0.200％、Nb：0～0.200％、V：0～0.200％、Zr：0～0.200％、Cr：0～2.00％、W：0～2.00％、Cu：0～2.00％、Ni：0～2.00％、Ca：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％、REM：0～0.1000％、Bi：0～0.0500％、剩余部分：Fe及杂质，在以距离上述母材钢板的表面为上述母材钢板的板厚的1/4深度位置作为中心的沿板厚方向为0.05mm的范围内，通过使用了EPMA的线分析对上述母材钢板的Mo含量进行测定时，将Mo含量的最大值、Mo含量的最小值及Mo含量的平均值设定为：
[Mo]mMAX：母材钢板的Mo含量的最大值(质量％)
[Mo]mMIN：母材钢板的Mo含量的最小值(质量％)
[Mo]mAVE：母材钢板的Mo含量的平均值(质量％)，
满足([Mo]mMAX-[Mo]mMIN)/[Mo]mAVE<0.50，上述母材钢板的金属组织含有90.0％以上的马氏体，在以距离上述母材钢板的上述表面为上述母材钢板的上述板厚的1/4深度位置作为中心的沿上述板厚方向为0.3mm且沿与上述板厚方向正交的方向为0.6mm的区域中的维氏硬度的标准偏差为20(Hv)以下，上述母材钢板的抗拉强度为2300MPa以上。
(13)根据上述(11)所述的汽车车体，其也可以具有热冲压成形品，上述热冲压成形品具有母材钢板，上述母材钢板具有下述化学组成：以质量％计含有：C：超过0.40％且为0.70％以下、Si：低于2.00％、Mn：0.01％以上且低于0.50％、P：0.200％以下、S：0.0200％以下、sol.Al：0.001～1.000％、N：0.0200％以下、Mo：0.01％以上且低于0.50％、B：0.0002～0.0200％、Ti：0～0.200％、Nb：0～0.200％、V：0～0.200％、Zr：0～0.200％、Cr：0～2.00％、W：0～2.00％、Cu：0～2.00％、Ni：0～2.00％、Ca：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％、REM：0～0.1000％、Bi：0～0.0500％、剩余部分：Fe及杂质，在以距离上述母材钢板的表面为上述母材钢板的板厚的1/4深度位置作为中心的沿板厚方向为0.05mm的范围内，通过使用了EPMA的线分析对上述母材钢板的Mo含量进行测定时，将Mo含量的最大值、Mo含量的最小值及Mo含量的平均值设定为：
[Mo]mMAX：母材钢板的Mo含量的最大值(质量％)
[Mo]mMIN：母材钢板的Mo含量的最小值(质量％)
[Mo]mAVE：母材钢板的Mo含量的平均值(质量％)，
满足([Mo]mMAX-[Mo]mMIN)/[Mo]mAVE<0.50，上述母材钢板的金属组织含有90.0％以上的马氏体，在以距离上述母材钢板的上述表面为上述母材钢板的上述板厚的1/4深度位置作为中心的沿上述板厚方向为0.3mm且沿与上述板厚方向正交的方向为0.6mm的区域中的维氏硬度的标准偏差为20(Hv)以下，上述母材钢板的抗拉强度为2300MPa以上。
(14)根据上述(3)所述的汽车车体，其也可以具有：热冲压成形体，其化学组成以质量％计含有：C：0.15～0.50％、Si：0.0010～3.000％、Mn：0.30～3.00％、Al：0.0002～2.000％、P：0.100％以下、S：0.1000％以下、N：0.0100％以下、Nb：0～0.15％、Ti：0～0.15％、V：0～0.15％、Mo：0～1.0％、Cr：0～1.0％、Cu：0～1.0％、Ni：0～1.0％、B：0～0.0100％、Ca：0～0.010％及REM：0～0.30％，剩余部分包含Fe和杂质，上述热冲压成形体具有包含以面积率计合计为90％以上的马氏体、贝氏体及回火马氏体的金属组织，在表面～距离上述表面为板厚1/4位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比低于1.8，在距离上述表面为上述板厚1/4位置～距离上述表面为板厚1/2位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比低于2.3；以及车体的侧面构件结构，其具备沿着车体的前后方向延伸的筒体和配置于上述筒体的内部的冲击吸收构件，上述冲击吸收构件具有沿着上述前后方向延伸且在车宽方向上为扁平的腹板(web)、与上述腹板的车外侧端部接合且沿着上述前后方向延伸的车外侧凸缘、以及与上述腹板的车内侧端部接合且沿着上述前后方向延伸的车内侧凸缘，上述车外侧凸缘及上述车内侧凸缘具有以从上下夹持上述腹板的方式配置且沿着上述前后方向延伸的肋(rib)。
(15)根据上述(14)所述的汽车车体，其也可以具有：汽车车体用结构构件，其沿着规定方向延伸而形成，并且具有顶板部、与上述顶板部连续的棱线部及与上述棱线部连续的纵壁部，上述汽车车体用结构构件由与上述规定方向交叉的截面形成为大致槽型截面的钢板制的压制成形体制成，上述汽车车体用结构构件具备在上述顶板部从上述规定方向的端部沿上述规定方向延伸而形成的至少一个槽部和形成于上述端部中的至少上述棱线部的范围的外向凸缘，上述端部中的上述槽部的深度(h)、上述槽部的宽度(w)以及上述钢板的板厚(t)满足下述关系：
0.2×H0≤h≤3.0×H0、
H0＝(0.037t-0.25)×w-5.7t+29.2；以及
高强度骨架构件，其具有L字及T字的形状。
(16)根据上述(14)所述的汽车车体，其也可以具有钢构件，上述钢构件具有钢板基材和形成于上述钢板基材的表面的含有Al及Fe的被覆，上述钢板基材具有下述化学组成：以质量％计含有：C：0.10～0.65％、Si：0.10～2.00％、Mn：0.30～3.00％、P：0.050％以下、S：0.0100％以下、N：0.010％以下、O：0.010％以下、Ti：0～0.100％、B：0～0.0100％、Cr：0～1.00％、Mo：0～1.00％、Ni：0～1.00％、Nb：0～0.10％、Cu：0～1.00％、V：0～1.00％、Ca：0～0.010％、Mg：0～0.010％、Al：0～1.00％、Sn：0～1.00％、W：0～1.00％、Sb：0～1.00％、Zr：0～1.00％、Co：0～1.00％及REM：0～0.30％、剩余部分包含Fe及杂质，上述钢板基材具有形成于上述被覆侧的脱碳层，上述脱碳层具有形成于上述被覆侧的内部氧化层，上述脱碳层的距离上述钢板基材与上述被覆的界面的深度为30μm以上，上述内部氧化层的距离上述界面的深度低于20μm，在上述钢板基材与含有Al及Fe的上述被覆之间不包含氧化皮。
(17)根据上述(15)所述的汽车车体，其也可以具有钢构件，上述钢构件具有钢板基材和形成于上述钢板基材的表面的含有Al及Fe的被覆，上述钢板基材具有下述化学组成：以质量％计含有：C：0.10～0.65％、Si：0.10～2.00％、Mn：0.30～3.00％、P：0.050％以下、S：0.0100％以下、N：0.010％以下、O：0.010％以下、Ti：0～0.100％、B：0～0.0100％、Cr：0～1.00％、Mo：0～1.00％、Ni：0～1.00％、Nb：0～0.10％、Cu：0～1.00％、V：0～1.00％、Ca：0～0.010％、Mg：0～0.010％、Al：0～1.00％、Sn：0～1.00％、W：0～1.00％、Sb：0～1.00％、Zr：0～1.00％、Co：0～1.00％及REM：0～0.30％、剩余部分包含Fe及杂质，上述钢板基材具有形成于上述被覆侧的脱碳层，上述脱碳层具有形成于上述被覆侧的内部氧化层，上述脱碳层的距离上述钢板基材与上述被覆的界面的深度为30μm以上，上述内部氧化层的距离上述界面的深度低于20μm，在上述钢板基材与含有Al及Fe的上述被覆之间不包含氧化皮。
(18)根据上述(14)所述的汽车车体，其也可以具有通过如下制造方法制造的托盘，上述制造方法包括：焊接工序，其将具有高抗拉强度的高强度部与具有比上述高强度部低的抗拉强度的低强度部进行焊接；和成形工序，其对上述低强度部以使其包含凹部的方式进行压制加工，上述凹部具有相互成劣角而相邻的第1侧壁的第1侧壁内表面及第2侧壁的第2侧壁内表面中的角部和相对于上述角部中的上述第1侧壁内表面及上述第2侧壁内表面分别成劣角的底壁的上表面中的拐角部，其中，上述托盘具备底壁和从上述底壁的外周立式设置的周侧壁，并且上述托盘具备具有高抗拉强度的高强度部和具有比上述高强度部低的抗拉强度的低强度部，上述低强度部包含凹部而形成，上述凹部具有相互成劣角而相邻的第1侧壁的第1侧壁内表面及第2侧壁的第2侧壁内表面中的角部和相对于上述角部中的上述第1侧壁内表面及上述第2侧壁内表面分别成劣角的上述底壁的上表面中的拐角部。
(19)根据上述(15)所述的汽车车体，其也可以具有通过如下制造方法制造的托盘，上述制造方法包括：焊接工序，其将具有高抗拉强度的高强度部与具有比上述高强度部低的抗拉强度的低强度部进行焊接；和成形工序，其对上述低强度部以使其包含凹部的方式进行压制加工，上述凹部具有相互成劣角而相邻的第1侧壁的第1侧壁内表面及第2侧壁的第2侧壁内表面中的角部和相对于上述角部中的上述第1侧壁内表面及上述第2侧壁内表面分别成劣角的底壁的上表面中的拐角部，其中，上述托盘具备底壁和从上述底壁的外周立式设置的周侧壁，并且上述托盘具备具有高抗拉强度的高强度部和具有比上述高强度部低的抗拉强度的低强度部，上述低强度部包含凹部而形成，上述凹部具有相互成劣角而相邻的第1侧壁的第1侧壁内表面及第2侧壁的第2侧壁内表面中的角部和相对于上述角部中的上述第1侧壁内表面及上述第2侧壁内表面分别成劣角的上述底壁的上表面中的拐角部。
(20)根据上述(16)所述的汽车车体，其也可以具有通过如下制造方法制造的托盘，上述制造方法包括：焊接工序，其将具有高抗拉强度的高强度部与具有比上述高强度部低的抗拉强度的低强度部进行焊接；和成形工序，其对上述低强度部以使其包含凹部的方式进行压制加工，上述凹部具有相互成劣角而相邻的第1侧壁的第1侧壁内表面及第2侧壁的第2侧壁内表面中的角部和相对于上述角部中的上述第1侧壁内表面及上述第2侧壁内表面分别成劣角的底壁的上表面中的拐角部，其中，上述托盘具备底壁和从上述底壁的外周立式设置的周侧壁，并且上述托盘具备具有高抗拉强度的高强度部和具有比上述高强度部低的抗拉强度的低强度部，上述低强度部包含凹部而形成，上述凹部具有相互成劣角而相邻的第1侧壁的第1侧壁内表面及第2侧壁的第2侧壁内表面中的角部和相对于上述角部中的上述第1侧壁内表面及上述第2侧壁内表面分别成劣角的上述底壁的上表面中的拐角部。
(21)根据上述(17)所述的汽车车体，其也可以具有通过如下制造方法制造的托盘，上述制造方法包括：焊接工序，其将具有高抗拉强度的高强度部与具有比上述高强度部低的抗拉强度的低强度部进行焊接；和成形工序，其对上述低强度部以使其包含凹部的方式进行压制加工，上述凹部具有相互成劣角而相邻的第1侧壁的第1侧壁内表面及第2侧壁的第2侧壁内表面中的角部和相对于上述角部中的上述第1侧壁内表面及上述第2侧壁内表面分别成劣角的底壁的上表面中的拐角部，其中，上述托盘具备底壁和从上述底壁的外周立式设置的周侧壁，并且上述托盘具备具有高抗拉强度的高强度部和具有比上述高强度部低的抗拉强度的低强度部，上述低强度部包含凹部而形成，上述凹部具有相互成劣角而相邻的第1侧壁的第1侧壁内表面及第2侧壁的第2侧壁内表面中的角部和相对于上述角部中的上述第1侧壁内表面及上述第2侧壁内表面分别成劣角的上述底壁的上表面中的拐角部。
发明效果
根据本发明，可以提供能够减少在涵盖汽车的制造、使用及废弃的一系列生命周期中所产生的温室效应气体的总量的汽车车体。
附图说明
图1是表示汽车用的每个原材料的制造时的环境负荷(温室效应气体产生量)的特性图。
图2是表示本实施方式的公路行驶用汽车的汽车车体的分解立体图。
图3是表示本实施方式的公路行驶用汽车的汽车车体的分解立体图。
图4是表示本实施方式的汽车车体的外装面板的立体图。
图5是表示本实施方式的汽车车体的单壳体结构的框架的一个例子的立体图，该框架具备冲击吸收骨架构件。
图6是表示本实施方式的汽车车体的单壳体结构的框架的一个例子的立体图，该框架具备座舱骨架构件。
图7是表示在公路行驶用汽车为电动汽车的情况下电动汽车的汽车车体的单壳体结构的框架的地板骨架构件的立体图。
图8是表示表1中所示的汽车车体的投影面积s与车重的关系的图。
图9是表示对发明例5、比较例1、比较例8比较汽车车体的单位投影面积的质量(等价质量)的结果的特性图。
图10是表示汽车车体的体积v与表1中所示的通过CO2等价质量换算而得到的温室效应气体(GHG)总排出量的关系的图。
图11是表示对发明例5、比较例1、比较例9比较扭转刚性的结果的特性图。
图12是表示对发明例5、比较例1通过数值模拟比较侧面碰撞时的汽车车体的中柱向车体内侧的侵入量的结果的特性图。
图13是用于对能量吸收量进行说明的示意图。
图14是表示要素技术A的一个实施方式的骨架构件A10的立体图。
图15是图14的切断线A1-A1的截面图。
图16是对于抗拉强度为980MPa以上的冷轧钢板示出硬度标准偏差比与VDA弯曲试验中的VDA弯曲角度比的关系的曲线图。
图17是表示变形例的骨架构件A20的立体图。
图18是图17的切断线A2-A2的截面图。
图19是表示作为应用结构构件的一个例子的汽车骨架A100的立体图。
图20是用于对实施例中使用的方筒材料的截面形状进行说明的示意图。
图21是对实验例绘制有效宽度比与能量吸收效率的关系而得到的曲线图。
图22是表示通过弯曲试验得到的F-S曲线的一个例子的图。
图23是用于对能量吸收量进行说明的示意图。
图24是表示要素技术C的一个实施方式的骨架构件C10的立体图。
图25是图24的切断线A1-A1的截面图。
图26是对2.0GPa级材料示出硬度标准偏差比与VDA弯曲试验中的VDA弯曲角度比的关系的曲线图。
图27是表示变形例的骨架构件C20的立体图。
图28是图27的切断线A2-A2的截面图。
图29是表示作为应用结构构件的一个例子的汽车骨架C100的立体图。
图30是用于对实施例中使用的方筒材料的截面形状进行说明的示意图。
图31是对实验例绘制有效宽度比与能量吸收效率的关系而得到的曲线图。
图32是表示本实施方式的钢板的例子的示意图。
图33是表示本实施方式的钢构件的例子的示意图。
图34是表示本实施方式的钢构件的其他方式(被覆钢构件)的例子的示意图。
图35是表示热冲压用钢板的硬度测定位置的示意图。
图36是表示热冲压成形品的形状的例子的示意图。
图37是表示3点弯曲试验体的形状的示意图。
图38是表示3点弯曲试验中的试验机及试验体的配置的示意图。
图39是表示要素技术G的一个实施方式的骨架构件的立体图。
图40是图39的切断线A1-A1的截面图。
图41是图40的用A包围的区域的放大图。
图42是对于2.0GPa级材料示出硬度标准偏差比与VDA弯曲试验中的弯曲角度比的关系的曲线图。
图43是表示变形例的骨架构件的立体图。
图44是图43的切断线A2-A2的截面图。
图45是图43的用B包围的区域的放大图。
图46是表示骨架构件的变形例的截面图。
图47是表示凹加强筋部位的变形例的示意图。
图48是表示凹加强筋部位的另一个变形例的示意图。
图49是表示作为应用骨架构件的一个例子的汽车骨架的立体图。
图50是用于对第一实施例中使用的方筒构件的截面形状进行说明的示意图。
图51是对第一实验例绘制有效宽度比与能量吸收效率的关系而得到的曲线图。
图52是用于对第二实施例中使用的方筒构件的截面形状进行说明的示意图。
图53是表示要素技术H的一个实施方式的骨架构件的立体图。
图54是表示上述实施方式的骨架构件的点焊部的附近的概略截面图。
图55是表示图54的沿着假想直线a的硬度分布的曲线图。
图56是表示使用了Mn含量为1.27质量％的钢板构件的骨架构件的点焊部的附近的概略截面图。
图57是表示图56的沿着假想直线a的硬度分布的曲线图。
图58是用于对实施例中使用的构件的截面形状进行说明的示意图。
图59是用于对实验例的3点弯曲试验条件进行说明的示意图。
图60是表示通过3点弯曲试验而产生了焊点断裂(spot fracture)的状态的示意图，示出了在单侧5个部位产生了焊点断裂的状态。
图61是表示通过3点弯曲试验而产生了焊点断裂的状态的示意图，示出了在单侧1个部位产生了焊点断裂的状态。
图62是表示车体的一部分的分解立体图。
图63是表示第1实施方式的侧面构件结构的图62中的A向视截面图。
图64是表示第1实施方式的侧面构件结构的一部分的截面立体图。
图65是表示第1实施方式的侧面构件结构的一部分的分解立体图。
图66是表示第1实施方式的腹板的一部分的侧面图。
图67是对作用于第1实施方式的侧面构件结构的弯曲力矩分布及侧面构件结构的变形模式进行说明的图，图67的(A)为俯视，图67的(B)为侧视。
图68是表示第2实施方式的侧面构件结构的图62中的A向视截面图。
图69是表示第2实施方式的侧面构件结构的一部分的截面立体图。
图70是表示第2实施方式的侧面构件结构的一部分的分解立体图。
图71是表示第2实施方式的腹板的一部分的侧面图。
图72是表示侵入量的数值解析结果的图。
图73是实施方式的托盘的说明图。
图74是实施方式的托盘的立体图。
图75是实施方式的托盘的俯视图。
图76是图75中的A向视截面图。
图77是表示本实施方式的汽车车体的单壳体结构的框架、且座舱骨架构件的一个例子的图。
图78是表示本实施方式的汽车车体的单壳体结构的框架、且在座舱骨架构件中具有L字及T字的形状的高强度骨架构件的一个例子的图。
具体实施方式
以下，参照图对本发明的几个实施方式进行说明。然而，这些说明仅有意地例示出本发明的优选实施方式，并不意图将本发明限定于这样的特定实施方式。
如上所述，如果考虑汽车的生命周期，则为了削减在地球环境中排出的温室效应气体(Green House Gas：GHG)的总量，仅着眼于如上所述的车辆使用时(行驶时)的温室效应气体削减是不充分的，需要削减包含“1.制造构成汽车的材料时产生的温室效应气体”、“2.制造汽车时产生的温室效应气体”、“3.使用汽车时产生的温室效应气体”、“4.废弃汽车时产生的温室效应气体”在内的总温室效应气体量。需要说明的是，在本说明书中，将从这样的观点考虑的以汽车的生命周期中所产生的CO2为代表的温室效应气体称为“生命周期温室效应气体”，CO2量规定为将CO2以外的温室效应气体也进行等价质量换算的合计量。作为CO2以外的温室效应气体，可列举出甲烷、一氧化二氮、氟利昂等臭氧层破坏物质。CO2等价质量的计算方法将在下文叙述。
关于上述的“1.制造构成汽车的原材料时产生的温室效应气体”，作为原材料的钢铁材料与其他原材料相比，每一辆汽车的温室效应气体排出量最小。图1是表示汽车用的每个原材料的制造时的环境负荷(温室效应气体产生量)的特性图，纵轴表示汽车用的材料(通常钢板、高强度钢板(高强度钢)、铝、碳纤维增强塑料(CFRP))，横轴表示每等价功能的温室效应气体产生量[kg-CO2当量/kg-等价部件]。如图1所示，可知：钢铁原材料(通常钢板、高强度钢板)与其他原材料(铝、碳纤维增强塑料)相比，温室效应气体产生量绝对小，通过主要使用钢铁材料作为构成汽车的原材料，从而温室效应气体排出量得以削减，大大有助于生命周期温室效应气体削减。需要说明的是，“CO2当量”也称为“CO2等价质量”，在本说明书中，“CO2当量”、“CO2等价质量”“CO2换算量”定义为相同含义。“CO2等价质量”是用全球变暖系数对CO2(全球变暖系数：1)、与CO2以外的气体、例如甲烷CH4(每单位质量的温室效应为CO2的25倍：全球变暖系数为25)、一氧化二氮N2O(每单位质量的温室效应为CO2的298倍：全球变暖系数为298)进行加权并计算出换算成CO2的质量而得到的。需要说明的是，在本说明书中，通过对每个原材料设定的“CO2等价质量”的换算系数(后述的表4中记载的换算系数)计算出“CO2等价质量”。
另外，关于上述的“3.使用汽车时产生的温室效应气体”，从将汽车轻质化而减少内燃机等驱动源的负荷并削减温室效应气体的观点考虑，就现状而言，主要着眼于使用铝、碳等原材料将汽车多元材料化，将汽车轻质化。因此，实际情况是，通过如图1中所示的温室效应气体产生量比较大的原材料来进行轻质化，并未考虑兼顾上述的“3.使用汽车时产生的温室效应气体”的削减与“1.制造构成汽车的原材料时产生的温室效应气体”的削减。主要原因是，就现状而言，据认为上述的“1.制造构成汽车的原材料时产生的温室效应气体”与“3.使用汽车时产生的温室效应气体”处于折衷选择的关系，完全没有设想要兼顾这两者来进行削减。
本发明的发明者们着眼于兼顾上述的“1.制造构成汽车的原材料时产生的温室效应气体”的削减与“3.使用汽车时产生的温室效应气体”的削减来削减生命周期温室效应气体，对汽车车体100的要素技术、特别是其材料和结构进行了深入研究。本发明的发明者们应用了与汽车车体100的各部的功能相应的新材料(高强度钢材)及新型结构。更详细而言，本发明的发明者们将钢铁材料作为主体来构成汽车车体100，在汽车车体100的各部应用钢铁的新材料，并且在各部应用用于弥补由于与此相伴的钢板薄壁化而导致不足的车体刚性的新型结构。由此，本实施方式的公路行驶用汽车的汽车车体100变得兼顾由钢板薄壁化带来的轻质化和高的刚性，变得能够在满足必要的强度的同时削减生命周期温室效应气体。
图2及图3是表示本实施方式的公路行驶用汽车的汽车车体100的分解立体图。图2示出了以内燃机1作为驱动源的汽车(发动机车)的汽车车体100。另外，图3示出了以电动发动机2作为驱动源的电动汽车的汽车车体100。图2及图3所示的汽车车体100具有外装面板10和单壳体结构的框架20，且在单壳体结构的框架20上安装外装面板10而构成。需要说明的是，外装面板10包含发动机罩12、门14、车顶16、挡泥板18、行李箱盖19等。图2及图3所示的汽车车体100均是从公路行驶用汽车中除去了电池、轮胎及包含水分或油分的液体而得到的。
需要说明的是，在图2中所示的发动机车的汽车车体100和图3中所示的电动汽车的汽车车体100中，电动汽车在车体的地板附近搭载有大容量的电池，因此主要是地板部件的构成不同。在发动机车的汽车车体100中，在框架20上设置有地板15，在框架20上安装有内燃机1、悬架3等。关于电动汽车的汽车车体100，可以也与发动机车同样地是在框架20上安装有发动机2、悬架3等的结构，但也可以是如图3所示那样在地板骨架构件30上搭载有发动机2、悬架3等的结构。此外，电动汽车的汽车车体100在如下方面与发动机车的汽车车体100不同：在地板骨架构件30上具备用于搭载电池的电池箱40。另外，在图3中示出了将地板15安装于框架20上的结构，但地板15也可以安装于电池箱40上，也可以是电池箱40的上表面兼作地板的结构。
本实施方式的公路行驶用汽车的汽车车体100通过应用新型材料及新型结构，从而变得能够满足现有的汽车车体无法满足的规定条件。具体而言，本实施方式的公路行驶用汽车的汽车车体100是从碰撞安全性优异的公路行驶用汽车中除去了电池、轮胎及包含水分或油分的液体后的汽车车体100，上述公路行驶用汽车至少具有包含抗拉强度为1180MPa以上的钢板的钢铁材料、非铁金属材料和树脂材料而构成，其中，抗拉强度为1180MPa以上的钢板的质量mh(kg)相对于汽车车体100的质量m(kg)之比为9％以上，在将汽车车体100的质量设定为m(kg)、将汽车车体100从上方的投影面积设定为s(m2)时，满足以下的式(1)及式(2)。
6<s<11 (1)
m<(272.37×s-835)×0.98 (2)
更优选抗拉强度为1470MPa以上的钢板的质量mh(kg)相对于上述汽车车体100的质量m(kg)之比为9％以上。
需要说明的是，系数0.98是取2％的余量(margin)时的值，更优选将系数设定为0.972而取2.8％的余量。进而，更优选将系数设定为0.965而取3.5％的余量。
另外，本实施方式的公路行驶用汽车的汽车车体100是从碰撞安全性优异的公路行驶用汽车中除去了电池、轮胎及包含水分或油分的液体后的汽车车体100，上述公路行驶用汽车至少具有包含抗拉强度为1180MPa以上的钢板的钢铁材料、非铁金属材料和树脂材料而构成，其中，抗拉强度为1180MPa以上的上述钢板的质量mh(kg)相对于汽车车体100的质量m(kg)之比为9％以上，在将由汽车车体100的原材料构成计算出的制造时、使用时及废弃时的各温室效应气体排出量的CO2等价质量的总和设定为M、将汽车车体100从上方的投影面积设定为s(m2)、将汽车车体100的高度设定为h(m)时，满足以下的式(3)及式(4)。
9<s×h<19 (3)
M<(1925.1×s×h-81.4)×0.98 (4)
更优选抗拉强度为1470MPa以上的钢板的质量mh(kg)相对于上述汽车车体100的质量m(kg)之比为9％以上。
需要说明的是，系数0.98是取2％的余量时的值，更优选将系数设定为0.975而取2.5％的余量。进一步优选将系数设定为0.97而取3％的余量。
另外，就本实施方式的公路行驶用汽车的汽车车体100而言，上述钢铁材料的质量ms(kg)相对于汽车车体100的质量m(kg)之比为64％以上。
另外，就本实施方式的公路行驶用汽车的汽车车体100而言，由抗拉强度为1180MPa以上的钢板制成的钣金部件的质量的总和mht(kg)相对于构成汽车车体100的车身重量mb(kg)之比为24％以上，由抗拉强度为1.9GPa以上的钢板制成的钣金部件的质量的总和mhs(kg)相对于构成汽车车体100的车身重量mb(kg)之比为9％以上。更优选由抗拉强度为1470MPa以上的钢板制成的钣金部件的质量的总和mht(kg)相对于构成汽车车体100的车身重量mb(kg)之比为24％以上。
另外，就本实施方式的公路行驶用汽车的汽车车体100而言，包含0.013％以上的Cu、0.018％以上的Ni及0.002％以上的Sn的钣金部件的质量的总和msc(kg)相对于汽车车体100的钣金部件的质量的总和msp(kg)之比为20％以上。
需要说明的是，“碰撞安全性优异的公路行驶用汽车”包括能够满足以U.S.NCAP为代表的世界各国的碰撞安全基准的“符合新车评估规程的车”。
虽然会在后面详细地进行说明，但上述这些条件通过本实施方式的汽车车体100所具有的新型材料及新型结构被满足，不具有这些新型材料及新型结构的现有的汽车车体则无法满足。需要说明的是，本实施方式的汽车车体100说到底能够通过适当组合采用后述的要素技术A～L中的多个技术来进行实施(可实现)。进而，期望本实施方式的汽车车体100优选采用要素技术A～L中的三个以上技术。
特别是，为了满足上述钢铁材料的质量ms(kg)相对于汽车车体的质量m(kg)之比为64％以上、并且由抗拉强度为1.9GPa以上的上述钢板制成的钣金部件的质量的总和mhs(kg)相对于汽车车体的质量m(kg)之比为9％以上的汽车车体的条件，优选将要素技术A～L如下述那样进行组合。
组合1要素技术B+C+E
组合2要素技术E+G
组合3要素技术A+C+G
组合3-1要素技术A+C+G+K+L
组合4要素技术E+H
组合4-1要素技术E+H+K+L
组合4-2-1要素技术E+H+F
组合4-2-2要素技术E+H+K+L+F
组合5要素技术E+I
组合5-1要素技术E+I+K+L
组合5-2-1要素技术E+I+D
组合5-2-2要素技术E+I+K+L+D
组合5-3-1要素技术E+I+J
组合5-3-2要素技术E+I+K+L+J
组合5-3-3要素技术E+I+D+J
组合5-3-4要素技术E+I+K+L+D+J
需要说明的是，在本说明书中，公路行驶用汽车是指满足各国的法规(型式认证)中的安全基准、在各国的评估试验即NCAP(新车评估规程：New Car AssessmentProgramme)的碰撞安全性能评价中各碰撞试验中的安全性能评价优异的碰撞安全性优异的汽车。需要说明的是，上述评估试验成为比各国的法规更为严格的试验，如果在上述评估试验中得到最高评价(5星评价)，则可以说能够充分地进行公路行驶。
另外，本实施方式的公路行驶用汽车的汽车车体100并不限于图2中所示的发动机车或图3中所示的电动汽车的车体，也可以是以内燃机和电动发动机作为驱动源的混合动力汽车、燃料电池汽车、氢发动机汽车等汽车车体。另外，在图2及图3中示出了具有单壳体结构的框架20的汽车车体，但汽车车体100并不限于具有单壳体结构的框架20的汽车车体，也可以是梯形框架结构的汽车车体。另外，作为公路行驶用汽车的车种类，包括厢式轿车、掀背式车、客货两用车(station wagon)、面包车(one box)、皮卡车等乘用车或商用车。此外，公路行驶用汽车包括卡车等载重汽车。
本实施方式的汽车车体100中所应用的要素技术的概要如下所述。需要说明的是，关于各要素技术的详细情况，将在后面叙述。
1.外板面板
图4是表示本实施方式的汽车车体100的外装面板10的一个例子的立体图。外装面板10具体而言为发动机罩12、门14、车顶16等，设定为压制成形后的表面品质、外观优异者。作为外装面板10的原材料，主要使用抗拉强度为590MPa～780MPa的冷轧高强度钢材。
2.冲击吸收骨架构件(要素技术A、B、C)
图5是表示本实施方式的汽车车体100的单壳体结构的框架20的一个例子的立体图，该框架20具备冲击吸收骨架构件22。在图中标记了灰色浓度的部位具备冲击吸收骨架构件22，其在碰撞时发生变形来吸收碰撞能量。以下示出冲击吸收骨架构件22的材料及结构的详细情况。
2.1.使用了抗拉强度为980MPa以上的冷轧高强度钢材料的结构(要素技术A)
2.2.抗拉强度为1470MPa以上的热冲压成形体(要素技术B)
2.3.能量吸收效率优异的骨架构件(要素技术C)
2.4.具有连续凸缘的骨架构件及其制造方法(要素技术K)
3.座舱骨架构件、地板骨架构件(要素技术D、E、F、G、H)
图6是表示本实施方式的汽车车体100的单壳体结构的框架20的一个例子的立体图，该框架20具备座舱骨架构件24。在图中标记了灰色浓度的部位具备座舱骨架构件24。需要说明的是，座舱骨架构件24中的设置于地板部分的座舱骨架构件24a在发动机车的情况下仅设置于地板15的上部，在电动汽车的情况下设置于地板15的上部及下部。另外，图7是表示在公路行驶用汽车为电动汽车的情况下地板骨架构件30与电动汽车的汽车车体100的单壳体结构的框架20连接而被一体化的状态的立体图。以下示出座舱骨架构件24及地板骨架构件30的材料及结构的详细情况。
3.1.材料
3.1.1.高强度且弯曲性及焊接性优异的钢构件和作为该钢构件的原材料而优选的钢(车体下部位的防锈部件对象、点焊性性能改善)(要素技术D)
3.1.2.具有优异的强度及弯曲性、并且耐载荷高的热冲压成形体(要素技术E)
3.1.3.耐碰撞性优异的作为抗拉强度为2300MPa以上的热冲压成形品的原材料而优选的热冲压用钢板(要素技术F)
3.2.结构
3.2.1.能量吸收效率优异的骨架构件(要素技术G)
3.2.2.通过抑制碰撞时的点焊部的断裂从而能够发挥与高强度化相称的优异的能量吸收性能的骨架构件(要素技术H)
3.2.3.具有连续凸缘的骨架构件及其制造方法(要素技术K)
3.2.4.L字及T字的高强度骨架构件的制造方法(要素技术L)
4.侧梁及电池箱(要素技术I、J)
如图7所示，在单壳体结构的框架20的左右设置有侧梁28。侧梁28也称为边梁(rocker)，是将车辆的侧面部的地板附近前后连接的部件。在电动汽车的情况下，在地板骨架构件30上安装电池箱。以下示出侧梁28及电池箱的材料及结构的详细情况。
4.1.在保持冲击吸收能力的同时能够抑制局部变形的车体的侧面构件结构(侧梁)(要素技术I)
4.2.高碰撞性能电池箱(要素技术J)
应用于电池箱的上盖、地板周边部件等，省略涂装工序而能够削减制造时的温室效应气体排出量。
上述的要素技术A～L均在钢板材料本身或者使用了钢板材料的结构中具有特征，本实施方式通过采用上述这些材料及结构，从而增加汽车车体100中的钢铁材料的重量比而削减上述的“1.制造构成汽车的原材料时产生的温室效应气体”，与此同时通过汽车车体100的轻质化来削减上述的“3.使用汽车时产生的温室效应气体”，其结果是，与现有的汽车车体相比，实现生命周期温室效应气体的大幅削减。
(实施例)
以下例示出实施例，对本发明具体地进行说明。需要说明的是，实施例的条件是为了确认本申请的可实施性及效果而采用的一个例子，本申请并不限于实施例的条件。只要不脱离本申请的主旨，实现本申请的目的，则本申请可以采用各种条件。
在表1及表2中示出了本发明的公路行驶汽车的汽车车体(发明例1-12)和比较例的汽车车体(比较例1-8)的各种特性值。在表1中，作为发明例1-12及比较例1-8的特性值，示出了公路行驶汽车的总车重(重量或质量，以下相同)、汽车车体的车重、宽度w、高度h、长度l、投影面积s、体积v、铁合金的重量％、铝合金的重量％、其他非铁金属的重量％、树脂材料的重量％、其他材料的重量％、超高强度钢材的重量％、超高强度钢材的重量、废料比率、动力传动系统种类、温室效应气体总排出量(在表中记载为GHG排出量)。
公路行驶汽车的总车重是搭载乘员而能够在公路上行驶的状态的汽车本身的重量。总车重是一辆汽车的总重量，例如包含车体、内饰、座椅、汽车导航等附件、电池、电配线等电子部件、悬架、发动机、电动发电机、变速器、制动系统、加热冷却系统、空调、转向系统、安全气囊等安全装置、用于加速及减速的踏板系统、油、燃料、制冷剂等流体。
汽车车体的车重是从上述公路行驶汽车的总车重中除去了电池、轮胎、包含水分或油分的液体(公路行驶汽车的全部流体(冷却水、空调的制冷剂、刹车油、发动机油、差速器油、清洗液等))而得到的重量。
关于比较例中的各重量，将一般流通的公路行驶汽车的汽车车体分解，对进行形状及重量测定而得到的数据进行测定、解析来求出。关于一部分的比较例及发明例中的各重量，通过对利用CAD(Computer-Aided Design；计算机辅助设计)而得到的设计开发数据进行测定、解析来求出。
宽度w、高度h、长度l分别为通过日本工业标准JISD 0302-1996汽车-外围尺寸的测定方法而指定的全宽、全高、全长。
另外，投影面积s为汽车车体从上方的投影面积，存在投影面积s＝宽度w×长度l的关系。另外，本说明书中记载的体积v是车辆尺寸的指标，规定为体积v＝投影面积s×高度h。
铁合金的重量％为由铁(板材、条、棒、线、管、型材、锻造品等钢材、铸铁等)制成的部件总重量相对于上述汽车车体的车重的比例。
铝合金的重量％为由铝(板材、条、棒、线、管、型材、锻造品等铝材、铝铸件等)制成的部件总重量相对于上述汽车车体的车重的比例。
其他非铁金属的重量％为由铁和铝以外的非铁金属制成的部件总重量相对于上述汽车车体的车重的比例。
超高强度钢材的重量为由部件强度1180MPa级以上的材料制成的部件的总重量。上述部件强度是从部件中采集JIS5号试验片、并按照JIS Z2241:2011金属材料拉伸试验方法计测而得到的抗拉强度σts的值。在无法从部件中采集JIS5号试验片的情况下，按照JIS Z2244:2009维氏硬度试验-试验方法，使用以试验载荷50kg进行测定而得到的维氏硬度，由上述维氏硬度HV利用以下式(5)计算出抗拉强度，作为上述部件强度。
抗拉强度σts＝HV×3.27(5)
另外，废料比率是将废料再循环而得到的钢板的使用率，是包含0.013％以上的Cu、0.018％以上的Ni及0.002％以上的Sn的钣金部件的质量的总和相对于钣金部件的质量的总和之比。发明者们对使用了高炉材料的部件和使用了废料再循环材料的部件分别进行化学分析，反复进行了深入研究，结果发现，根据上述Cu、Ni、Sn的化学成分，能够判断将废料再循环而得到的部件。在使用了高炉材料的原材料中不会被检测出的化学成分的数值范围是：Cu为0.013％以上、Ni为0.018％以上及Sn为0.002％以上，可以判断上述这些元素是从废料中不可避免地混入的元素。在废料中，作为其他杂质元素，也可以包含H、Na、Cl、Co、Zn、Ga、Ge、As、Se、Y、Tc、Ru、Rh、Pd、Ag、Cd、In、Te、Cs、Ta、Re、Os、Ir、Pt、Au、Pb、Bi、Po。Cu的含量的上限值为1.0％以下。在利用废料制造钢板时，如果Cu超过1.0％，则发生热加工开裂，制造性降低。另外，Sn的含入量的上限值为0.5％以下。在利用废料制造钢板时，如果Sn超过0.5％，则发生热加工开裂，制造性降低。另外，Ni的含量的上限值为5.0％以下。Ni为了将Cu、Sn无害化而被添加，但添加超过5.0％的Ni会导致成本上升。
温室效应气体总排出量(GHG排出量)是根据上述的“1.制造构成汽车的原材料时产生的温室效应气体”、“2.制造汽车时产生的温室效应气体”、“3.使用汽车时产生的温室效应气体”及“4.废弃汽车时产生的温室效应气体”计算出CO2等价质量并进行合计而得到的值，相当于生命周期温室效应气体的排出量。温室效应气体总排出量(GHG排出量)是通过后述的方法计算出的值。
发明例1-12的各特性值是本发明的发明者们对汽车车体100进行测定、解析而得到的，该汽车车体100是本发明的发明者们使用上述的各要素技术而构成的。另外，比较例1-8的各特性值是本发明的发明者们对一般流通的公路行驶汽车的汽车车体进行测定、解析而得到的，但关于一部分的比较例，使用了在世界汽车用钢联盟(WAS：World AutoSteel，以下称为WAS)的网站中作为默认值记载的值。WAS是世界钢铁协会(世界钢铁联盟)的汽车分会，由世界的17个钢铁制造商构成。需要说明的是，在上述生命周期温室效应气体的排出量的解析时，适当使用从WAS的主页(https://www.worldautosteel.org/life-cycle-thinking/case-studies/comparing-material-usage-in-production-vehicle-efficient-designs/)下载的表格(excel)形式的解析用的软件(以下称为WAS解析用软件)。
关于“1.制造构成汽车的原材料时产生的温室效应气体”的计算，将WAS解析用软件的默认设定作为基本条件。在该默认设定中，废料向高炉中的装入率为11.9％，利用了废料的再循环材料的使用率基于统计数据，设定为板材为5％、棒线材为85％、铸铁为100％。将这些假定为基础条件，以成为表1所示的各种原材料构成的方式输入数值并进行计算。通过使用上述的各要素技术，能够实现利用了废料的再循环材料的使用率的提高，因此在发明例6、7、9、10中，关于抗拉强度为1180MPa级以下的板材，分别设定再循环材料的使用率并进行解析。
关于“2.制造汽车时产生的温室效应气体”的计算，也同样地将WAS解析用软件的默认设定作为基本条件，就汽车部件生产中的原材料成品率而言，假定为钢板为55％、铝合金板为52％、板棒线材为75％、铸铁、铝挤出材料及铝铸件材料为80％，以成为表1所示的各种原材料构成的方式输入数值并进行计算。
在“3.使用汽车时产生的温室效应气体”的计算中，分别选择对象车种类的动力传动系统种类(汽油发动机车、柴油发动机车、混合动力车、电动汽车)。由各分析对象的汽车的尺寸、重量对相应的车种类(小型车、中型汽车、SUV、电动汽车级别)进行分类并设定。汽车的行驶模式设定为以下的WLTP(等级3b)模式的设定。
WLTP模式
·平均速度：36.57km/h
·最高速度：97.4km/h
·行驶时间：1477秒
·行驶距离：15.01km
·怠速比率：15.4％
·冷启动比率：100％
行驶距离假定为100000km，以加入车体轻质化量并考虑动力传动系统的尺寸调整的方式来设定。另外，电动汽车的电力以使用在日本发电的电力的方式来设定，输入表1所示的发明者们进行解析而得到的车身重量的数值并进行计算。
在“4.废弃汽车时产生的温室效应气体”的计算中，也将WAS解析用软件的默认设定作为基本条件，假定钢材的再循环率为90.3％、铝合金材的再循环率为78.6％，以由向汽车以外的再循环带来的能量回收也作为CO2吸收量考虑在内的方式来设定。
关于CO2等价质量的计算，使用将表3所示的原材料的制造工艺、车辆的制造工艺、燃料的制造及使用工艺、原材料及车辆的再循环工艺中的温室效应气体作为CO2等价质量进行计算的系数，使用重量或能量求出CO2等价质量。这些数值为WAS解析用软件的默认设定值，是基于各物质及各工艺中的温室效应气体排出量的统计数据而设定的值。
按照以上的步骤，根据“1.制造构成汽车的原材料时产生的温室效应气体”、“2.制造汽车时产生的温室效应气体”、“3.使用汽车时产生的温室效应气体”及“4.废弃汽车时产生的温室效应气体”计算出CO2等价质量并进行合计，由此计算出表1中记载的温室效应气体总排出量(GHG排出量)。
[表1]
[表2]
[表3]
就发明例1-12而言，为了削减上述的“1.制造构成汽车的原材料时产生的温室效应气体”，通过上述的各要素技术来使用钢铁材料，其结果是，铁重量相对于车重的比例(铁合金的重量％)变高。如表1所示，在发明例1-12中，铁合金的重量％均为64％以上。另一方面，在比较例1-8中，包含了铁合金的重量％为64％以上者和铁合金的重量％低于64％者。
另外，就发明例1-12而言，通过上述的要素技术的应用，变得能够使超高强度钢材的重量％大于比较例。如表1所示，在发明例1-12中，超高强度钢材的重量％均为9％以上。另一方面，在比较例1-8中，超高强度钢材的重量％最大也为4％(比较例1、3)。另外，发明例的超高强度钢材的重量本身最低也成为102.3kg。在发明例5中，1180MPa以上的超高强度钢材的重量％为14％，但1470MPa以上的超高强度钢材的重量％为8％。另一方面，在发明例11中，1180MPa以上的超高强度钢材的重量％同样为14％，但1470MPa以上的超高强度钢材的重量％为9％。将发明例11与发明例5进行比较可知：虽然体积v同等，但发明例11更能够减少生命周期温室效应气体。由此，可以说更优选抗拉强度为1470MPa以上的钢板的质量mh(kg)相对于上述汽车车体100的质量m(kg)之比为9％以上。
另外，就发明例6、7、9、10而言，通过上述的要素技术的应用，从而以1180MPa级以上的超高强度钢部件能够确保强度和性能，因此能够提高废料再循环材料在上述超高强度钢部件以外的使用比率。由此，就发明例6、7、9、10而言，包含0.015％以上的Cu、0.01％以上的Ni及0.004％以上的Sn的钣金部件的质量的总和msc(kg)相对于钣金部件的质量的总和msp(kg)之比为20％以上，使用了废料再循环材料的部件的使用比例与比较例1-8相比大幅提高。将发明例8和10进行比较可知，通过将上述废料比率从6％增加至20％，能够将汽车以外的再循环也考虑在内的生命周期温室效应气体削减47kgCO2-eq。此外，将发明例5和7进行比较可知，通过将上述废料比率从5％增加至60％，能够将汽车以外的再循环也考虑在内的生命周期温室效应气体削减94kgCO2-eq。由此，上述废料比率越多越优选，更优选的数值范围为20％以上。另外，发明者们进行了深入研究的结果是，在废料比率超过60％的情况下，部件的成形性及性能不成立，观察到碰撞时的车辆性能降低。因此，废料比率的上限为60％。
图8是表示表1中所示的汽车车体的投影面积s与车重的关系的图，横轴表示汽车车体的投影面积s，纵轴表示车重。如图8所示，投影面积s变得越大，则车重变得越大。需要说明的是，在发明例1-12及比较例1-8中，在将汽车车体从上方的投影面积设定为s(m2)时，投影面积s均大于6且低于11，满足了式(1)的条件。
如图8所示，可知：就使用了上述的各要素技术的发明例1-12而言，增加了新型原材料(超高强度钢材)的使用率，因此与投影面积s相应的车重与比较例1-8相比更降低。更详细而言，在将车重设定为y、将投影面积设定为x时，对于发明例1-12各自，如果将投影面积s和车重代入图8的横轴和纵轴中并绘制〇标志的点，则在附图上各点位于比以下的式(6)所示的直线L1更靠下的位置。
y＝272.37×x-840 (6)
另一方面，对于比较例1-8各自，如果将车重和投影面积代入图8的横轴和纵轴中并绘制△标志、□标志的点，则在附图上各点位于式(6)所示的直线L1上或者比直线L1更靠上的位置。需要说明的是，△标志表示铁合金的重量％为64％以上的比较例1-5，□标志表示铁合金的重量％低于64％的比较例6-8。
这里，在任意的汽车车体的车重(质量)为m(kg)、投影面积为s(m2)时，关于将该汽车车体的车重m和投影面积s代入图8的横轴和纵轴中而绘制的点位于比直线L1靠下侧的位置的条件，如果取2％的余量，则m比将投影面积s代入式(6)的x中而得到的y的值的0.98倍小，因此发明例1-12变得满足上述的式(2)的条件。需要说明的是，如上述那样余量的值也可以为3.5％。
如上所述，应用了上述的各要素技术的结果是，发明例1-12的汽车车体100与比较例1-8的汽车车体相比，与投影面积相应的车重降低。更具体而言，发明例1-12的汽车车体100以钢铁材料作为主体而构成，在各部应用钢铁的新材料，并且在各部应用了用于弥补由于与此相伴的钢板薄壁化而导致不足的车体刚性的新型结构，因此与比较例1-8的汽车车体相比，与投影面积相应的车重降低。因此，根据发明例1-12，特别是上述的“1.制造构成汽车的原材料时产生的温室效应气体”和“3.使用汽车时产生的温室效应气体”这两者得到削减，因此能够削减生命周期温室效应气体。
图9是表示对发明例5、比较例1、比较例8比较汽车车体100的单位投影面积的质量(等价质量)的结果的特性图。如表1所示，比较例8是铁合金的重量％低至59％、铝合金的重量％高至16％、大量使用了铝的铝多用车的车体。另一方面，比较例1是铁合金的重量％高至77％、铝合金的重量％低至6％、大量使用了钢铁材料的车体。因此，如图9所示，就比较例1和比较例5而言，比较例8与比较例1相比等价质量变得更小。发明例5尽管铁合金的重量％高至75％，以钢铁材料作为主体而构成，但在各部应用钢铁的新材料，并且在各部应用了用于弥补由于与此相伴的钢板薄壁化而导致不足的车体刚性的新型结构。由此，可知：发明例5与比较例1相比等价质量充分地变小，具有与作为铝多用车的车体的比较例8同等的等价质量，被轻质化至与铝多用车的车体同等的等级。
图10是表示汽车车体的体积v与表1中所示的通过温室效应气体的CO2等价质量换算而得到的温室效应气体总排出量的关系的图，横轴表示汽车车体的体积v，纵轴表示基于上述CO2等价质量的排出量。如图10所示，体积v越变大，则构成汽车车体100的钢铁材料、非铁金属材料、树脂材料等材料的使用量越增加，因此温室效应气体排出量越变大。需要说明的是，在发明例1-12及比较例1-8中，在将汽车车体从上方的投影面积设定为s(m2)、将汽车车体的高度设定为h(m)时，体积v(＝s×h)(m3)的值均大于9且低于19，满足了式(3)的条件。
如图10所示，可知：就使用了上述的要素技术的发明例1-12而言，由于增加铁重量相对于车重的比例(铁合金的重量％)，降低铝、碳纤维增强塑料(CFRP)等材料的重量相对于车重的比例，因此与比较例1-8相比，削减了基于上述CO2等价质量的温室效应气体排出量。更详细而言，在将基于上述CO2等价质量的温室效应气体排出量设定为y、将汽车车体的体积设定为x时，对于发明例1-12各自，如果将体积和基于上述CO2等价质量的温室效应气体排出量代入图10的横轴和纵轴中并绘制〇标志的点，则在附图上各点位于比以下的式(7)所示的直线L2更靠下的位置。
y＝1925.1×x-121.4 (7)
另一方面，对于比较例1-8各自，如果将体积和基于上述CO2等价质量的温室效应气体排出量代入图10的横轴和纵轴中并绘制△标志、□标志的点，则在附图上各点位于式(6)所示的直线L2上或者比直线L2更靠上的位置。需要说明的是，△标志表示铁合金的重量％为64％以上的比较例1-5，□标志表示铁合金的重量％低于64％的比较例6-8。
这里，在任意的汽车车体的体积为v(m3)、基于上述CO2等价质量的温室效应气体排出量为M时，关于将该汽车车体的体积v和上述温室效应气体排出量M代入图10的横轴和纵轴中而绘制的点在附图上位于比直线L2靠下侧的位置的条件，如果取2％的余量，则M比将体积v(＝投影面积s×高度h)代入式(7)的x中而得到的y的值的0.98倍小，因此发明例1-12变得满足上述的式(4)的条件。需要说明的是，如上述那样余量的值也可以为2.5％。
如上所述，应用了上述的各要素技术的结果是，发明例1-12的汽车车体100与比较例1-8的汽车车体相比，可削减与体积v相应的上述温室效应气体排出量。更具体而言，发明例1-12的汽车车体100以钢铁材料作为主体而构成，在各部应用钢铁的新材料，并且在各部应用了用于弥补由于与此相伴的钢板薄壁化而导致不足的车体刚性的新型结构，因此与比较例1-8的汽车车体相比，与体积v相应的上述温室效应气体排出量降低。因此，根据发明例1-12，能够削减生命周期温室效应气体。
在表2中，作为发明例1-12及比较例1-8的特性值，示出了车身重量、铝合金的重量％、树脂材料的重量％、铁合金的重量％、抗拉强度为1.9GPa以上的高强度钢材的重量％、抗拉强度为1180MPa以上且低于1.9GPa的高强度钢材的重量％、抗拉强度为780MPa以上且低于1180MPa的高强度钢材的重量％、抗拉强度为590MPa以上且低于780MPa的高强度钢材的重量％、抗拉强度为390MPa以上且低于590MPa的高强度钢材的重量％。
在表2中，车身重量是在由钣金部件构成的框架20和构成汽车车体的部件之中的图1及图2中所示的框架20、发动机罩12及行李箱盖19等盖物、挡泥板18以及保险杠17等部件(包含钣金部件以外的部件(内装部件、内置部件等))的总和的质量。铝合金的重量％、树脂材料的重量％、铁合金的重量％、各高强度钢材的重量％是铝合金的质量、树脂材料的质量、铁合金的质量、各高强度钢材的质量相对于车身重量之比。
如表2所示，可知：就发明例1-12而言，与比较例1-8相比，各高强度钢材的重量％变得更高。例如，就发明例1-12而言，抗拉强度为1.9GPa以上的高强度钢材的重量％最小也为9％(发明例2)。另一方面，在比较例1-8中，均未使用抗拉强度为1.9GPa以上的高强度钢材，抗拉强度为1.9GPa以上的高强度钢材的重量％为0。另外，就发明例1-12而言，抗拉强度为1180MPa以上且低于1.9GPa的高强度钢材的重量％最小也为8％(发明例3、6)。另一方面，就比较例1-8而言，抗拉强度为1180MPa以上且低于1.9GPa的高强度钢材的重量％最大也为7％(比较例4)。如果对上述抗拉强度为1.9GPa以上的高强度钢材的重量％和上述抗拉强度为1180MPa以上且低于1.9GPa的高强度钢材的重量％进行合计并定义为抗拉强度为1180MPa以上的高强度钢材的重量％，则就发明例1-12而言，最小也为24％(发明例3、6)。
就发明例1-12而言，应用了上述的各要素技术的结果是，能够提高1.9GPa以上及1180MPa以上且低于1.9GPa的高强度钢材比率，有助于轻质化。因此，如表1所示，可知：根据发明例1-12，变得能够削减生命周期温室效应气体。由表1、2的结果可知，抗拉强度为1180MPa以上的高强度钢材的重量％相对于车身重量的比率为24％以上，更优选为38％以上。此外，抗拉强度为1.9GPa以上的高强度钢材的重量％相对于车身重量的比率为9％以上，更优选为16％以上。
在发明例5中，1180MPa以上的超高强度钢材的重量％相对于车身重量为40％，但1470MPa以上的超高强度钢材的重量％相对于车身重量为23％。另一方面，在发明例11中，1180MPa以上的超高强度钢材的重量％相对于车身重量为41％，但1470MPa以上的超高强度钢材的重量％相对于车身重量为24％。如果将发明例11和发明例5进行比较，则可知：虽然体积v同等，但发明例11更能够减少生命周期温室效应气体。由此，可以说更优选抗拉强度为1470MPa以上的钢板的质量(kg)相对于上述车身重量之比为24％以上。
在表3中示出了对发明例1-12及比较例1-8进行了碰撞试验的结果。在表3中，关于正面碰撞、偏置碰撞、侧面碰撞、柱碰撞、从后方的碰撞各自的试验结果以评价值A～D表示。在该评价中，将获得各国的法规中的认证(型式认证)、并且公开了欧洲新车安全评鉴协会(EURO NCAP)试验中的5星评价报告的碰撞安全性能优异的比较例1的车体作为基准(评价B)。需要说明的是，关于比较例2-8的车体，也成为获得各国的法规中的认证(型式认证)的车体，但通过与比较例1的比较而记载了安全性能评价结果。
使用数值模拟，对正面碰撞、偏置碰撞、侧面碰撞、柱碰撞、从后方的碰撞分别评价座舱骨架的变形量、能量吸收量，与比较例1比较试验结果，由此对安全性能进行了评价。在正面碰撞、偏置碰撞中，对前柱向座舱中的相对侵入量进行比较；在侧面碰撞中，对中柱向座舱中的相对侵入量进行比较；在柱碰撞中，对侧梁(车门槛板；rocker panel)向座舱中的侵入量进行比较；在从后方的碰撞中，对后柱向座舱中的侵入量进行比较。
然后，将试验结果比欧洲新车安全评鉴协会试验中的5星评价的车辆(比较例1)更优异者设定为评价A。另外，将比比较例1的安全试验结果差但没有发生部件的割断者设定为评价C。此外，将比比较例1的安全试验结果差且部件中发生了断裂者设定为评价D。需要说明的是，即使是评价D，也是获得各国的法规中的认证(型式认证)的水准，是作为公路行驶用汽车而言没有问题的评价。
[表4]
记号 正面碰撞 偏置碰撞 侧面碰撞 柱侧面碰撞 从后方的碰撞
发明例1 A A B B A
发明例2 C C B B A
发明例3 B A B A A
发明例4 B B A A B
发明例5 B B B B B
发明例6 B B B B B
发明例7 B C B B B
发明例8 B B A A B
发明例9 B B B B A
发明例10 B B B A B
发明例11 B B B B B
发明例12 B B B B B
比较例1 B B B B B
比较例2 C C B D C
比较例3 C C B B A
比较例4 B B B C C
比较例5 B B B A A
比较例6 B B A A B
比较例7 B B B B A
比较例8 A A B B A
如表3所示，就发明例1、3-6、8-12而言，正面碰撞、偏置碰撞、侧面碰撞、柱碰撞、从后方的碰撞均得到了与欧洲新车安全评鉴协会试验中的5星评价的车辆的安全试验结果同等以上的结果(评价A或评价B)。关于发明例2，仅正面碰撞和偏置碰撞为评价C，但关于侧面碰撞、柱碰撞及从后方的碰撞，均得到了与欧洲新车安全评鉴协会试验中的5星评价的车辆的安全试验结果同等以上的结果(评价A或评价B)。另外，关于发明例7，仅偏置碰撞为评价C，但关于正面碰撞、侧面碰撞、柱碰撞及从后方的碰撞，均得到了与欧洲新车安全评鉴协会试验中的5星评价的车辆的安全试验结果同等以上的结果(评价A或评价B)。
因此，根据发明例1-12，能够在满足与欧洲新车安全评鉴协会试验中的5星评价的车辆的安全试验结果同等程度或该程度以上的碰撞试验性能的同时削减上述的生命周期温室效应气体。
图11及图12是表示发明例的车辆的刚性及碰撞安全性能与比较例1同等的具体例的特性图。图11是表示对发明例5、比较例1、比较例9比较扭转刚性的结果的特性图。如图11所示，发明例5尽管使用了薄板的超高强度钢材，但具有与比较例1同等的扭转刚性。图11所示的比较例9示出了下述情况：未使用在发明例5中采用的新型结构、而单纯地将比较例1高强度、薄壁化而进行轻质化。如果对发明例5和比较例9进行比较，则可知：根据发明例5，通过应用新型结构，从而扭转刚性与比较例1变得同样，能够确保车辆的刚性。
图12示出了对发明例5、比较例1通过数值模拟比较侧面碰撞时的汽车车体100的中柱26向车体内侧的侵入量的结果。需要说明的是，中柱26如图6所示那样构成座舱骨架构件24。在图12中，横轴表示侧面碰撞时的中柱26的侵入量，纵轴表示中柱26的高度方向的位置。如图12所示，可知：特别是在中柱26的高度方向的位置处在430～1150mm的范围内，发明例5与比较例1相比中柱的侵入量得到降低。可知：根据发明例5，通过应用新型原材料及结构，从而中柱的侵入量与比较例1同等，因此为与欧洲新车安全评鉴协会试验中的5星评价的车辆同等以上的碰撞安全性能。
接下来，对上述的要素技术A～L各自的详细情况进行说明。需要说明的是，为了简化说明，各要素技术的说明中的构成要素、式子、实施例等符号按照每个要素技术来赋予。因此，有时会赋予相同符号。
(要素技术A)
要素技术A是一种骨架构件，其通过对钢板进行冷压成形来形成，上述骨架构件具有与长度方向垂直的截面为闭合截面的闭合截面部，上述闭合截面部具有作为曲率半径比该截面中的最大外形尺寸更大的部位的至少一个平坦部位，在将上述至少一个平坦部位中的具有相对于通过卡门的有效宽度式求出的有效宽度而言的比例为最大的宽度的平坦部位定义为基准平坦部位时，上述基准平坦部位处的板厚中心部的维氏硬度为300Hv以上，上述基准平坦部位的宽度为上述有效宽度的2.0倍以下，用上述基准平坦部位的表层部处的硬度频率分布的标准偏差除以上述基准平坦部位的板厚中心部处的硬度频率分布的标准偏差而求出的标准偏差比大于1.0。
根据上述的要素技术A，通过在基准平坦部位将宽度及硬度标准偏差比控制为适当的范围，从而能够在抑制弹性屈曲的同时防止由轴向的载荷导致的折皱变形的过程中的断裂。由此，即使在使用了高强度的薄壁构件的情况下，也能够得到高度的能量吸收性能。因此，变得能够发挥优异的能量吸收效率。
本发明的发明者们对能够发挥优异的能量吸收效率的骨架构件的构成进行了深入研究。
首先，为了发挥优异的能量吸收效率，具有一定以上的屈服强度是重要的。在由于碰撞而导致对轴向施加输入载荷时，有时会在变形初期发生在平坦部位的弹性屈曲。如果发生弹性屈曲，则有可能无法得到必要的屈服强度，无法发挥优异的能量吸收效率。
另外，为了发挥优异的能量吸收效率，下述事项也是重要的：在刚刚由于碰撞而导致对轴向施加输入载荷后，通过骨架构件实现所期望的变形模式下的折叠变形来高效地吸收冲击能量。特别是，如果发生由轴向的载荷导致的折皱变形的过程中的断裂(在折叠部的断裂)，则有可能无法发挥优异的能量吸收效率。
因此，可以说如果能够设定为在平坦部位不易发生弹性屈曲的截面设计，并且赋予不易断裂的高弯曲性能，则能够发挥优异的能量吸收效率。
这里，在作为用于实现轻质化的方法而将构件进行高强度化并薄壁化的情况下，发生下述的问题。
·由于薄壁化，使得在构件的平坦部位的弹性屈曲变得容易发生，因此导致难以得到必要的屈服强度。
·由于高强度化，使得钢板的弯曲性能降低，在变形开始后的折叠部变得容易产生断裂，导致难以高效地吸收冲击能量。
本发明的发明者们着眼于上述的问题成为妨碍高强度钢板的进一步高强度化及薄壁化的主要原因。
本发明的发明者们通过进一步进行了研究而发现：通过在基准平坦部位将宽度及硬度标准偏差比控制为适当的范围，从而能够在抑制弹性屈曲的同时防止由轴向的载荷导致的折皱变形的过程中的断裂。发现：通过这样的控制，能够消除在使用高强度钢板的情况下所担忧的上述问题，发挥优异的能量吸收效率，从而完成了要素技术A。
以下，对基于上述见解而成的要素技术A的第一实施方式的骨架构件A10进行说明。
需要说明的是，在本说明书及附图中，对于实质上具有相同功能构成的构成要素，通过标注相同符号来省略重复说明。
首先，对本说明书中的语句进行说明。
“长度方向”是指骨架构件的材轴方向、即轴线延伸的方向。
“平坦部位”是指在骨架构件的与长度方向垂直的截面中直线状的部位，具体是指曲率半径比截面的最大外形尺寸更大的部位。最大外形尺寸是指该截面中的任意两点的端部间距离成为最大的直线的长度。
“拐角部位”是指骨架构件的与长度方向垂直的截面中的除平坦部位以外的非直线状的部位。
“宽度”是指沿着闭合截面部的周向的线长，“平坦部位的宽度”是指在平坦部位中的一端与另一端之间的线长。
“有效宽度”是由基于卡门的有效宽度理论的以下的(A1)式、即卡门的有效宽度式求出的有效宽度We。
We＝t(4π2E/12(1-ν2)σy)1/2(A1)式
其中，
σy：平坦部位的屈服应力(MPa)
E：平坦部位的杨氏模量(MPa)
t：平坦部位的板厚(mm)
ν：平坦部位的泊松比。
另外，在钢板中，上述平坦部位的杨氏模量、平坦部位的泊松比使用一般的物性值即可，进而也可以通过将平坦部位的屈服应力置换成板厚中心部的维氏硬度，从而由We＝577t/√h的式子求出有效宽度We。
其中，
t：平坦部位的板厚(mm)
h：平坦部位的板厚中心部的维氏硬度(Hv)。
在难以通过(A1)式求出有效宽度We的情况下，可以通过上述式子来求出。
“有效宽度比”是指平坦部位的宽度W相对于有效宽度We的比例，是通过W/We计算出的值。可以说有效宽度比的值越小，则越是不易发生弹性屈曲的截面形状。
“基准平坦部位”是指在长度方向的任意位置的闭合截面部中的平坦部位中的有效宽度比为最大的平坦部位。
“表层部”是指从钢板的表面起在板厚方向上的间隔距离为钢板板厚的1％的深度位置与从钢板的表面起在板厚方向上的间隔距离为钢板板厚的5％的深度位置之间的区域。
“板厚中心部”是指从钢板的表面起在钢板的板厚方向上的间隔距离为板厚的3/8的深度位置。
作为深度位置的基准的“钢板的表面”是指母材钢板的表面。例如，在实施有镀覆或涂装的情况下或形成有锈等的情况下，将除去镀覆、涂装及锈后的状态的钢板的表面作为深度位置的基准。需要说明的是，在母材钢板的表面形成有镀覆、涂装、锈等表层被膜的情况下，该表层被膜与母材钢板的表面的边界可通过各种公知的方法容易地识别。
“能量吸收量”是根据使骨架构件发生折皱变形时的冲击器反作用力(载荷)与冲程的关系而计算出的能量吸收量。如图13所示，冲击器反作用力(载荷)和冲程可以如下所述地得到：以长度方向成为上下方向的方式配置骨架构件，在将下端侧完全约束的状态下，使刚体平面冲击器从上端侧沿着空心箭头的方向碰撞。
“能量吸收效率”是骨架构件的单位截面积(板厚×截面线长)的能量吸收量。在骨架构件在长度方向上不具有一样的截面的情况下，是与构件长度方向垂直的闭合截面中的截面积(板厚×截面线长)成为最小的闭合截面中的单位截面积(板厚×截面线长)的能量吸收量。
图14是骨架构件A10的立体图。骨架构件A10是沿着长度方向延伸的中空筒状的构件。
图15是图14的切断线A1-A1的截面图。如该图15所示，骨架构件A10通过四个平坦部位A11和四个拐角部位C而形成大致矩形状的闭合截面部。
具体而言，该闭合截面部通过下述方式形成：具备第一平坦部位A11a、介由拐角部位C与第一平坦部位A11a相连的第二平坦部位A11b、介由拐角部位C与第二平坦部位A11b相连的第三平坦部位A11c和介由拐角部位C与第三平坦部位A11c相连的第四平坦部位A11d，并且第四平坦部位A11d介由拐角部位C与第一平坦部位相连。
四个拐角部位C均具有相同的曲率半径r。例如，在最大外形尺寸为140mm的情况下，曲率半径r为140mm以下即可。四个拐角部位C的曲率半径不需要相同，也可以互不相同。曲率半径的上限值没有特别规定，但曲率半径大于截面的最大外形尺寸的部位被视为单独的平坦部位或相邻的平坦部位的一部分，而不被视为拐角部位，因此可以说拐角部位C的曲率半径的上限值实质上“低于截面的最大外形尺寸”。
在本申请中，基准平坦部位定义为闭合截面部中的平坦部位中的有效宽度比为最大的平坦部位。
第一平坦部位A11a、第二平坦部位A11b、第三平坦部位A11c及第四平坦部位A11d均具有相同的屈服应力σy、杨氏模量E、板厚t及泊松比ν。
因此，对各个平坦部位A11通过宽度W/有效宽度We计算出的有效宽度比仅依赖于各个平坦部位A11的宽度W而确定。
因此，在本实施方式中，将闭合截面部中的宽度W最大的第一平坦部位A11a和第三平坦部位A11c设定为基准平坦部位。
在基准平坦部位，在骨架构件A10受到向轴向的压缩力时，最容易在变形初期发生弹性屈曲。因此，如果该基准平坦部位的宽度WS过大，则无法得到必要的屈服强度，变得难以发挥优异的能量吸收效率。因此，基准平坦部位的宽度WS的上限设定为有效宽度We的2.0倍以下。
需要说明的是，基准平坦部位的宽度WS的下限没有特别设定，但如果基准平坦部位的宽度WS过小，则骨架构件A10的闭合截面部的面积降低，变得难以确保屈服强度。
因此，基准平坦部位的宽度WS优选为有效宽度We的0.1倍以上。
从轻质化的观点考虑，基准平坦部位处的板厚优选为4.2mm以下。
另一方面，在基准平坦部位的板厚低于0.4mm的情况下，变得容易发生基准平坦部位的弹性屈曲，因此基准平坦部位的宽度WS的设定范围的限制变大。因此，基准平坦部位的板厚优选为0.4mm以上。
骨架构件A10通过下述方式形成：通过压制成形加工将抗拉强度为980MPa以上的冷轧钢板成形为规定的形状，然后将端面进行接合。如此形成的骨架构件A10具有以抗拉强度计为980MPa以上的强度。另外，通过如此地形成，从而骨架构件A10中的基准平坦部位的板厚中心部的维氏硬度在通过JIS Z 2244：2009中记载的方法实施的硬度试验中将试验载荷设定为300gf(2.9N)的情况下，成为300Hv以上。
在本申请中，为了以高强度化为前提来提高变形能力并发挥优异的能量吸收效率，基准平坦部位处的板厚中心部的硬度以维氏硬度计规定为300Hv以上。
板厚中心部的硬度的上限没有特别规定，但也可以以维氏硬度计设定为900Hv以下。
板厚中心部的硬度的测定方法如下所述。
从骨架构件中采集具有与板面垂直的截面的试样，将该截面作为测定面来进行制备，将该测定面供于硬度试验。
测定面的尺寸也取决于测定装置，但可以为10mm×10mm左右。
测定面的制备方法按照JIS Z 2244：2009来实施。将测定面使用#600～#1500的碳化硅纸进行研磨后，使用液体将测定面精加工成镜面，该液体是使粒度为1μm～6μm的金刚石粉末分散于醇等稀释液或纯水中而得到的。硬度试验按照JIS Z 2244：2009中记载的方法来实施。使用显微维氏硬度试验机，在试样的板厚的3/8位置处，以载荷为300gf、以压痕的3倍以上的间隔对30个点进行测定，将它们的平均值作为板厚中心部的硬度。
如上所述，在基准平坦部位的宽度WS为有效宽度We的2.0倍以下的情况下，能够抑制弹性屈曲。然而，就高强度材料、例如抗拉强度为980MPa以上的冷轧钢板而言，即使通过控制有效宽度We而抑制了弹性屈曲，如果弯曲性能不充分，则也会发生由轴向的载荷导致的折皱变形的过程中的断裂，因而无法得到优异的能量吸收效率。
如果是以往，则基准平坦部位处的板厚中心部处的硬度频率分布的标准偏差与表层部处的硬度频率分布的标准偏差几乎相同，硬度标准偏差比成为1.0。
然而，在本实施方式的骨架构件A10中，通过适当地控制基准平坦部位处的板厚中心部处的硬度频率分布的标准偏差与表层部处的硬度频率分布的标准偏差之比，从而提高弯曲性能。
因此，即使应用高强度材料，也能够抑制折皱变形的过程中的断裂，与以往相比发挥格外优异的能量吸收效率。
具体而言，在本实施方式的骨架构件A10中，按照下述方式进行控制：在基准平坦部位，用表层部处的硬度频率分布的标准偏差除以板厚中心部处的硬度频率分布的标准偏差而得到的值即硬度标准偏差比变得大于1.0。
本发明的发明者们通过实验发现：在应用抗拉强度为980MPa以上的冷轧钢板的情况下，在将硬度标准偏差比设定为大于1.0的值时，能够大幅提高基于德国汽车工业协会所规定的VDA基准(VDA238-100)的VDA弯曲试验中的最大弯曲角度。
图16是表示使用了厚度为1.6mm的1470MPa级、1180MPa级、980MPa级的冷轧钢板的情况下的VDA弯曲试验的结果的曲线图，可知：在各强度级别的钢板中，相对于像以往那样硬度标准偏差比成为1.0的钢板，在硬度标准偏差比大于1.0的钢板的情况下，VDA弯曲试验中的最大弯曲角(°)变高，VDA角度比变高。即，在硬度标准偏差比大于1.0的情况下，变得不易因轴向的载荷而在折皱变形的过程中产生断裂，能够发挥优异的能量吸收效率。
因此，硬度标准偏差比优选大于1.05，更优选大于1.20。
硬度标准偏差比即使大于3.0，提高弯曲性的效果也饱和。因此，硬度标准偏差比优选为3.0以下。
这里，板厚中心部处的硬度频率分布和表层部处的硬度频率分布通过维氏硬度试验来获得。
从骨架构件中采集具有与板面垂直的截面的试样，将该截面作为测定面来进行制备，将该测定面供于硬度试验。
测定面的尺寸也取决于测定装置，但可以为10mm×10mm左右。
测定面的制备方法按照JIS Z 2244：2009来实施。将测定面使用#600～#1500的碳化硅纸进行研磨后，使用液体将测定面精加工成镜面，该液体是使粒度为1μm～6μm的金刚石粉末分散于醇等稀释液或纯水中而得到的。
对于如此地精加工成镜面的测定面，按照JIS Z 2244：2009中记载的方法实施硬度试验。
使用显微维氏硬度试验机，对表层部处的硬度进行测定。
以载荷为300gf、以压痕的3倍以上的间隔对30个点进行测定，求出表层部处的硬度频率分布。
同样，在板厚的3/8的深度位置处，也以载荷为300gf、以压痕的3倍以上的间隔对30个点进行测定，求出板厚中心部处的硬度频率分布。
另外，为了在上述的维氏硬度试验的结果所得到的板厚中心部处的硬度频率分布和表层部处的硬度频率分布中求出标准偏差，利用公知的统计学方法。
在像以往那样在抗拉强度为980MPa以上的冷轧钢板的板厚中心部与表层部处的金属组织相同的情况下，表层部处的硬度频率分布与板厚中心部处的硬度频率分布变得相同，硬度标准偏差比成为1.0。
另一方面，在对仅表层部及其附近的金属组织进行了改性的情况下，硬度标准偏差比成为与1.0不同的值。
在由本实施方式的抗拉强度为980MPa以上的冷轧钢板形成的骨架构件A10中，通过对仅表层部及其附近的金属组织进行改性，从而表层部的金属组织成为接近双相组织的组织，因此表层部处的硬度的分布、不均变大，能够使表层部与板厚中心部的硬度标准偏差比大于1.0。
具体而言，硬度标准偏差比可以通过作为公知技术的调整钢板的脱碳退火时的最高加热温度和保持时间来进行控制。脱碳退火的条件优选的是，在含有氢、氮或氧的湿润气氛中，将脱碳退火温度(钢板的最高到达温度)设定为700～950℃，将700～950℃的温度范围中的滞留时间设定为5秒～1200秒。
另外，通过在该条件范围内将退火温度设定为更高的温度范围，将滞留温度限定为更长的时间范围，从而能够使硬度标准偏差比大于1.20。
需要说明的是，只要骨架构件A10的至少一个表层部满足硬度标准偏差比的上述条件即可。但是，优选骨架构件A10的两侧的表层部满足上述硬度标准偏差比的条件。
这样一来，根据本实施方式的骨架构件A10，通过在基准平坦部位控制基准平坦部位的宽度WS，能够抑制弹性屈曲，并且通过硬度标准偏差比的控制，能够抑制折皱变形的过程中的断裂。
因此，即使基准平坦部位的板厚中心部的维氏硬度具有300Hv以上这样的充分的硬度，也能够格外地提高能量吸收效率。
以上，参照所附附图对要素技术A的优选的实施方式进行了详细说明，但要素技术A并不限于上述例子。
显然，只要是具有要素技术A所属的技术领域的普通知识者，则在本申请的技术思想的范围内，可想到各种变更例或修正例，关于它们，当然也理解为属于要素技术A的技术范围。
例如，上述的骨架构件A10由单一的构件构成，但也可以由多个构件构成。图17是表示变形例的骨架构件A20的立体图，图18是图17的切断线A2-A2的截面图。
该骨架构件A20包含沿着长度方向延伸的第一骨架构件A20A和沿着长度方向延伸且与第一骨架构件A20A接合的第二骨架构件A20B。而且，通过第一骨架构件A20A和第二骨架构件A20B形成了闭合截面部。
第一骨架构件A20A是通过将板厚为1.2mm的钢板进行冷压成形而使与长度方向垂直的截面成为大致帽型形状的开口截面的构件。
如图18所示，与第一骨架构件A20A的长度方向垂直的截面部具备五个平坦部位A21和四个拐角部位C。
具体而言，与第一骨架构件A20A的长度方向垂直的截面部具备：第一平坦部位A21a、介由拐角部位C与第一平坦部位A21a相连的第二平坦部位A21b、介由拐角部位C与第二平坦部位A21b相连的第三平坦部位A21c、介由拐角部位C与第三平坦部位A21c相连的第四平坦部位A21d、和介由拐角部位C与第四平坦部位A21d相连的第五平坦部位A21e。
第二骨架构件A20B是通过将板厚为0.8mm的钢板进行冷压成形而使与长度方向垂直的截面成为大致帽型形状的开口截面的构件。
如图18所示，与第二骨架构件A20B的长度方向垂直的截面部具备五个平坦部位A23和四个拐角部位C。
具体而言，与第二骨架构件A20B的长度方向垂直的截面部具备：第一平坦部位A23a、介由拐角部位C与第一平坦部位A23a相连的第二平坦部位A23b、介由拐角部位C与第二平坦部位A23b相连的第三平坦部位A23c、介由拐角部位C与第三平坦部位A23c相连的第四平坦部位A23d、和介由拐角部位C与第四平坦部位A23d相连的第五平坦部位A23e。
而且，第一骨架构件A20A的第一平坦部位A21a及第五平坦部位A21e与第二骨架构件A20B的第一平坦部位A23a及第五平坦部位A23e分别通过点焊进行接合。
通过如此地构成，从而骨架构件A20的与长度方向垂直的截面具有闭合截面部。
在本申请中，基准平坦部位定义为闭合截面部中的平坦部位中的有效宽度比为最大的平坦部位。
第一骨架构件A20A的平坦部位A21和第二骨架构件A20B的平坦部位A23均具有相同的屈服应力σy、杨氏模量E及泊松比ν。因此，对各个平坦部位A21、A23通过宽度W/有效宽度We计算出的有效宽度比依赖于各个平坦部位A21、A23的宽度W和板厚t而确定。
在该闭合截面部中，第一骨架构件A20A的第三平坦部位A21c和第二骨架构件A20B的第三平坦部位A23c均是在全部平坦部位中宽度为最大的平坦部位。然而，由于第二骨架构件A20B的第三平坦部位A23c的板厚比第一骨架构件A20A的第三平坦部位A21c的板厚小，因此第二骨架构件A20B的第三平坦部位A23c的有效宽度比最大。因此，第二骨架构件A20B的第三平坦部位A23c为基准平坦部位。
因此，在变形例的骨架构件A20中，通过对于作为基准平坦部位的第二骨架构件A20B的第三平坦部位A23c，将板厚中心部的维氏硬度控制为300Hv以上，将宽度Ws控制为有效宽度We的2.0倍以下，将标准偏差比控制为大于1.0的值，从而能够发挥优异的能量吸收效率。
需要说明的是，骨架构件A10具有对置的边彼此具有相同宽度的大致矩形的截面形状，但也可以具有四个平坦部位A11具有相同宽度的大致正方形的截面形状。
另外，平坦部位A11的数量没有特别限定，至少有一个即可。
另外，实施方式的骨架构件A10在整个全长上具有一样的截面形状，但也可以不在整个全长上具有一样的截面形状，与构件长度方向垂直的闭合截面中的截面积(板厚×截面线长)成为最小的闭合截面为上述的闭合截面部即可，存在于长度方向的全长的一部分中即可。但是，优选上述的闭合截面部存在于长度方向的全长的50％以上，进一步优选为80％以上。
需要说明的是，骨架构件A10、A20应用于汽车车体的结构构件中的预期在碰撞时主要在轴向上被负荷压缩的输入的构件。图19是表示作为应用骨架构件A10、A20的一个例子的汽车骨架A100的图。
如果参照该图19，则骨架构件A10、A20可以应用于汽车车体的结构构件中的前纵梁(frontside member)A101、后纵梁(rearside member)A103、侧梁A105、A柱A107、B柱A109、上边梁(roof rail)A111、地板横梁(floor cross)A113、车顶横梁(roof cross)A115及车底加强件(under reinforcement)A117。
(实施例)
准备作为板厚为1.6mm的1470MPa级冷轧钢板的钢板A及钢板B、作为板厚为1.6mm的1180MPa级冷轧钢板的钢板C、作为板厚为1.6mm的980MPa级冷轧钢板的钢板D。
就钢板B、钢板C及钢板D而言，通过在脱碳退火时，在混合有氢和氮的湿润气氛中，将脱碳退火温度(钢板的最高到达温度)设定为700～900℃，将700～900℃的温度范围中的滞留时间设定为60～600秒，从而对仅表层部及其附近的金属组织进行改性。
通过将上述这些钢板A、钢板B、钢板C及钢板D进行冷压成形，将端面彼此焊接，从而得到了由各个钢板制成的高度为300mm的方筒构件。
钢板A在板厚中心部和表层部，金属组织相同，因此基准平坦部位的板厚中心部处的硬度频率分布的标准偏差与基准平坦部位的表层部处的硬度频率分布的标准偏差相等，硬度标准偏差比成为1.0。另一方面，钢板B、钢板C及钢板D通过对表层部的金属组织进行改性而未对板厚中心部的金属组织进行改性，从而使表层部的硬度频率分布发生变化，调整了表层部的标准偏差。由此，钢板B的基准平坦部位中的表层部相对于板厚中心部的硬度标准偏差比成为2.37，钢板C的基准平坦部位处的硬度标准偏差比成为1.25，钢板D的基准平坦部位处的硬度标准偏差比成为1.28。
将压制成形后的平坦部位中的材料特性示于表5。
[表5]
如图20所示，方筒构件的与长度方向垂直的截面设定为四个平坦部位具有相同宽度的大致正方形的截面设计。即，在各个方筒构件中，四个平坦部位全部为具有最大的有效宽度比的基准平坦部位。以这样的条件为前提，对每个实验例设定基准平坦部位的宽度WS。需要说明的是，四个拐角部C的曲率半径均设计为5mm。
对于这些方筒构件，在将下端侧完全约束的状态下，使刚体平面冲击器以时速90km从上端侧碰撞，根据此时的变形状态、断裂发生状况及冲击器反作用力(载荷)和冲程计算出吸收能量并进行了比较。将每个实验例的设定条件及其结果示于表6。
[表6]
需要说明的是，图21是对表6所示的实验结果比较能量吸收效率相对于有效宽度比的曲线图。如该曲线图所示，可知：通过仅减小有效宽度比，不会观察到能量吸收效率的提高，但在像本申请那样适当地控制了硬度标准偏差比的情况下，通过减小有效宽度比，使得能量吸收效率格外地提高。
(要素技术B)
要素技术B是一种热冲压成形体，其化学组成以质量％计含有：C：0.30～0.50％、Si：0.50～3.00％、Mn：0.50～3.00％、Al：0.0002～2.000％、P：0.100％以下、S：0.1000％以下、N：0.0100％以下、Nb：0～0.150％、Ti：0～0.150％、Co：0～2.00％、Mo：0～1.00％、Cr：0～1.00％、Cu：0～1.00％、V：0～1.00％、W：0～1.00％、Ni：0～3.00％、Mg：0～1.00％、Zr：0～1.00％、Sb：0～1.00％、Ca：0～0.10％、REM：0～0.30％及B：0～0.0100％，剩余部分包含Fe和杂质，上述热冲压成形体具有下述显微组织：以面积率计包含5％以上且低于10％的残留奥氏体、合计超过90％且为95％以下的贝氏体及回火马氏体以及低于5％的剩余组织，在上述贝氏体及上述回火马氏体的晶粒的晶界中，相对于以<011>方向为旋转轴而旋转角成为4°～12°的晶界的长度、旋转角成为49°～54°的晶界的长度以及旋转角成为55°～75°的晶界的长度的合计长度，上述旋转角成为55°～75°的晶界的长度比例为30％以上，上述热冲压成形体的抗拉强度为1500MPa以上。
根据要素技术B，能够得到强度及碰撞特性优异的热冲压成形体。
本发明的发明者们发现：在热冲压成形体的显微组织中，通过使其含有规定量的残留奥氏体、贝氏体以及回火马氏体，并且在上述贝氏体及上述回火马氏体的晶粒的晶界中，相对于以<011>方向为旋转轴而旋转角成为4°～12°的晶界的长度、旋转角成为49°～54°的晶界的长度以及旋转角成为55°～75°的晶界(以下，有时记载为大倾角晶界)的长度的合计长度，使旋转角成为55°～75°的晶界(大倾角晶界)的长度比例为30％以上，从而能够在高强度的同时提高碰撞特性。
需要说明的是，在本实施方式中碰撞特性优异是指均匀变形能力和龟裂传播抑制特性优异。
大倾角晶界是在贝氏体及回火马氏体的晶粒中所含的晶界中的最高角度的晶界。从奥氏体向贝氏体或马氏体相变时，发生伴随相变的应变。在相变前的奥氏体为高硬度的情况下、或原奥氏体为无法变形的状态的情况下，变得容易形成缓和应变的效果高的大倾角晶界。本发明的发明者们发现：通过在热冲压后的规定温度范围内施加压力而使奥氏体成为无法变形的状态，在此基础上通过使奥氏体向贝氏体或马氏体相变，从而能够形成大量大倾角晶界。
以下，对本实施方式的热冲压成形体进行详细说明。首先，对本实施方式的热冲压成形体的化学组成的限定理由进行说明。
需要说明的是，对于以下记载的夹持“～”所记载的数值限定范围，下限值及上限值包含在该范围内。对于以“低于”、“超过”来表示的数值，该数值不包含在数值范围内。关于化学组成的“％”均表示“质量％”。
本实施方式的热冲压成形体的化学组成以质量％计含有：C：0.30～0.50％、Si：0.50～3.00％、Mn：0.50～3.00％、Al：0.0002～2.000％、P：0.100％以下、S：0.1000％以下、N：0.0100％以下以及剩余部分：Fe和杂质。以下，对各元素进行详细说明。
“C：0.30～0.50％”
C是提高热冲压成形体的强度的元素。另外，C也是使残留奥氏体稳定化的元素。C含量低于0.30％时，在热冲压成形体中无法得到所期望的强度。因此，C含量设定为0.30％以上。C含量优选为0.32％以上、0.35％以上。另一方面，C含量超过0.50％时，无法得到优异的均匀变形能力。因此，C含量设定为0.50％以下。优选C含量为0.46％以下、0.43％以下、0.40％以下。
“Si：0.50～3.00％”
Si是使残留奥氏体稳定化的元素。Si含量低于0.50％时，无法得到上述效果，残留奥氏体的稳定化变得不充分，无法得到期望量的残留奥氏体。因此，Si含量设定为0.50％以上。Si含量优选为1.00％以上、1.10％以上。另一方面，Si含量超过3.00％时，铁素体量增加，无法得到所期望的显微组织。因此，Si含量设定为3.00％以下。Si含量优选为2.70％以下、2.30％以下、2.00％以下。
“Mn：0.50～3.00％”
Mn是在原奥氏体晶界处发生偏析从而抑制铁素体和珠光体生成的元素。Mn含量低于0.50％时，铁素体和珠光体大量生成，无法得到所期望的显微组织。因此，Mn含量设定为0.50％以上。Mn含量优选为0.70％以上或1.00％以上。另一方面，Mn含量超过3.00％时，无法得到优异的均匀变形能力。因此，Mn含量设定为3.00％以下。优选Mn含量为2.50％以下或2.00％以下。
“Al：0.0002～2.000％”
Al是下述元素：通过对钢液进行脱氧、抑制成为破坏的起点的氧化物的生成来提高变形能力、提高热冲压成形体的碰撞特性。Al含量低于0.0002％时，脱氧无法充分进行，生成粗大的氧化物，无法得到上述效果。因此，Al含量设定为0.0002％以上。Al含量优选为0.001％以上、0.050％以上、0.100％以上、0.300％以上。另一方面，Al含量如果超过2.000％，则钢中生成粗大的氧化物，热冲压成形体的碰撞特性降低。因此，Al含量设定为2.000％以下。Al含量优选为1.700％以下、1.500％以下、1.000％以下、0.800％以下。
“P：0.100％以下”
P为杂质元素，通过在晶界处发生偏析而成为破坏的起点。因此，P含量设定为0.100％以下。P含量优选为0.050％以下、0.030％以下。P含量的下限没有特别限定，但如果降低至低于0.0001％，则脱P成本大幅上升，在经济方面不优选，因此在实际操作中，也可以将0.0001％作为下限。
“S：0.1000％以下”
S为杂质元素，在钢中形成夹杂物。由于该夹杂物成为破坏的起点，因此S含量设定为0.1000％以下。S含量优选为0.0500％以下、0.0300％以下、0.0100％以下。S含量的下限没有特别限定，但如果降低至低于0.0001％，则脱S成本大幅上升，在经济方面不优选，因此在实际操作中，也可以将0.0001％作为下限。
“N：0.0100％以下”
N为杂质元素，在钢中形成氮化物。由于该氮化物成为破坏的起点，因此N含量设定为0.0100％以下。N含量优选为0.0050％以下。N含量的下限没有特别限定，但如果降低至低于0.0001％，则脱N成本大幅上升，在经济方面不优选，因此在实际操作中，也可以将0.0001％作为下限。
本实施方式的热冲压成形体的化学组成的剩余部分也可以是Fe和杂质。作为杂质，可例示出从钢原料或废料中和/或在炼钢过程中不可避免地混入、在不阻碍本实施方式的热冲压成形体的特性的范围内被允许的元素。
本实施方式的热冲压成形体也可以含有以下的元素作为任选元素来代替一部分的Fe。不含有以下的任选元素的情况下的含量为0％。
“Nb：0～0.150％”
“Ti：0～0.150％”
Nb和Ti通过下述方式来提高大倾角晶界的比例：在热冲压前的加热中将原奥氏体晶粒细粒化，在从奥氏体向贝氏体或马氏体相变时抑制原奥氏体的变形。在想使该效果可靠地发挥的情况下，优选将Nb和Ti中的任一种的含量均设定为0.010％以上。另一方面，即使使Nb和Ti中的任一种含量均超过0.150％，上述效果也饱和，因此优选将Nb和Ti的含量分别设定为0.150％以下。
“Co：0～2.00％”
“Mo：0～1.00％”
“Cr：0～1.00％”
“Cu：0～1.00％”
“V：0～1.00％”
“W：0～1.00％”
“Ni：0～3.00％”
Co、Mo、Cr、Cu、V、W和Ni具有下述作用：通过在热冲压前的加热中固溶于原奥氏体晶粒中，从而提高热冲压成形体强度。由此，从奥氏体向贝氏体或马氏体相变时，能够抑制原奥氏体晶粒的变形，提高大倾角晶界的比例。在想可靠地得到该效果的情况下，优选含有Co：0.01％以上、Mo：0.005％以上、Cr：0.005％以上、Cu：0.001％以上、V：0.0005％以上、W：0.001％以上和Ni：0.001％以上中的任一种以上。另一方面，即使大量含有上述这些元素，上述效果也饱和，因此优选Co含量设定为2.00％以下、Mo含量、Cr含量、Cu含量、V含量和W含量分别设定为1.00％以下、Ni含量设定为3.00％以下。
“Mg：0～1.00％”
“Zr：0～1.00％”
“Sb：0～1.00％”
“Ca：0～0.10％”
“REM：0～0.30％”
Mg、Zr、Sb、Ca和REM是下述元素：通过抑制成为破坏的起点的氧化物的生成来提高变形能力、提高热冲压成形体碰撞特性。在想可靠地得到该效果的情况下，优选将Mg、Zr、Sb、Ca和REM中的任一种含量均设定为0.001％以上。另一方面，即使大量含有上述这些元素，上述效果也饱和，因此优选Mg含量、Zr含量和Sb含量分别设定为1.00％以下、Ca含量设定为0.10％以下、REM含量设定为0.30％以下。
需要说明的是，在本实施方式中REM是指包含Sc、Y和镧系元素的合计17种元素，REM的含量是指这些元素的合计含量。
“B：0～0.0100％”
B是在原奥氏体晶界处发生偏析从而抑制铁素体和珠光体生成的元素。在想可靠地发挥该效果情况下，B含量优选设定为0.0005％以上。另一方面，即使含有B超过0.0100％，上述效果也饱和，因此B含量优选设定为0.0100％以下。
上述热冲压成形体的化学组成通过一般的分析方法进行测定即可。例如，使用ICP-AES(电感耦合等离子体-原子发射光谱法；Inductively Coupled Plasma-AtomicEmission Spectrometry)进行测定即可。需要说明的是，C及S使用燃烧-红外线吸收法进行测定即可，N使用不活泼气体熔融-热导法进行测定即可。当在热冲压成形体的表面具备镀层的情况下，通过机械磨削除去镀层后进行化学组成的分析即可。
接下来，对本实施方式的热冲压成形体的显微组织进行说明。
本实施方式的热冲压成形体具有下述显微组织：以面积率计包含5％以上且低于10％的残留奥氏体、合计超过90％且为95％以下的贝氏体及回火马氏体以及低于5％的剩余组织，在贝氏体及回火马氏体的晶粒的晶界中，相对于以<011>方向为旋转轴而旋转角成为4°～12°的晶界的长度、旋转角成为49°～54°的晶界的长度和旋转角成为55°～75°的晶界(大倾角晶界)的长度的合计长度，上述旋转角成为55°～75°的晶界的长度比例为30％以上。
需要说明的是，在本实施方式中，对距离热冲压成形体的表面为板厚的1/4深度位置(距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域)的显微组织进行规定。这是因为：该深度位置为热冲压成形体的表面与板厚中心位置的中间点，该位置处的显微组织代表热冲压成形体的钢组织(表示热冲压成形体整体的平均显微组织)。
“残留奥氏体：5％以上且低于10％”
残留奥氏体会提高热冲压成形体的碰撞特性。如果残留奥氏体低于5％，则无法得到所期望的均匀变形能力。因此，残留奥氏体设定为5％以上。优选为6％以上、7％以上。另一方面，如果残留奥氏体为10％以上，则无法得到所期望的强度。因此，残留奥氏体设定为低于10％。优选为9％以下、8％以下。
“贝氏体及回火马氏体：合计超过90％且为95％以下”
贝氏体及回火马氏体会提高热冲压成形体的强度。如果贝氏体及回火马氏体合计为90％以下，则无法得到所期望的强度。因此，贝氏体及回火马氏体合计设定为超过90％。优选为91％以上、92％以上。另一方面，贝氏体及回火马氏体合计如果超过95％，则无法得到所期望的均匀变形能力。因此，贝氏体及回火马氏体合计设定为95％以下。优选为94％以下、93％以下。
“剩余组织：低于5％”
在本实施方式的热冲压成形体的显微组织中，作为剩余组织，有时会包含铁素体、珠光体、初生马氏体和粒状贝氏体。如果剩余组织的面积率高，则无法得到所期望的强度和碰撞特性。因此，剩余组织设定为低于5％。优选为3％以下、1％以下。
“残留奥氏体以及贝氏体及回火马氏体的面积率的测定”
从热冲压成形体的与端面相距50mm以上的任意位置(在无法从该位置进行采集的情况下，为避开端部的位置)，按照可观察与表面垂直的截面(板厚截面)的方式切出样品。样品的大小也取决于测定装置，但设定为在轧制方向上可观察10mm左右的大小。
将上述样品的截面使用#600～#1500的碳化硅纸进行研磨后，使用液体精加工成镜面，该液体是使粒度为1～6μm的金刚石粉末分散于醇等稀释液或纯水中而得到的。接着，在室温下使用不含碱性溶液的胶体二氧化硅研磨8分钟，除去被导入样品表层中的应变。在样品截面的长度方向的任意位置处，对长度为50μm、距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域，以0.1μm的测定间隔通过电子背散射衍射法进行测定，取得晶体取向信息。测定中，使用由热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制DVC5型检测器)构成的EBSD装置。此时，使EBSD装置内的真空度在9.6×10-5Pa以下、加速电压为15kV、照射电流等级为13、电子束的照射等级为62。将得到的晶体取向信息使用EBSD解析装置所附属的软件“OIM Analysis(注册商标)”中搭载的“Phase Map(相图)”功能，计算出残留奥氏体的面积率。将晶体结构为fcc的相判断为残留奥氏体。
接着，将晶体结构为bcc的相判断为贝氏体、回火马氏体、初生马氏体、粒状贝氏体以及铁素体，对于这些区域，使用EBSD解析装置所附属的软件“OIM Analysis(注册商标)”中搭载的“Grain Average Misorientation(晶粒平均取向差)”功能，将Grain AverageImage Quality(晶粒平均图像质量)值低于60000的区域判定为贝氏体、回火马氏体、初生马氏体，通过计算出这些面积率的合计值，从而得到“贝氏体、回火马氏体、初生马氏体”合计的面积率。通过从以上述方法得到的“贝氏体、回火马氏体和初生马氏体”的合计面积率中减去以后述的方法得到的初生马氏体的面积率，从而得到“贝氏体及回火马氏体”的合计面积率。
“剩余组织的面积率的测定”
从热冲压成形体的与端面相距50mm以上的任意位置(在无法从该位置进行采集的情况下，为避开端部的位置)，按照可观察与表面垂直的截面(板厚截面)的方式切出样品。样品的大小也取决于测定装置，但设定为在轧制方向上可观察10mm左右的大小。
将上述样品的截面使用#600～#1500的碳化硅纸进行研磨后，使用液体精加工成镜面，并实施硝酸乙醇蚀刻，该液体是使粒度为1～6μm的金刚石粉末分散于醇等稀释液或纯水中而得到的。接着，在样品截面的长度方向的任意位置处的长度为50μm、距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域，用热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)来拍摄多个视场的照片。在拍摄照片上画出等间隔的格子，确定格子点处的组织。通过求出属于各组织的格子点个数，除以总格子点个数，从而得到各组织的面积率。总格子点个数越多，则越能够准确地求出面积率。在本实施方式中，格子间隔设定为2μm×2μm，总格子点个数设定为1500点。
将在晶粒内渗碳体以片状析出的区域判断为珠光体。将亮度小且未发现下部组织的区域判断为铁素体。将亮度大且下部组织没有因蚀刻而出现的区域判断为初生马氏体和残留奥氏体。将不属于上述任一者的区域判断为粒状贝氏体。对于初生马氏体的面积率，通过从由拍摄照片求出的初生马氏体和残留奥氏体的面积率中减去由上述EBSD解析求出的残留奥氏体的面积率来获得。
“在贝氏体及回火马氏体的晶粒的晶界中，相对于以<011>方向为旋转轴而旋转角成为4°～12°的晶界的长度、旋转角成为49°～54°的晶界的长度和旋转角成为55°～75°的晶界的长度的合计长度，旋转角成为55°～75°的晶界(大倾角晶界)的长度比例为30％以上”
大倾角晶界是在贝氏体及回火马氏体的晶粒中所含的晶界中的最高角度的晶界。大倾角晶界的抑制碰撞时产生的龟裂传播的效果高。如果大倾角晶界的长度比例低于30％，则无法在热冲压成形体中得到所期望的碰撞特性。因此，大倾角晶界的长度比例设定为30％以上。优选为35％以上、40％以上、45％以上。大倾角晶界的长度比例的上限没有特别规定，但根据本实施方式的化学组成及制造方法，实质上的上限成为90％。
“大倾角晶界的长度比例的测定方法”
从热冲压成形体的与端面相距50mm以上的位置(在无法从该位置进行采集的情况下，为避开端部的位置)，按照可观察与表面垂直的截面(板厚截面)的方式切出样品。样品也取决于测定装置，但设定为在轧制方向上可观察10mm左右的长度。对于切出的样品，在板厚1/4的深度位置(距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域)处，以0.1μm的测定间隔进行EBSD解析而得到晶体取向信息。这里，EBSD解析使用由热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制DVC5型检测器)构成的EBSD装置，将电子束的照射等级设定为62来实施。
接着，对得到的晶体取向信息，使用EBSD解析装置所附属的软件“OIM Analysis(注册商标)”中搭载的“Grain Average Image Quality(晶粒平均图像质量)”功能，将Grain Average Image Quality(晶粒平均图像质量)值低于60000的区域判断为贝氏体、回火马氏体和初生马氏体的晶粒，对于上述这些晶粒的晶界中的贝氏体及回火马氏体的晶粒的晶界，计算出以<011>方向为旋转轴而旋转角成为4°～12°的晶界的长度、旋转角成为49°～54°的晶界的长度以及旋转角成为55°～75°的晶界的长度，求出旋转角成为55°～75°的晶界的长度相对于将各个晶界的长度合计的值的比例。由此，得到在贝氏体及回火马氏体的晶粒中相对于以<011>方向为旋转轴而旋转角成为4°～12°的晶界的长度、旋转角成为49°～54°的晶界的长度以及旋转角成为55°～75°的晶界(大倾角晶界)的长度的合计长度而言旋转角成为55°～75°的晶界(大倾角晶界)的长度的比例。
需要说明的是，通过与剩余组织的面积率的测定方法相同的方法得到拍摄照片，从贝氏体、回火马氏体和初生马氏体的晶粒中辨别出初生马氏体，从贝氏体、回火马氏体和初生马氏体的晶粒中除去初生马氏体即可。在大倾角晶界的测定中不包含初生马氏体的晶粒的晶界是因为初生马氏体为高硬度，成为破坏的起点。
上述晶体晶界的长度例如如果使用EBSD解析装置所附属的软件“OIM Analysis(注册商标)”中搭载的“Inverse Pole Figure Map(反极图)”和“Axis Angle(轴角度)”功能，则能够简便地计算出。就这些功能而言，对于贝氏体及回火马氏体的晶粒，通过以任意方向作为旋转轴，指定特定的旋转角，从而能够计算出该晶界的合计长度。对于测定区域中所含的全部晶粒实施上述解析，在贝氏体及回火马氏体的晶粒的晶界中，以<011>方向作为旋转轴，计算出上述3种晶界的长度即可。
“板厚及抗拉强度”
本实施方式的热冲压成形体的板厚没有特别限定，但从车体轻质化的观点考虑，优选设定为0.5～3.5mm。另外，从车体轻质化的观点考虑，热冲压成形体的抗拉强度设定为1500MPa以上。优选为1800MPa以上、2000MPa以上。抗拉强度的上限没有特别规定，但也可以设定为2600MPa以下、2550MPa以下。
“镀层”
出于耐蚀性的提高等目的，本实施方式的热冲压成形体也可以在表面形成镀层。镀层也可以为电镀层及热浸镀层中的任一种。电镀层例如包含电镀锌层、电镀Zn-Ni合金层等。热浸镀层例如包含：热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、热浸镀铝层、热浸镀Zn-Al合金层、热浸镀Zn-Al-Mg合金层、热浸镀Zn-Al-Mg-Si合金层等。镀层的附着量没有特别限制，可以是一般的附着量。
“热冲压成形体的制造方法”
接下来，对本实施方式的热冲压成形体的优选制造方法进行说明。
本实施方式的热冲压成形体能够通过下述方式来制造：对于以常规方法制造的冷轧钢板或在表面具备镀层的冷轧钢板，进行热冲压，在热冲压后在规定的温度范围中进行加压保持，然后进行冷却。
“热冲压前的加热及保持”
优选的是，在热冲压前，于800～1000℃的温度范围内保持60～600秒。加热温度低于800或保持时间低于60秒时，有可能无法充分地进行奥氏体化，在热冲压成形体中无法得到期望量的贝氏体及回火马氏体。加热温度超过1000℃或保持时间超过600秒时，有可能因奥氏体粒径的粗大化而导致向贝氏体及回火马氏体的相变发生延迟，无法得到期望量的贝氏体及回火马氏体。
使加热时的平均加热速度为0.1℃/秒～200℃/秒即可。这里所谓的平均加热速度是通过将加热开始时的钢板表面温度与保持温度的温度差除以从加热开始时至达到保持温度时的时间差而得到的值。另外，在上述的保持中，可以使钢板温度在800～1000℃的温度范围内变动，也可以设定为恒定。
作为热冲压前的加热方法，可列举出通过电炉、燃气炉等进行的加热、火焰加热、通电加热、高频加热、感应加热等。
“热冲压后的冷却”
在上述的加热和保持后，进行热冲压。优选的是，在热冲压后，以1.0～100℃/秒的平均冷却速度进行冷却直至200～400℃的温度范围。在热冲压后的冷却中，如果冷却停止温度低于200℃，则有可能不会促进残留奥氏体的稳定化，无法得到期望量的残留奥氏体。如果冷却停止温度超过400℃，则有可能原奥氏体晶粒的硬度变低，无法形成期望量的大倾角晶界。另外，平均冷却速度如果低于1.0℃/秒，则有可能促进向铁素体、粒状贝氏体、珠光体的相变，无法得到期望量的贝氏体及回火马氏体。平均冷却速度如果超过100℃/秒，则向回火马氏体及贝氏体相变的驱动力增大，缓和因相变被导入的应变的作用减小，导致难以得到期望量的大倾角晶界。
需要说明的是，这里所谓的平均冷却速度是指将冷却开始时的钢板表面温度与冷却停止温度的温度差除以从冷却开始时至冷却停止时的时间差而得到的值。
“加压保持”
在200～400℃的温度范围内，以满足式(B1)的表面压力P(MPa)进行保持时间为30秒～3600秒的加压保持。
保持时间如果低于30秒，则有可能碳不会被充分地从马氏体向未相变的奥氏体分配，无法得到期望量的残留奥氏体。如果保持时间超过3600秒，则有可能贝氏体或回火马氏体的软化进行从而无法得到所期望的强度。如果表面压力P低于下述式(B1)的左边，则有可能原奥氏体晶粒的变形不会被充分抑制，大倾角晶界的比例降低。
表面压力P的上限没有特别限定，但在本实施方式的强度级别的材料中，为了不损坏设备，300MPa成为实质的上限。在加压保持时，可以使钢板温度在200～400℃的温度范围内变化，也可以设定为恒定。
加压保持只要从进行了热冲压和热冲压后的冷却的模具中将成形后的钢板输送至具有加热功能的其他模具中来进行即可。
需要说明的是，在进行了热冲压并冷却后并且在加压保持前，如果加热至400℃以上的温度范围，则生成贝氏体，其结果是，变得无法得到期望量的大倾角晶界。因此，在制造本实施方式的热冲压成形体时，不优选的是，在进行了热冲压并冷却后并且在加压保持前，加热至400℃以上的温度范围。
-1.85×Ms+755≤P≤300式(B1)
Ms(℃)＝539-423×C-30×Mn-12×Cr-17×Ni-7.5×Mo式(B2)
需要说明的是，上述式(B2)中的元素符号表示各元素的以质量％计的含量，在不含有该元素的情况下代入0。
“加压保持后的冷却”
优选加压保持后以1.0～100℃/秒的平均冷却速度冷却至80℃以下。如果平均冷却速度低于1.0℃/秒，则有可能残留奥氏体发生分解。如果平均冷却速度超过100℃/秒，则对装置带来负荷。残留奥氏体发生分解。这里所谓的平均冷却速度是指降加压保持后的冷却开始时的钢板表面温度与冷却停止温度的温度差除以从冷却开始时至冷却停止时的时间差而得到的值。
接下来，对要素技术B的实施例进行说明，当实施例中的条件是为了确认要素技术B的可实施性及效果而采用的一个条件例，要素技术B并不限于这一个条件例。在不脱离要素技术B的主旨的情况下，只要能够达成要素技术B的目的，则要素技术B能够采用各种条件。
通过对将表7及表8所示的化学组成的钢液进行铸造而制造的钢坯实施热轧、冷轧，并根据需要赋予镀覆，从而得到冷轧钢板。接着，对冷轧钢板在表9及表10所示的条件下制造表9及表10所示的热冲压成形体。
需要说明的是，热冲压前的加热中的平均加热速度设定为0.1～200℃/秒，热冲压后的冷却进行至200～400℃的温度范围为止，加压保持后的冷却进行至80℃以下为止。
另外，对表9的制造No.16赋予热浸镀铝层，对制造No.17赋予热浸镀锌层。
表10的制造No.55在进行了热冲压并冷却后并且在加压保持前，在410～560℃的温度范围内保持30秒后，进行表10所示的加压保持。
表9及表10中的γr表示残留奥氏体，B表示贝氏体，TM表示回火马氏体。
对于热冲压成形体的显微组织，各组织的面积率的测定、大倾角晶界的长度的比例的测定通过上述的测定方法来进行。另外，热冲压成形体的机械特性通过以下的方法进行评价。
“抗拉强度”
关于热冲压成形体的抗拉强度，从热冲压成形体的任意位置处制作JIS Z 2241：2011所记载的5号试验片，按照JIS Z 2241：2011所记载的试验方法来求出。需要说明的是，十字头速度设定为3mm/分钟。将抗拉强度为1500MPa以上的情况判定为合格，将低于1500MPa的情况判定为不合格。
“碰撞特性(均匀变形能力及龟裂传播抑制效果)”
热冲压成形体的碰撞特性基于德国汽车工业协会所规定的VDA标准(VDA238-100)，通过以下的方法来评价。
在本实施例中，从弯曲试验得到的如图22所示的F-S曲线(载荷-弯曲角线图)求出吸收能量S1作为均匀变形能力的指标，由该F-S曲线求出S2作为龟裂传播抑制效果的指标。关于S1，根据F-S曲线的坡度，计算出从试验开始至到达最大载荷为止的每单位弯曲角的载荷的上升量，作为这些微小面积的积分值(吸收能量S1)来算出。关于S2，根据F-S曲线的坡度，计算出到达最大载荷后降低至最大载荷的1/2为止的每单位弯曲角的载荷的变化量，作为这些微小面积的积分值(吸收能量S2)来算出。
在本实施例中，将S1成为100(°·kN)以上的情况作为均匀变形能力优异而判定为合格，将100(°·kN)以上的情况作为“可”，将120(°·kN)以上的情况作为“好”，将180(°·kN)以上的情况作为“非常好”记载于表9及表10中。将低于100(°·kN)的情况作为均匀变形能力差而判定为不合格，在表9及表10中记载为“差”。
将用S2除以S1和S2的合计而得到的值(S2/(S1+S2))为0.01以上的情况作为龟裂传播抑制特性优异而判定为合格，将0.01以上的情况作为“可”，将0.02以上的情况作为“好”，将0.07以上的情况作为“非常好”记载于表9及表10中。将低于0.01的情况作为龟裂传播特性差而判定为不合格，在表9及表10中记载为“差”。
弯曲试验的条件如下所述。
试验片尺寸：60mm(轧制方向)×30mm(与板宽方向平行的方向)
试验片板厚：1.01～1.05mm(表背面分别等量磨削)
弯曲棱线：与板宽方向平行的方向
试验方法：辊支撑、冲头压入
辊直径：φ30mm
冲头形状：前端R＝0.4mm
辊间距离：2.0×板厚(mm)+0.5mm
压入速度：20mm/分钟
试验机：岛津制作所AG-100KNI[表7]
[表8]
[表9]
[表10]
(要素技术C)
要素技术C是一种骨架构件，其通过对钢板进行热冲压来形成，上述骨架构件具有与长度方向垂直的截面为闭合截面的闭合截面部，上述闭合截面部具有作为曲率半径比该截面中的最大外形尺寸更大的部位的至少一个平坦部位，在将上述至少一个平坦部位中的具有相对于通过卡门的有效宽度式求出的有效宽度而言的比例为最大的宽度的平坦部位定义为基准平坦部位时，上述基准平坦部位处的板厚中心部的维氏硬度为300Hv以上，上述基准平坦部位的宽度为上述有效宽度的2.0倍以下，用上述基准平坦部位的表层部处的硬度频率分布的标准偏差除以上述基准平坦部位的板厚中心部处的硬度频率分布的标准偏差而求出的标准偏差比小于1.0。
根据要素技术C，通过在基准平坦部位将宽度及硬度标准偏差比控制为适当的范围，从而能够在抑制弹性屈曲的同时防止由轴向的载荷导致的折皱变形的过程中的断裂。由此，即使在使用了高强度的薄壁构件的情况下，也能够得到高度的能量吸收性能。因此，变得能够发挥优异的能量吸收效率。
本发明的发明者们对能够发挥优异的能量吸收效率的骨架构件的构成进行了深入研究。
首先，为了发挥优异的能量吸收效率，具有一定以上的屈服强度是重要的。在由于碰撞而导致对轴向施加输入载荷时，有时会在变形初期发生在平坦部位的弹性屈曲。如果发生弹性屈曲，则有可能无法得到必要的屈服强度，无法发挥优异的能量吸收效率。
另外，为了发挥优异的能量吸收效率，下述事项也是重要的：在刚刚由于碰撞而导致对轴向施加输入载荷后，通过骨架构件实现所期望的变形模式下的折叠变形来高效地吸收冲击能量。特别是，如果发生由轴向的载荷导致的折皱变形的过程中的断裂(在折叠部的断裂)，则有可能无法发挥优异的能量吸收效率。
因此，可以说如果能够设定为在平坦部位不易发生弹性屈曲的截面设计，并且赋予不易断裂的高弯曲性能，则能够发挥优异的能量吸收效率。
这里，在作为用于实现轻质化的方法而将构件进行高强度化并薄壁化的情况下，发生下述的问题。
·由于薄壁化，使得在构件的平坦部位的弹性屈曲变得容易发生，因此变得难以得到必要的屈服强度。
·由于高强度化，使得钢板的弯曲性能降低，在变形开始后的折叠部变得容易产生断裂，导致难以高效地吸收冲击能量。
本发明的发明者们着眼于上述的问题成为妨碍高强度钢板的进一步高强度化及薄壁化的主要原因。
本发明的发明者们通过进一步进行了研究，发现：通过在基准平坦部位将宽度及硬度标准偏差比控制为适当的范围，从而能够在抑制弹性屈曲的同时防止由轴向的载荷导致的折皱变形的过程中的断裂。发现：通过这样的控制，能够消除在使用高强度钢板的情况下所担忧的上述问题，发挥优异的能量吸收效率，从而完成了要素技术C。
以下，对基于上述见解而成的要素技术C的第一实施方式的骨架构件C10进行说明。
需要说明的是，在本说明书及附图中，对于实质上具有相同功能构成的构成要素，通过标注相同符号来省略重复说明。
首先，对本说明书中的语句进行说明。
“长度方向”是指骨架构件的材轴方向、即轴线延伸的方向。
“平坦部位”是指在骨架构件的与长度方向垂直的截面中直线状的部位，具体是指曲率半径比截面的最大外形尺寸更大的部位。最大外形尺寸是指该截面中的任意两点的端部间距离成为最大的直线的长度。
“拐角部位”是指骨架构件的与长度方向垂直的截面中的除平坦部位以外的非直线状的部位。
“宽度”是指沿着闭合截面部的周向的线长，“平坦部位的宽度”是指在平坦部位中的一端与另一端之间的线长。
“有效宽度”是由基于卡门的有效宽度理论的以下的(C1)式、即卡门的有效宽度式求出的有效宽度We。
We＝t(4π2E/12(1-ν2)σy)1/2(C1)式
其中，
σy：平坦部位的屈服应力(MPa)
E：平坦部位的杨氏模量(MPa)
t：平坦部位的板厚(mm)
ν：平坦部位的泊松比。
另外，在钢板中，上述平坦部位的杨氏模量、平坦部位的泊松比使用一般的物性值即可，进而也可以通过将平坦部位的屈服应力置换成板厚中心部的维氏硬度，从而由We＝577t/√h的式子求出有效宽度We。
其中，
t：平坦部位的板厚(mm)
h：平坦部位的板厚中心部的维氏硬度(Hv)。
在难以通过(C1)式求出有效宽度We的情况下，可以通过上述式子来求出。
“有效宽度比”是指平坦部位的宽度W相对于有效宽度We的比例，是通过W/We计算出的值。可以说有效宽度比的值越小，则越是不易发生弹性屈曲的截面形状。
“基准平坦部位”是指在长度方向的任意位置的闭合截面部中的平坦部位中的有效宽度比为最大的平坦部位。
“表层部”是指从钢板的表面起在板厚方向上的间隔距离为钢板板厚的1％的深度位置与从钢板的表面起在板厚方向上的间隔距离为钢板板厚的5％的深度位置之间的区域。
“板厚中心部”是指从钢板的表面起在钢板的板厚方向上的间隔距离为板厚的3/8的深度位置。
作为深度位置的基准的“钢板的表面”是指母材钢板的表面。例如，在实施有镀覆或涂装的情况下或形成有锈等的情况下，将除去镀覆、涂装及锈后的状态的钢板的表面作为深度位置的基准。需要说明的是，在母材钢板的表面形成有镀覆、涂装、锈等表层被膜的情况下，该表层被膜与母材钢板的表面的边界可通过各种公知的方法容易地识别。
“能量吸收量”是根据使骨架构件发生折皱变形时的冲击器反作用力(载荷)与冲程的关系而计算出的能量吸收量。如图23所示，冲击器反作用力(载荷)和冲程可以如下所述地得到：以长度方向成为上下方向的方式配置骨架构件，在将下端侧完全约束的状态下，使刚体平面冲击器从上端侧沿着空心箭头的方向碰撞。
“能量吸收效率”是骨架构件的单位截面积(板厚×截面线长)的能量吸收量。在骨架构件在长度方向上不具有一样的截面的情况下，是与构件长度方向垂直的闭合截面中的截面积(板厚×截面线长)成为最小的闭合截面中的单位截面积(板厚×截面线长)的能量吸收量。
图24是骨架构件C10的立体图。骨架构件C10是沿着长度方向延伸的中空筒状的构件。
图25是图24的切断线A1-A1的截面图。如该图25所示，骨架构件C10通过四个平坦部位C11和四个拐角部位C而形成大致矩形状的闭合截面部。
具体而言，该闭合截面部通过下述方式形成：具备第一平坦部位C11a、介由拐角部位C与第一平坦部位C11a相连的第二平坦部位C11b、介由拐角部位C与第二平坦部位C11b相连的第三平坦部位C11c、和介由拐角部位C与第三平坦部位C11c相连的第四平坦部位C11d，并且第四平坦部位C11d介由拐角部位C与第一平坦部位相连。
四个拐角部位C均具有相同的曲率半径r。例如，在最大外形尺寸为140mm的情况下，曲率半径r为140mm以下即可。四个拐角部位C的曲率半径不需要相同，也可以互不相同。曲率半径的上限值没有特别规定，但曲率半径大于截面的最大外形尺寸的部位被视为单独的平坦部位或相邻的平坦部位的一部分，而不被视为拐角部位，因此可以说拐角部位C的曲率半径的上限值实质上“低于截面的最大外形尺寸”。
在本申请中，基准平坦部位定义为闭合截面部中的平坦部位中的有效宽度比为最大的平坦部位。
第一平坦部位C11a、第二平坦部位C11b、第三平坦部位C11c及第四平坦部位C11d均具有相同的屈服应力σy、杨氏模量E、板厚t及泊松比ν。
因此，对各个平坦部位C11通过宽度W/有效宽度We计算出的有效宽度比仅依赖于各个平坦部位C11的宽度W而确定。
因此，在本实施方式中，将闭合截面部中的宽度W最大的第一平坦部位C11a和第三平坦部位C11c设定为基准平坦部位。
在基准平坦部位，在骨架构件C10受到向轴向的压缩力时，最容易在变形初期发生弹性屈曲。因此，如果该基准平坦部位的宽度WS过大，则无法得到必要的屈服强度，变得难以发挥优异的能量吸收效率。因此，基准平坦部位的宽度WS的上限设定为有效宽度We的2.0倍以下。
需要说明的是，基准平坦部位的宽度WS的下限没有特别设定，但如果基准平坦部位的宽度WS过小，则骨架构件C10的闭合截面部的面积降低，变得难以确保屈服强度。
因此，基准平坦部位的宽度WS优选为有效宽度We的0.1倍以上。
从轻质化的观点考虑，基准平坦部位处的板厚优选为4.2mm以下。
另一方面，在基准平坦部位的板厚低于0.4mm的情况下，变得容易发生基准平坦部位的弹性屈曲，因此基准平坦部位的宽度WS的设定范围的限制变大。因此，基准平坦部位的板厚优选为0.4mm以上。
骨架构件C10通过下述方式形成：通过热压制加工将热冲压用钢板成形为规定的形状，然后将端面进行接合。如此形成的骨架构件C10具有以抗拉强度计为1.5GPa以上的强度。另外，通过如此地形成，从而骨架构件C10中的基准平坦部位的板厚中心部的维氏硬度在通过JIS Z 2244：2009中记载的方法实施的硬度试验中将试验载荷设定为300gf(2.9N)的情况下，成为300Hv以上。
在本申请中，为了以高强度化为前提来提高变形能力并发挥优异的能量吸收效率，基准平坦部位处的板厚中心部的硬度以维氏硬度计规定为300Hv以上。
板厚中心部的硬度的上限没有特别规定，但也可以以维氏硬度计设定为900Hv以下。
板厚中心部的硬度的测定方法如下所述。
从骨架构件中采集具有与板面垂直的截面的试样，将该截面作为测定面来进行制备，将该测定面供于硬度试验。
测定面的尺寸也取决于测定装置，但可以为10mm×10mm左右。
测定面的制备方法按照JIS Z 2244：2009来实施。将测定面使用#600～#1500的碳化硅纸进行研磨后，使用液体将测定面精加工成镜面，该液体是使粒度为1μm～6μm的金刚石粉末分散于醇等稀释液或纯水中而得到的。硬度试验按照JIS Z 2244：2009中记载的方法来实施。使用显微维氏硬度试验机，在试样的板厚的3/8位置处，以载荷为300gf、以压痕的3倍以上的间隔对30个点进行测定，将它们的平均值作为板厚中心部的硬度。
如上所述，在基准平坦部位的宽度WS为有效宽度We的2.0倍以下的情况下，能够抑制弹性屈曲。然而，就高强度材料、例如以抗拉强度计为1.5GPa以上的热冲压材料(经热冲压的成形体)而言，即使通过控制有效宽度We而抑制了弹性屈曲，如果弯曲性能不充分，则也会发生由轴向的载荷导致的折皱变形的过程中的断裂，因而无法得到优异的能量吸收效率。
如果是以往，则基准平坦部位处的板厚中心部处的硬度频率分布的标准偏差与表层部处的硬度频率分布的标准偏差几乎相同，硬度标准偏差比成为1.0。
然而，在本实施方式的骨架构件C10中，通过适当地控制基准平坦部位处的板厚中心部处的硬度频率分布的标准偏差与表层部处的硬度频率分布的标准偏差之比，从而提高弯曲性能。
因此，即使应用高强度材料，也能够抑制折皱变形的过程中的断裂，与以往相比发挥格外优异的能量吸收效率。
具体而言，在本实施方式的骨架构件C10中，按照下述方式进行控制：在基准平坦部位，用表层部处的硬度频率分布的标准偏差除以板厚中心部处的硬度频率分布的标准偏差而得到的值即硬度标准偏差比变得小于1.0。
本发明的发明者们通过实验发现：在应用以抗拉强度计为1.5GPa以上的热冲压材料的情况下，将硬度标准偏差比设定为小于1.0的值时，能够大幅提高基于德国汽车工业协会所规定的VDA基准(VDA238-100)的VDA弯曲试验中的最大弯曲角度。
图26是表示使用了厚度为1.4mm的2.0GPa级材料的钢板的情况下的VDA弯曲试验的结果的曲线图，可知：硬度标准偏差比越是小于1.0，则VDA弯曲试验中的最大弯曲角(°)变得越高，VDA弯曲角度比变得越高。即，在硬度标准偏差比小于1.0的情况下，变得不易因轴向的载荷而在折皱变形的过程中产生断裂，能够发挥优异的能量吸收效率。
因此，硬度标准偏差比优选小于0.95，更优选小于0.80。
硬度标准偏差比越小越优选，但即使小于0.01，提高弯曲性的效果也饱和。因此，硬度标准偏差比优选为0.01以上。
这里，板厚中心部处的硬度频率分布和表层部处的硬度频率分布通过维氏硬度试验来获得。
从骨架构件中采集具有与板面垂直的截面的试样，将该截面作为测定面来进行制备，将该测定面供于硬度试验。
测定面的尺寸也取决于测定装置，但可以为10mm×10mm左右。
测定面的制备方法按照JIS Z 2244：2009来实施。
将测定面使用#600～#1500的碳化硅纸进行研磨后，使用液体将测定面精加工成镜面，该液体是使粒度为1μm～6μm的金刚石粉末分散于醇等稀释液或纯水中而得到的。
对于如此地精加工成镜面的测定面，按照JIS Z 2244：2009中记载的方法实施硬度试验。
使用显微维氏硬度试验机，对表层部处的硬度进行测定。
以载荷为300gf、以压痕的3倍以上的间隔对30个点进行测定，求出表层部处的硬度频率分布。
同样，在板厚的3/8的深度位置处，也以载荷为300gf、以压痕的3倍以上的间隔对30个点进行测定，求出板厚中心部处的硬度频率分布。
另外，为了在上述的维氏硬度试验的结果所得到的板厚中心部处的硬度频率分布和表层部处的硬度频率分布中求出标准偏差，利用公知的统计学方法。
在像以往那样在热冲压用钢板的板厚中心部与表层部处的金属组织相同的情况下，表层部处的硬度频率分布与板厚中心部处的硬度频率分布变得相同，硬度标准偏差比成为1.0。
另一方面，在对仅表层部及其附近的金属组织进行了改性的情况下，硬度标准偏差比成为与1.0不同的值。
在由本实施方式的热冲压用钢板形成的骨架构件C10中，通过对仅表层部及其附近的金属组织进行改性，能够抑制表层部处的硬度的分布、不均，使表层部与板厚中心部的硬度标准偏差比小于1.0。
具体而言，硬度标准偏差比可以通过作为公知技术的调整热冲压用钢板的脱碳退火时的最高加热温度和保持时间来进行控制。脱碳退火的条件优选的是，在含有氢、氮或氧的湿润气氛中，将脱碳退火温度(钢板的最高到达温度)设定为700～950℃，将700～950℃的温度范围中的滞留时间设定为5秒～1200秒。
另外，通过在该条件范围内将退火温度设定为更高的温度范围，将滞留温度限定为更长的时间范围，从而能够使硬度标准偏差比小于0.80。
需要说明的是，只要骨架构件C10的至少一个表层部满足硬度标准偏差比的上述条件即可。但是，优选骨架构件C10的两侧的表层部满足上述硬度标准偏差比的条件。
这样一来，根据本实施方式的骨架构件C10，通过在基准平坦部位控制基准平坦部位的宽度WS，能够抑制弹性屈曲，并且通过硬度标准偏差比的控制，能够抑制折皱变形的过程中的断裂。
因此，即使基准平坦部位的板厚中心部的维氏硬度具有300Hv以上这样的充分的硬度，也能够格外地提高能量吸收效率。
以上，参照所附附图对要素技术C的优选的实施方式进行了详细说明，但要素技术C并不限于上述例子。
显然，只要是具有要素技术C所属的技术领域的普通知识者，则在本申请的技术思想的范围内，可想到各种变更例或修正例，关于它们，当然也理解为属于要素技术C的技术范围。
例如，上述的骨架构件C10由单一的构件构成，但也可以由多个构件构成。图27是表示变形例的骨架构件C20的立体图，图28是图27的切断线A2-A2的截面图。
该骨架构件C20包含沿着长度方向延伸的第一骨架构件C20A和沿着长度方向延伸且与第一骨架构件C20A接合的第二骨架构件C20B。而且，通过第一骨架构件C20A和第二骨架构件C20B形成了闭合截面部。
第一骨架构件C20A是通过将板厚为1.2mm的钢板进行热冲压成形而使与长度方向垂直的截面成为大致帽型形状的开口截面的构件。
如图28所示，与第一骨架构件C20A的长度方向垂直的截面部具备五个平坦部位C21和四个拐角部位C。
具体而言，与第一骨架构件C20A的长度方向垂直的截面部具备：第一平坦部位C21a、介由拐角部位C与第一平坦部位C21a相连的第二平坦部位C21b、介由拐角部位C与第二平坦部位C21b相连的第三平坦部位C21c、介由拐角部位C与第三平坦部位C21c相连的第四平坦部位C21d、和介由拐角部位C与第四平坦部位C21d相连的第五平坦部位C21e。
第二骨架构件C20B是通过将板厚为0.8mm的钢板进行热冲压成形而使与长度方向垂直的截面成为大致帽型形状的开口截面的构件。
如图28所示，与第二骨架构件C20B的长度方向垂直的截面部具备五个平坦部位C23和四个拐角部位C。
具体而言，与第二骨架构件C20B的长度方向垂直的截面部具备：第一平坦部位C23a、介由拐角部位C与第一平坦部位C23a相连的第二平坦部位C23b、介由拐角部位C与第二平坦部位C23b相连的第三平坦部位C23c、介由拐角部位C与第三平坦部位C23c相连的第四平坦部位C23d、和介由拐角部位C与第四平坦部位C23d相连的第五平坦部位C23e。
而且，第一骨架构件C20A的第一平坦部位C21a及第五平坦部位C21e与第二骨架构件C20B的第一平坦部位C23a及第五平坦部位C23e分别通过点焊进行接合。
通过如此地构成，从而骨架构件C20的与长度方向垂直的截面具有闭合截面部。
在本申请中，基准平坦部位定义为闭合截面部中的平坦部位中的有效宽度比为最大的平坦部位。
第一骨架构件C20A的平坦部位C21和第二骨架构件C20B的平坦部位C23均具有相同的屈服应力σy、杨氏模量E及泊松比ν。因此，对各个平坦部位C21、C23通过宽度W/有效宽度We计算出的有效宽度比依赖于各个平坦部位C21、C23的宽度W和板厚t而确定。
该闭合截面部中，第一骨架构件C20A的第三平坦部位C21c和第二骨架构件C20B的第三平坦部位C23c均是在全部平坦部位C21、C23中宽度为最大的平坦部位。然而，第二骨架构件C20B的第三平坦部位C23c的板厚比第一骨架构件C20A的第三平坦部位C21c的板厚小，因此第二骨架构件C20B的第三平坦部位C23c的有效宽度比最大。因此，第二骨架构件C20B的第三平坦部位C23c为基准平坦部位。
因此，在变形例的骨架构件C20中，通过对于作为基准平坦部位的第二骨架构件C20B的第三平坦部位C23c，将板厚中心部的维氏硬度控制为300Hv以上，将宽度Ws控制为有效宽度We的2.0倍以下，将标准偏差比控制为小于1.0的值，从而能够发挥优异的能量吸收效率。
需要说明的是，骨架构件C10具有对置的边彼此具有相同宽度的大致矩形的截面形状，但也可以具有四个平坦部位C11具有相同宽度的大致正方形的截面形状。
另外，平坦部位C11的数量没有特别限定，但至少有一个即可。
另外，实施方式的骨架构件C10在整个全长上具有一样的截面形状，但也可以不在整个全长上具有一样的截面形状，与构件长度方向垂直的闭合截面中的截面积(板厚×截面线长)成为最小的闭合截面为上述的闭合截面部即可，存在于长度方向的全长的一部分中即可。但是，优选上述的闭合截面部存在于长度方向的全长的50％以上，进一步优选为80％以上。
需要说明的是，骨架构件C10、C20应用于汽车车体的结构构件中的预期在碰撞时主要在轴向上被负荷压缩的输入的构件。图29是表示作为应用骨架构件C10、C20的一个例子的汽车骨架C100的图。
如果参照该图29，则骨架构件C10、C20可以应用于汽车车体的结构构件中的前纵梁C101、后纵梁C103、侧梁C105、A柱C107、B柱C109、上边梁C111、地板横梁C113、车顶横梁C115及车底加强件C117。
(实施例)
准备板厚为1.6mm的钢板A、钢板B及钢板C。
就钢板B及钢板C而言，通过在脱碳退火时，在混合有氢和氮的湿润气氛中，将脱碳退火温度(钢板的最高到达温度)设定为700～900℃，将700～900℃的温度范围中的滞留时间设定为60～600秒，从而对仅表层部及其附近的金属组织进行改性。
通过将上述这些钢板A、钢板B及钢板C进行加热，保持于900℃的温度范围，并在模具内快速冷却，从而进行热冲压成形，通过将端面彼此焊接，从而得到了由各个钢板制成的高度为300mm的方筒构件。
钢板A在板厚中心部和表层部处的金属组织相同，因此基准平坦部位的板厚中心部处的硬度频率分布的标准偏差与基准平坦部位的表层部处的硬度频率分布的标准偏差相等，硬度标准偏差比成为1.0。另一方面，钢板B及钢板C通过对表层部的金属组织进行改性而未对板厚中心部的金属组织进行改性，从而使表层部的硬度频率分布发生变化，调整了表层部的标准偏差。由此，钢板B的基准平坦部位中的表层部相对于板厚中心部的硬度标准偏差比成为0.65，钢板C的基准平坦部位处的硬度标准偏差比成为0.80。
将热冲压后的平坦部位中的材料特性示于表11。
[表11]
如图30所示，方筒构件的与长度方向垂直的截面设定为四个平坦部位具有相同宽度的大致正方形的截面设计。即，在各个方筒构件中，四个平坦部位全部为具有最大的有效宽度比的基准平坦部位。以这样的条件为前提，对每个实验例设定基准平坦部位的宽度WS。
需要说明的是，四个拐角部C的曲率半径均设计为5mm。
对于这些方筒构件，在将下端侧完全约束的状态下，使刚体平面冲击器以时速90km从上端侧碰撞，根据此时的变形状态、断裂发生状况及冲击器反作用力(载荷)和冲程计算出吸收能量并进行了比较。将每个实验例的设定条件及其结果示于表12。
[表12]
需要说明的是，图31是对表12所示的实验结果比较能量吸收效率相对于有效宽度比的曲线图。如该曲线图所示，可知：通过仅减小有效宽度比，不会观察到能量吸收效率的提高，但在像本申请那样适当地控制了硬度标准偏差比的情况下，通过减小有效宽度比，使得能量吸收效率格外地提高。
(要素技术D)
要素技术D是一种钢构件，其具有钢板基材和形成于上述钢板基材的表面的含有Al及Fe的被覆，上述钢板基材具有下述化学组成：以质量％计含有：C：0.10～0.65％、Si：0.10～2.00％、Mn：0.30～3.00％、P：0.050％以下、S：0.0100％以下、N：0.010％以下、O：0.010％以下、Ti：0～0.100％、B：0～0.0100％、Cr：0～1.00％、Mo：0～1.00％、Ni：0～1.00％、Nb：0～0.10％、Cu：0～1.00％、V：0～1.00％、Ca：0～0.010％、Mg：0～0.010％、Al：0～1.00％、Sn：0～1.00％、W：0～1.00％、Sb：0～1.00％、Zr：0～1.00％、Co：0～1.00％及REM：0～0.30％、剩余部分包含Fe及杂质，上述钢板基材具有形成于上述被覆侧的脱碳层，上述脱碳层具有形成于上述被覆侧的内部氧化层，上述脱碳层的距离上述钢板基材与上述被覆的界面的深度为30μm以上，上述内部氧化层的距离上述界面的深度低于20μm，在上述钢板基材与含有Al及Fe的上述被覆之间不包含氧化皮。
根据要素技术D，能够提供高强度且弯曲性及焊接性优异的钢构件(包含被覆钢构件)和作为该钢构件的原材料而优选的钢板。
以下，对要素技术D的一个实施方式的钢板(本实施方式的钢板)及钢构件(包含被覆钢构件)(本实施方式的钢构件)以及它们的优选制造方法进行说明。
首先，对本实施方式的钢板进行说明。如图32所示，本实施方式的钢板D10具备：具有以下所示的化学组成的母材钢板D11；和形成于母材钢板D11的表面的包含80质量％以上的Fe的氧化皮D12。另外，该母材钢板D11在与氧化皮D12的界面侧(与界面相接触的区域)具有规定深度的脱碳层D13，该脱碳层D13在母材钢板D11与氧化皮D12的界面侧具有内部氧化层D14。
在图32中仅示出了单面的氧化皮，但氧化皮也可以形成于两面，在该情况下，脱碳层D13、内部氧化层D14形成于与母材钢板D11的与氧化皮的两侧的界面相接触的区域。
在本实施方式中，“氧化皮侧”是指“母材钢板的板厚方向上的氧化皮侧”，“与氧化皮的界面侧”是指“母材钢板的板厚方向上的母材钢板与氧化皮的界面侧(与界面相接触的区域)”。
<母材钢板>
[化学组成]
对于下述的夹持“～”的数值限定范围，两端的值作为下限值及上限值被包含在其范围内。但是，关于表示为“超过”或“低于”的数值，该值不包含在数值范围内。关于各元素的含量的“％”只要没有特别说明，则是指“质量％”。
C：0.10～0.65％
C是提高钢的淬透性、提高热冲压后的(对钢板进行热冲压而得到的)钢构件的强度的元素。然而，C含量低于0.10％时，在热冲压后的钢构件(通过对钢板进行热冲压而得到的钢构件)中变得难以确保充分的强度(超过1.0GPa)。因此，C含量设定为0.10％以上。C含量优选为0.15％以上，更优选为0.26％以上。
另一方面，如果C含量超过0.65％，则热冲压后的钢构件的强度变得过高，弯曲性的劣化变得显著。另外，焊接性也劣化。因此，C含量设定为0.65％以下。C含量优选为0.60％以下。
Si：0.10～2.00％
Si是为了提高钢的淬透性、并且在热冲压后的钢构件中稳定地确保强度而有效的元素。为了得到该效果，需要将Si含量设定为0.10％以上。Si含量优选为0.35％以上。
另一方面，如果钢板中的Si含量超过2.00％，则在热处理时，为了奥氏体相变所需的加热温度显著变高。由此，有时热处理所需的成本上升。此外，如果Si含量超过2.00％，则淬火部的韧性劣化。因此，Si含量设定为2.00％以下。Si含量优选为1.60％以下。
Mn：0.30～3.00％
Mn是为了提高钢的淬透性、在热冲压后的钢构件中稳定地确保强度而非常有效的元素。Mn还是降低Ac3点、促进淬火处理温度的低温化的元素。另外，Mn是具有在Al-Fe系被覆中进行扩散来提高耐蚀性的效果的元素。Mn含量低于0.30％时，这些效果不充分，因此将Mn含量设定为0.30％以上。Mn含量优选为0.40％以上。
另一方面，如果Mn含量超过3.00％，则上述的效果饱和，而且淬火部的韧性、弯曲性劣化。因此，Mn含量设定为3.00％以下。Mn含量优选为2.80％以下，更优选为2.50％以下。
P：0.050％以下
P是使热冲压后的钢构件的韧性劣化的元素。特别是，如果P含量超过0.050％，则韧性的劣化变得显著。因此，P含量限制为0.050％以下。P含量优选限制为0.005％以下。P含量优选较少，因此也可以为0％，但从成本的观点考虑，也可以设定为0.001％以上。
S：0.0100％以下
S是使热冲压后的钢构件的韧性、弯曲性劣化的元素。特别是，如果S含量超过0.0100％，则韧性、弯曲性的劣化变得显著。因此，S含量限制为0.0100％以下。S含量优选限制为0.0050％以下。S含量优选较少，因此也可以为0％，但从成本的观点考虑，也可以设定为0.0001％以上。
N：0.010％以下
N是使热冲压后的钢构件的韧性劣化的元素。特别是，如果N含量超过0.010％，则在钢中形成粗大的氮化物，韧性显著劣化。因此，N含量设定为0.010％以下。N含量的下限没有必要特别限定，也可以为0％，但将N含量设定为低于0.0002％会导致炼钢成本的增大，在经济方面不优选。因此，N含量也可以设定为0.0002％以上，也可以设定为0.0008％以上。
O：0.010％以下
O是使热冲压后的钢构件的韧性劣化的元素。特别是，如果O含量超过0.010％，则在钢中形成粗大的氧化物，韧性显著劣化。因此，O含量设定为0.010％以下。O含量的下限没有必要特别限定，也可以为0％，但将O含量设定为低于0.0002％会导致炼钢成本的增大，在经济方面不优选。因此，O含量也可以设定为0.0002％以上，也可以设定为0.0008％以上。
本实施方式的钢构件为了强度、韧性、弯曲性、耐蚀性、脱氧性的提高，除了上述的元素以外，也可以进一步含有选自下述所示的Ti、B、Cr、Mo、Ni、Nb、Cu、V、Ca、Mg、Al、Sn、W、Sb、Zr、Co及REM中的1种以上元素。上述这些元素为任选元素，并不必须含有，因此下限为0％。
Ti：0～0.100％
Ti是具有下述作用的元素：在将钢板加热至Ac3点以上的温度来实施热处理时抑制再结晶，并且形成微细的碳化物来抑制晶粒生长，由此将奥氏体晶粒制成细粒。因此，通过含有Ti，可得到热冲压后的钢构件的韧性大幅提高的效果。另外，Ti是通过与钢中的N优先结合来抑制由BN的析出引起的B的消耗、促进后述的由B带来的淬透性提高的效果的元素。因此，也可以含有Ti。在想充分得到上述效果的情况下，Ti含量优选设定为0.010％以上。Ti含量更优选为0.020％以上。
另一方面，如果Ti含量超过0.100％，则TiC的析出量增加从而C被消耗，因此热冲压后的钢构件的强度降低。因此，Ti含量设定为0.100％以下。Ti含量优选为0.080％以下。
B：0～0.0100％
B是具有即使是微量也剧烈地提高钢的淬透性的作用的元素。另外，B是通过在晶界处偏析来强化晶界从而提高韧性的元素，是在钢板的加热时抑制奥氏体的晶粒生长的元素。因此，也可以含有B。在想充分得到上述效果的情况下，B含量优选设定为0.0010％以上。B含量更优选为0.0020％以上。
另一方面，如果B含量超过0.0100％，则粗大的化合物大量析出，热冲压后的钢构件的韧性劣化。因此，在含有B的情况下，B含量设定为0.0100％以下。B含量优选为0.0080％以下。
Cr：0～1.00％
Cr是为了提高钢的淬透性、稳定地确保热冲压后的钢构件的强度而有效的元素。因此，也可以含有Cr。在想得到上述效果的情况下，Cr含量优选设定为0.01％以上。Cr含量更优选为0.05％以上，进一步优选为0.08％以上。
另一方面，如果Cr含量超过1.00％，则上述的效果饱和，而且成本增加。另外，Cr具有使铁碳化物稳定化的作用，因此如果Cr含量超过1.00％，则有可能在钢板的加热时粗大的铁碳化物未溶而残留，热冲压后的钢构件的韧性劣化。因此，在含有Cr的情况下，Cr含量设定为1.00％以下。Cr含量优选为0.80％以下。
Mo：0～1.00％
Mo是为了提高钢的淬透性、稳定地确保热冲压后的钢构件的强度而有效的元素。因此，也可以含有Mo。在想得到上述效果的情况下，Mo含量优选设定为0.01％以上。Mo含量更优选为0.05％以上。
另一方面，如果Mo含量超过1.00％，则上述的效果饱和，而且成本增加。另外，Mo具有使铁碳化物稳定化的作用，因此如果Mo含量超过1.00％，则有可能在钢板的加热时粗大的铁碳化物未溶而残留，热冲压后的钢构件的韧性劣化。因此，在含有Mo的情况下，Mo含量设定为1.00％以下。Mo含量优选为0.80％以下。
Ni：0～1.00％
Ni是为了提高钢的淬透性、并且稳定地确保热冲压后的钢构件的强度而有效的元素。因此，也可以含有Ni。在想得到上述效果的情况下，优选将Ni含量设定为0.01％以上。Ni含量更优选为0.10％以上。
另一方面，如果Ni含量超过1.00％，则上述的效果饱和，经济性降低。因此，在含有Ni的情况下，Ni含量设定为1.00％以下。
Nb：0～0.10％
Nb是具有形成微细的碳化物、通过其细粒化效果来提高钢的韧性的作用的元素。因此，也可以含有Nb。在想充分得到上述效果的情况下，优选将Nb含量设定为0.02％以上。Nb含量更优选为0.03％以上。
另一方面，如果Nb含量超过0.10％，则碳化物粗大化，钢构件的韧性劣化。因此，Nb含量设定为0.10％以下。Nb含量优选为0.08％以下。
Cu：0～1.00％
Cu是为了提高钢的淬透性、稳定地确保热冲压后的钢构件的强度而有效的元素。因此，也可以含有Cu。另外，Cu是具有提高钢构件的耐蚀性的效果的元素。在想得到上述效果的情况下，优选将Cu含量设定为0.01％以上。Cu含量更优选为0.05％以上。
另一方面，如果Cu含量超过1.00％，则上述的效果饱和，而且成本增加。因此，在含有Cu的情况下，Cu含量设定为1.00％以下。Cu含量优选为0.80％以下。
V：0～1.00％
V是形成微细的碳化物、通过其细粒化效果来提高钢的韧性的元素。因此，也可以含有V。在想得到上述效果的情况下，优选将V含量设定为0.01％以上。V含量更优选为0.10％以上。
另一方面，如果V含量超过1.00％，则上述的效果饱和从而经济性降低。因此，在含有V的情况下，V含量设定为1.00％以下。
Ca：0～0.010％
Ca是具有将钢中的夹杂物微细化、提高热冲压后的韧性的效果的元素。因此，也可以含有Ca。在想得到上述效果的情况下，优选将Ca含量设定为0.001％以上。Ca含量更优选为0.002％以上。
另一方面，如果Ca含量超过0.010％，则其效果饱和，而且成本增加。因此，在含有Ca的情况下，Ca含量设定为0.010％以下。Ca含量优选为0.005％以下，更优选为0.004％以下。
Mg：0～0.010％
Mg是具有将钢中的夹杂物微细化、提高热冲压后的钢构件的韧性的效果的元素。因此，也可以含有Mg。在想得到上述效果的情况下，优选将Mg含量设定为0.001％以上。Mg含量更优选为0.002％以上。
另一方面，如果Mg含量超过0.010％，则其效果饱和，而且成本增加。因此，在含有Mg的情况下，Mg含量设定为0.010％以下。Mg含量优选为0.005％以下，更优选为0.004％以下。
Al：0～1.00％
Al是一般作为钢的脱氧剂来使用的元素。因此，也可以含有Al。在想得到上述效果的情况下，优选将Al含量设定为0.01％以上。
另一方面，如果Al含量超过1.00％，则上述的效果饱和从而经济性降低。因此，在含有Al的情况下，Al含量设定为1.00％以下。
Sn：0～1.00％
Sn是在腐蚀环境中提高耐蚀性的元素。因此，也可以含有Sn。在想得到上述效果的情况下，优选将Sn含量设定为0.01％以上。
另一方面，如果Sn含量超过1.00％，则晶界强度降低，热冲压后的钢构件的韧性劣化。因此，在含有Sn的情况下，Sn含量设定为1.00％以下。
W：0～1.00％
W是能够提高钢的淬透性、并且稳定地确保热冲压后的钢构件的强度的元素。因此，也可以含有W。另外，W是在腐蚀环境中提高耐蚀性的元素。在想得到上述效果的情况下，优选将W含量设定为0.01％以上。
另一方面，如果W含量超过1.00％，则上述的效果饱和从而经济性降低。因此，在含有W的情况下，W含量设定为1.00％以下。
Sb：0～1.00％
Sb是在腐蚀环境中提高耐蚀性的元素。因此，也可以含有Sb。在想得到上述效果的情况下，优选将Sb含量设定为0.01％以上。
然而，如果Sb含量超过1.00％，则晶界强度降低，热冲压后的钢构件的韧性劣化。因此，在含有Sb的情况下，Sb含量设定为1.00％以下。
Zr：0～1.00％
Zr是在腐蚀环境中提高耐蚀性的元素。因此，也可以含有Zr。为了得到上述的效果，优选将Zr含量设定为0.01％以上。
另一方面，如果Zr含量超过1.00％，则晶界强度降低，热冲压后的钢构件的耐氢脆性降低。因此，在含有Zr的情况下，Zr含量设定为1.00％以下。
Co：0～1.00％
Co是在腐蚀环境中提高耐蚀性的元素。因此，也可以含有Co。在想得到上述效果的情况下，优选将Co含量设定为0.01％以上。
另一方面，如果Co含量超过1.00％，则上述的效果饱和从而经济性降低。因此，在含有Co的情况下，Co含量设定为1.00％以下。
REM：0～0.30％
REM是与Ca同样地具有将钢中的夹杂物微细化、提高热冲压后的钢构件的韧性的效果的元素。因此，也可以含有REM。在想得到上述效果的情况下，优选将REM含量设定为0.01％以上。REM含量更优选为0.02％以上。
另一方面，如果REM含量超过0.30％，则其效果饱和，而且成本增加。因此，在含有REM的情况下，REM含量设定为0.30％以下。REM含量优选为0.20％以下。
这里，REM是指Sc、Y及La、Nd等镧系元素的合计17种元素，REM的含量是指这些元素的合计含量。REM例如使用Fe-Si-REM合金来添加到钢液中，在该合金中例如包含La、Nd、Ce、Pr。
在本实施方式的钢板的母材钢板的化学组成中，除上述的元素以外、即剩余部分为Fe及杂质。
此处“杂质”是指在工业上制造钢板时通过矿石、废料等原料、制造工序的各种要因而混入的成分、且在不对本实施方式的钢板、本实施方式的钢构件的特性造成不良影响的范围内被允许的成分。
母材钢板的化学组成可以通过以下的方法来求出。
从母材钢板中切出分析试样，通过进行ICP(电感耦合等离子体)发光分光分析法等元素分析来得到。C及S使用燃烧-红外线吸收法进行测定即可，N使用不活泼气体熔融-热导法进行测定即可，O使用不活泼气体熔融-非分散型红外线吸收法进行测定即可。
分析试样如JIS G 0417：1999中记载的那样，按照可得到母材钢板的板厚整体的平均化学组成的方式进行采集。具体而言，避开母材钢板的宽度方向端部，从距离表面在板厚方向上为板厚的1/4位置处采集分析试样。
[脱碳层]
[内部氧化层]
如图32所示，本实施方式的钢板D10所具有的母材钢板D11在氧化皮D12侧(母材钢板D11与氧化皮D12的界面侧)具有脱碳层D13。即，母材钢板D11的氧化皮D12侧的一部分为脱碳层D13。另外，脱碳层D13在氧化皮D12侧具有内部氧化层D14。即，脱碳层D13的氧化皮D12侧的一部分为内部氧化层D14。内部氧化层D14的板厚方向截面中的距离母材钢板D11与氧化皮D12的界面的深度(距离界面的板厚方向的距离)低于30μm。脱碳层D13的板厚方向截面中的距离母材钢板D11与氧化皮D12的界面的深度(距离界面的板厚方向的距离)为90μm以上。
在对钢板进行热冲压而得到的钢构件中，为了提高弯曲性，将表层进行脱碳而软质化是极为有效的。弯曲变形由于越是弯曲外的表层，则产生的应力、应变越大，因此通过将表层软质化来提高破坏极限从而能够提高弯曲性。
在本实施方式的钢板D10中，为了在热冲压后的钢构件的表层形成脱碳层，在母材钢板D11的与后述的氧化皮D12的界面侧形成距离界面成为90μm以上的深度(厚度)的脱碳层D13。脱碳层D13所形成的深度(厚度)低于90μm时，在热冲压后的钢构件的钢板基材中不会形成充分深度的脱碳层，钢构件的弯曲性降低。通过热冲压而使得母材钢板的表面发生复碳，脱碳层深度变小，但通过将母材钢板D11的脱碳层深度设定为90μm以上，从而只要是通常的热冲压条件，就能够将热冲压后的钢构件的脱碳层深度设定为60μm以上。
如上述那样，作为使钢板的表层脱碳的技术，已知有将钢板在高露点下进行退火、通过气氛中的H2O来进行脱碳的方法(高露点退火)。然而，本发明的发明者们进行了研究，结果获知：在进行了这样的高露点退火的情况下，与脱碳同时产生的内部氧化(钢中的Si、Mn等易氧化元素的氧化)会引起各种问题。具体而言，获知：在进行热冲压而得到的钢构件中，有时在热冲压时以内部氧化层作为起点而在钢板内部生成氧化皮(内部氧化皮)，从该钢板内部生成的氧化皮会阻碍焊接性。
本发明的发明者们进一步进行了研究，结果获知：在供于热冲压的钢板(母材钢板D11)中，通过将内部氧化层D14的深度设定为低于30μm，能够抑制热冲压时的钢板内部的氧化皮的生成。因此，本实施方式的钢板D10中，将母材钢板D11的内部氧化层D14的距离母材钢板D11与氧化皮D12的界面的深度(厚度)设定为低于30μm。
内部氧化层的深度优选低于5μm。在该情况下，弯曲性进一步变得优势。
为了确保脱碳层13的深度、并且抑制内部氧化层D14的深度，需要如后所述地控制退火条件。
另外，脱碳层的深度(厚度)相对于内部氧化层的深度(厚度)之比优选满足3以上(脱碳层的厚度/内部氧化层的厚度≥3)的关系。在该情况下，后述的弯曲性进一步变得优势。更优选上述比为10以上。进一步优选上述比为20以上。
关于脱碳层D13的距离母材钢板D11与氧化皮D12的界面的深度，可以使用GDS通过以下的方法来求出。
从钢板的表面起沿板厚方向进行GDS(辉光放电发光分析)，求出脱碳层的深度。GDS的测定是在距离钢板的宽度方向端部为板宽(宽度)的1/4位置处，从表面(氧化皮的表面)朝向板厚方向，以50nm以下的间距测定C含量及Fe含量。测定的结果是，将Fe含量开始达到95％以上的位置设定为母材钢板与氧化皮的界面。另外，将通过GDS分析得到的C含量成为上述的距离母材钢板的表面为板厚的1/4位置的C含量的位置设定为脱碳层的最深位置。将从母材与氧化皮的界面至脱碳层的最深位置为止的距离设定为脱碳层的距离母材钢板与氧化皮的界面的深度(脱碳层的厚度)。其中，关于上述的测定，改变部位而进行5次，将5次的平均值设定为本实施方式的钢板的脱碳层的距离母材钢板与氧化皮的界面的深度(也称为全脱碳深度)。
在脱碳层为超过GDS的测定极限那样深的情况下，也可以如JIS G 0558(2007)中记载的那样由显微镜观察来求出脱碳层的深度。在该情况下，从距离钢板的宽度方向端部在宽度方向上为板宽(宽度)的1/4位置处采集截面观察用样品，对该样品实施硝酸乙醇蚀刻，利用光学显微镜进行截面观察。测定成为与距离母材钢板的表面(与氧化皮的界面)为板厚的1/4位置同等的组织的深度，将该位置的深度设定为脱碳层的深度。其中，关于测定，改变部位而进行5次，将5次的平均值设定为脱碳层深度。
关于内部氧化层的距离母材钢板与氧化皮的界面的深度，通过钢板截面的SEM(电子扫描型电子显微镜)观察来求出。
从距离钢板的宽度方向端部为板宽(宽度)的1/4位置处采集截面观察用样品，利用SEM进行COMPO图像观察。关于内部氧化，与晶粒内相比，在晶界更深地进行，在COMPO图像中比母材钢板的恒定部(Fe含量高)更暗地反映出，因此通过颜色的不同来确定内部氧化层，测定距离母材钢板与氧化皮的界面为最深的内部氧化层的深度。其中，关于上述的测定，改变部位而进行5次，将5次的平均值设定为本实施方式的钢板的内部氧化层的距离与氧化皮的界面的深度。
[氧化皮]
本实施方式的钢板具有形成于母材钢板的表面的氧化皮。本实施方式的钢板如后所述地有效利用在轧制等中形成于母材钢板的表面的氧化皮的O来进行母材钢板的脱碳。因此，就发生脱碳后的氧化皮而言，相对于在热轧等中通常形成的由FeO、Fe2O3、Fe3O4等形成的通常的氧化皮，O含量大幅降低，成为以质量％计包含80％以上的Fe。
即，通过以氧化皮的Fe含量成为80％以上的条件进行脱碳，能够得到具有上述深度的内部氧化层及脱碳层的钢板。
换言之，钢板有可能在加工等时氧化皮会被除去或者氧化皮发生剥离，但也可以认为：内部氧化层及脱碳层的深度处于上述范围内的钢板具有与本实施方式的钢板所具备的氧化皮同等的氧化皮。
另外，从用于脱碳的O的供给的方面考虑，氧化皮的厚度优选设定为5μm以上。更优选为8μm以上，进一步优选为10μm以上。从钢板的成品率的方面考虑，氧化皮的厚度优选为低于100μm。更优选为50μm以下或30μm以下。
本实施方式的钢板所具备的氧化皮优选包含：以质量％计包含80％以上的Fe及0.1％以上且低于3.0％的Si的第1区域；和包含65％以上且低于80％的Fe及0.8％以上且低于7.5％的Mn的第2区域。优选实质上由第1区域和第2区域形成。但是，氧化皮有时也会在最表层存在杂质、以Cr、Si等为主的氧化物或Cu等难氧化元素的单质作为“其他区域”。
通过具有这样的构成的氧化皮，从而在组装车体时的点焊中，能够提高发生喷溅的电流极限，得到适当电流范围广、即焊接性良好的钢板。
在第1区域中有时除了Fe、Si、O以外还包含C、Ni、Cr、Mo等。在第2区域中有时除了Fe、Mn、O以外还包含C、Ni等。
在存在第1区域和第2区域的情况下，大多取下述形态：在作为基体的第1区域中以岛状存在第2区域。既存在第2区域以岛状分散的情况，也存在几个岛结合的情况。任一情况下，都可以通过后述的方法来区别第1区域和第2区域。
氧化皮的Fe含量通过以下的方法来求出。在距离钢板的宽度方向端部为板宽(宽度)的1/4位置处，从表面起沿板厚方向进行GDS(辉光放电发光分析)，求出氧化皮的Fe含量、O含量。将O含量成为0.1％以上的区域作为杂质除去，从表面起测定O含量低于0.1％的区域中的Fe含量的平均值。关于测定，改变部位而进行5次，将5次的平均值设定为氧化皮的Fe含量。
氧化皮的第1区域中的Fe含量、Si含量及第2区域中的Fe含量、Mn含量使用SEM(电子扫描型电子显微镜)及电子探针显微分析仪(EPMA)来求出。从距离钢板的宽度方向端部在宽度方向上为板宽(宽度)的1/4位置处，按照可观察钢板的板厚方向的截面的方式采集样品。对于该试样，使用扫描型电子显微镜取得COMPO图像，确认构成氧化皮的对比度不同的2种组织的存在。第1区域由于比第2区域包含更多的作为重元素的Fe，因此比第2区域明亮地被观察到。因此，将相对明亮的区域设定为第1区域，将相对暗的区域设定为第2区域。通过对于这2种组织(第1区域及第2区域)，分别使用电子探针显微分析仪(EPMA)进行光点的元素分析(光束直径为1μm以下)，可以求出氧化皮的第1区域中所含的Fe含量、Si含量及第2区域中所含的Fe含量、Mn的含量。在测定时，分别进行10个点的分析，将其平均值设定为氧化皮的第1区域中所含的Fe、Si含量及第2区域中所含的Fe含量、Mn的含量。氧化皮也有时如上述地包含“其他区域”。包含10质量％以上的Cr、Si或Cu的区域设定为上述“其他区域”。
氧化皮的厚度通过SEM来求出。从距离钢板的宽度方向端部在宽度方向上为板宽(宽度)的1/4位置处采集截面观察用样品，利用SEM进行COMPO图像观察。测定10处氧化皮未剥离的部位的氧化皮厚度，将其平均值设定为氧化皮的厚度。
<钢构件>
如图33所示，本实施方式的钢构件D110具备：具有规定的化学组成的钢板基材D111；和形成于钢板基材D111的表面且包含70质量％以上的Fe的氧化皮D112。另外，钢板基材D111具有形成于氧化皮D112侧(与氧化皮D112的界面侧)的规定深度的脱碳层D113，该脱碳层D113具有形成于氧化皮D112侧的内部氧化层D114。
另外，本实施方式的钢构件D110可通过将上述的本实施方式的钢板D10供于热冲压等热处理(及加工)来得到。
在图中，本实施方式的钢构件D110以平板的形态示出，但为进行热冲压而得到的构件，不限于平板。
[化学组成]
钢板的化学组成通过热冲压实质上没有变化，因此本实施方式的钢构件D110的钢板基材D111的化学组成与本实施方式的钢板D10的母材钢板D11的化学组成相同，可以通过与母材钢板同等的测定方法来测定。
[脱碳层]
[内部氧化层]
本实施方式的钢构件D110在钢板基材D111的与氧化皮D112的界面侧存在脱碳层，在脱碳层D113的与氧化皮D112的界面侧存在内部氧化层D114。另外，脱碳层D113的距离钢板基材D111与氧化皮D112的界面的深度为60μm以上，内部氧化层D114的距离钢板基材D111与氧化皮D112的界面的深度低于40μm。
在钢构件中，为了提高弯曲性，将表层进行脱碳而软质化是极为有效的。弯曲变形越是弯曲外的表层，则产生的应力、应变越大，因此通过将表层软质化来提高破坏极限从而能够提高弯曲性。
如果本实施方式的钢构件D110的形成于表层的脱碳层D113的深度(厚度)为60μm以上，则弯曲性提高。因此，将脱碳层D113的距离钢板基材D111与氧化皮D112的界面的深度设定为60μm以上。
另外，在钢构件中，如果内部氧化层深度为40μm以上，则在热冲压时因在钢板内部生成的氧化皮而使焊接性降低。因此，将内部氧化层D114的深度设定为低于40μm。
<氧化皮>
本实施方式的钢构件D110具有形成于钢板基材D111的表面的氧化皮D112。本实施方式的钢构件D110通过将具有包含80质量％以上的Fe的氧化皮的钢板进行热冲压来得到。氧化皮虽然由于热冲压使得表层的氧化进展，但本实施方式的钢构件D110所具有的氧化皮D112以质量％计包含70％以上的Fe。
要素技术D的另一个实施方式的钢构件也可以为被覆钢构件，该被覆钢构件通过下述方式来得到：将上述的本实施方式的钢板供于酸洗等，将表面的氧化皮除去后，形成镀层等含有Al的被覆而制成被覆钢板，将该被覆钢板供于热冲压等热处理。
在该情况下，如图34所示，要素技术D的另一个实施方式的钢构件(被覆钢构件)D210具有钢板基材D211和形成于钢板基材D211的表面的含有Al及Fe的被覆D215，在钢板基材D211与含有Al及Fe的被覆D215之间不包含氧化皮。
另外，钢板基材D211具有形成于被覆D215侧的脱碳层D213，脱碳层D213具有形成于被覆D215侧的内部氧化层D214，脱碳层D213的距离钢板基材D211与被覆D215的界面的深度为30μm以上，内部氧化层D214的距离钢板基材D211与被覆D215的界面的深度低于20μm。
如果脱碳层D213的深度(厚度)为30μm以上，则弯曲性提高。另外，如果内部氧化层D214的深度低于20μm，则焊接性提高。
在具有被覆的被覆钢构件的情况下，由于热冲压等热处理时的表面的氧化状态与不具有被覆的上述的钢构件的情况不同，因此脱碳层的深度、内部氧化层的深度不同。
<制造方法>
本实施方式的钢板、本实施方式的钢构件无关于制造方法，只要具有上述的特征，则能够得到效果，但如果是包含以下所示的工序(钢板为(I)～(IV)、钢构件为(I)～(V))的制造方法，则能够稳定地制造，因此是优选的。
(I)制造具有规定的化学组成的钢坯的钢坯制造工序
(II)将上述钢坯进行加热、热轧来制成热轧钢板的热轧工序
(III)将上述热轧钢板进行卷取来制成热轧卷材的卷取工序
(IV)将形成有热轧氧化皮的上述热轧卷材进行箱式退火(BAF)的退火工序
(V)从上述退火工序后的上述热轧卷材中切出规定尺寸的坯料，进行热处理来得到钢构件的热处理工序
以下，对各工序进行说明。以下未说明的工序、条件可以通过适当公知的方法来进行。
(I)钢坯制造工序
在钢坯制造工序中，制造具有上述的优选的化学组成的板坯等钢坯。只要以公知的条件将调整为规定的化学组成的钢液通过连续铸造等制成钢坯即可。
(II)热轧工序
在热轧工序中，通过将所得到的钢坯进行加热、热轧来制成热轧钢板。在热轧工序中，在钢板的表面形成氧化皮(热轧氧化皮)。
热轧条件没有特别限定，只要根据所要求的钢板的特性，在公知的条件范围内适当设定即可。
(III)卷取工序
在卷取工序中，将热轧工序中得到的热轧钢板卷取成卷材状，制成热轧卷材。
卷取温度等条件没有特别限定。
(IV)退火工序
在退火工序中，对于在表面形成有热轧氧化皮的热轧卷材，在不进行氧化皮除去的情况下(以所谓的黑皮的状态)进行箱式退火(BAF)。
在退火时，将退火气氛设定为不活泼气体气氛(N2气氛、H2气氛等)，在650～900℃下进行4～16小时退火。在通常的脱碳退火中，进行高露点退火，以气氛中的H2O作为脱碳源。与此相对，在本实施方式中，通过对带有热轧氧化皮的状态的热轧卷材进行退火，从而以氧化皮中的O作为脱碳源来进行脱碳。具体而言，通过母材钢板的最表层的C与氧化皮中的O反应而成为CO气体从而发生脱碳。另外，接着不足的C从母材钢板的内部被供给至最表层，通过该C成为CO气体，从而脱碳反应进一步进展。此时，氧化皮中的O被消耗，氧化皮中的Fe含量变高。
然而，如果退火温度低于650℃或退火时间低于4小时，则不会充分进行脱碳。另一方面，如果退火温度超过900℃或退火时间超过16小时，则氧化皮的还原反应结束，之后仍继续从钢板内部向表层供给C，因此脱碳变浅。另外，如果所生成的CO气体滞留于氧化皮的周边，则不进行进一步的脱碳反应，无法得到深的脱碳层。因此，在本实施方式的钢板的制造方法中，使退火炉内的气体移动，使生成的CO气体不滞留于氧化皮的周边是重要的。具体而言，通过在退火炉内设置风扇等，并将其风量设定为250m3/小时以上，能够确保退火炉内的流速，进行脱碳反应。风量低于250m3/小时时，无法充分抑制CO气体向氧化皮周边的滞留，脱碳变得不充分。风量设定为热轧卷材周边的风量，也可以为了得到规定的风量而根据退火炉的尺寸来设置多个风扇等。优选热轧卷材的尺寸为：板厚为9mm以下、板宽为2100mm以下、外形为2000mm以下、一个卷材的重量为30吨以下。
与在高露点退火中以气氛中的H2O作为脱碳源的情况相比，在以氧化皮中的O作为脱碳源的情况下，脱碳源的O不易侵入母材钢板的内部，其结果是，变得不易进行内部氧化。
即，通过如上述地对黑皮状态的热轧卷材在不活泼气体气氛中按照风量成为250m3/小时以上的方式进行送风来进行箱式退火，可得到在本实施方式的钢板中说明的所期望的脱碳层深度、内部氧化层深度及氧化皮中的Fe含量。
(V)热处理工序
在热处理工序中，从退火工序后的热轧卷材中切出规定尺寸的坯料，对该坯料进行热处理来制成钢构件。
热处理优选以下述条件进行：以1.0～1000℃/秒的平均升温速度加热至Ac3点～(Ac3点+300)℃为止，以上部临界冷却速度以上的平均冷却速度冷却至Ms点(℃)以下为止。
如果升温速度低于1.0℃/秒，则热处理的生产率降低，因此是不优选的。另一方面，如果升温速度超过1000℃/秒，则成为混粒组织从而极限氢量降低，因此是不优选的。
另外，如果热处理温度低于Ac3点(℃)，则在冷却后铁素体残存，强度变低，因此是不优选的。另一方面，如果热处理温度超过(Ac3点+300)℃，则组织发生粗粒化从而极限氢量降低，因此是不优选的。
上部临界冷却速度是指在组织中不使铁素体、珠光体析出、而将奥氏体过冷而生成马氏体的最小冷却速度，如果以低于上部临界冷却速度的平均冷却速度进行冷却，则生成铁素体、珠光体，强度不足。
在加热时，也可以在加热温度的±10℃以内的范围内进行1～300秒的保持。
另外，在冷却至Ms点以下的温度为止后，为了调整钢材的强度，也可以进行100～600℃左右的温度范围内的回火处理。
在该热处理中，也可以同时进行加工。即，也可以进行所谓的热冲压。
另外，本实施方式的钢构件(包含被覆钢构件)也可以为对成为原材料的钢板的一部分进行热成形或热处理而得到的具有强度不同的区域的钢构件。
(VI)酸洗、冷轧及被覆
在将钢构件制成被覆钢构件的情况下，也可以在退火工序与热处理工序之间，将热轧卷材进行酸洗、冷轧，进而在表面形成包含Al的被覆。
该情况下，酸洗、冷轧、被覆只要以公知的条件来进行即可。当在酸洗时氧化皮未被充分剥离的情况下，也可以在酸洗前进行喷丸，机械地促进氧化皮剥离。喷丸粒度例如使用#60即可。
(实施例)
首先，将具有表13所示的化学成分的钢进行熔炼，得到热轧用的板坯。
<实施例1>
对所得到的板坯实施热轧，制成厚度为3.2mm、板宽为1000mm的热轧钢板，将该热轧钢板在800℃以下的温度下进行卷取，制成外形为1700mm、一个卷材的重量为14吨的热轧卷材。
对所得到的热轧卷材以表14～表16中记载的条件(温度、时间、风量)进行箱式退火。退火气氛设定为氮气氛。
[表13]
[表14]
[表15]
[表16]
从所得到的退火后的热轧卷材中切出规定尺寸的钢板(坯料)，通过上述的要领来进行GDS(辉光放电发光分析)、SEM观察、EPMA分析、光学显微镜观察，对脱碳层深度、内部氧化层深度、氧化皮厚度、氧化皮的Fe含量进行评价。另外，通过上述的要领来评价构成氧化皮的第1区域中的Fe含量、Si含量、第2区域中的Fe含量、Mn含量。将评价结果示于表2-1～表2-3中。
另外，在钢板的板厚方向上距离表面为板厚的1/4位置的化学组成与板坯的化学组成相同。
<实施例2>
对上述表14～表16所示的钢板以表17～表19所示的条件实施热处理，得到了钢构件。
将所得到的钢构件进行切取，通过上述的要领来进行GDS(辉光放电发光分析)、SEM观察、光学显微镜观察，求出脱碳层深度、内部氧化层深度、氧化皮的Fe含量。
将结果示于表17～表19。
另外，对于所得到的钢构件，通过以下的方法进行拉伸试验、弯曲试验、点焊试验，对抗拉强度、弯曲性、焊接性(焊接适当电流范围)进行评价。
<抗拉强度>
拉伸试验根据ASTM标准E8的规定来实施。
将钢构件的均热部位磨削至1.2mm厚后，按照试验方向变得与轧制方向平行的方式，采集ASTM标准E8的半尺寸板状试验片(平行部长度：32mm、平行部板宽：6.25mm)。然后，以3mm/分钟的应变速度进行室温拉伸试验，测定抗拉强度(最大强度)。
在本实施例中，将具有超过1000MPa的抗拉强度的情况评价为高强度。
<弯曲性>
弯曲试验按照VDA238-100的规定来实施。从钢构件的均热部位，采集与轧制方向平行地为60mm、垂直地为30mm的弯曲用试验片。将弯曲冲头按照与轧制方向变得垂直的方式对齐，测定最大载荷时的弯曲角度。弯曲角度与强度具有相关性，因此本实施例中，将抗拉强度低于2100MPa时具有超过55度的弯曲角度、抗拉强度为2100MPa以上时具有超过45度的弯曲角度的情况评价为与现有技术相比弯曲性优异。
<适当电流范围>
按照JIS Z 3001-6：2013来实施点焊。电源使用单相交流式的60Hz，电极使用前端直径为8mm，焊接时间设定为10个循环。从钢构件的均热部位，采集在轧制方向上为40mm、垂直地为30mm的点焊用试验片。将它们粘合，求出从熔核直径成为3√t的焊接电流至不发生喷溅的上限的电流为止的范围，设定为适当电流范围。
熔核直径设定为由剥离试验得到的剥离直径，在各电流下采集5次焊接试验片，将这些剥离直径的平均值设定为熔核直径。
如果适当电流范围为2.5kA以上，则判断为焊接性优异。
[表17]
[表18]
[表19]
<实施例3>
对上述表14～表16所示的钢板实施酸洗、冷轧、热浸镀Al，得到了厚度为2.0mm的被覆钢板。对被覆钢板以表20～表22所示的条件实施热处理，得到了被覆钢构件。
将所得到的钢构件进行切取，通过上述的要领来进行GDS(辉光放电发光分析)、SEM观察、光学显微镜观察，求出脱碳层深度、内部氧化层深度、氧化皮中的Fe含量。
另外，对于所得到的钢构件，通过与实施例2相同的要领来进行拉伸试验、弯曲试验、点焊试验，对抗拉强度、弯曲性、焊接性进行评价。
将结果示于表20～表22。
[表20]
[表21]
[表22]
(要素技术E)
要素技术E是一种热冲压成形体，其化学组成以质量％计含有：C：0.15～0.50％、Si：0.0010～3.000％、Mn：0.30～3.00％、Al：0.0002～2.000％、P：0.100％以下、S：0.1000％以下、N：0.0100％以下、Nb：0～0.15％、Ti：0～0.15％、V：0～0.15％、Mo：0～1.0％、Cr：0～1.0％、Cu：0～1.0％、Ni：0～1.0％、B：0～0.0100％、Ca：0～0.010％及REM：0～0.30％，剩余部分包含Fe和杂质，上述热冲压成形体具有包含以面积率计合计为90％以上的马氏体、贝氏体及回火马氏体的金属组织，在表面～距离上述表面为板厚1/4位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比低于1.8，在距离上述表面为上述板厚1/4位置～距离上述表面为板厚1/2位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比低于2.3。
根据要素技术E，能够提供具有优异的强度及弯曲性、并且耐载荷高的热冲压成形体。
本发明的发明者们对在热冲压后不仅可得到1.5～2.5GPa的抗拉(最大)强度及优异的弯曲性、而且还能够抑制耐载荷的劣化的方法进行了研究。其结果是，本发明的发明者们发现：在热冲压成形体中，通过不仅使钢板的表层软质化，而且还控制板厚方向的规定位置处的织构，从而能够得到高强度，且比以往更为优异的弯曲性，并且能够抑制耐载荷的劣化。
织构会受到热冲压前的金属组织的织构及碳浓度的影响。因此，本发明的发明者们发现：为了在热冲压成形体中得到所期望的织构，在热轧后的钢板中控制织构、进而在之后的退火中减少钢板表层的碳量是有效的。
以下，对本实施方式的热冲压用钢板及热冲压成形体详细地进行说明。首先，对本实施方式的热冲压用钢板的化学组成的限定理由进行说明。
需要说明的是，对于以下记载的夹持“～”所记载的数值限定范围，下限值及上限值包含在该范围内。对于以“低于”、“超过”来表示的数值，该数值不包含在数值范围内。关于化学组成的“％”均表示“质量％”。
本实施方式的热冲压用钢板的化学组成以质量％计含有：C：0.15～0.50％、Si：0.0010～3.000％、Mn：0.30～3.00％、Al：0.0002～2.000％、P：0.100％以下、S：0.1000％以下、N：0.0100％以下、Nb：0～0.15％、Ti：0～0.15％、V：0～0.15％、Mo：0～1.0％、Cr：0～1.0％、Cu：0～1.0％、Ni：0～1.0％、B：0～0.0100％、Ca：0～0.010％及REM：0～0.30％，剩余部分包含Fe及杂质。
以下，对各元素进行说明。
C：0.15～0.50％
C是提高热冲压成形体的强度的元素。C含量低于0.15％时，在热冲压成形体中无法得到所期望的强度。因此，C含量设定为0.15％以上。C含量优选为0.17％以上、0.20％以上、0.23％以上。另一方面，C含量超过0.50％时，无法得到优异的弯曲性。因此，C含量设定为0.50％以下。优选C含量为0.46％以下、0.43％以下。
Si：0.0010～3.000％
Si是通过固溶强化来提高热冲压成形体的强度的元素。Si含量低于0.0010％时，无法得到所期望的强度。因此，Si含量设定为0.0010％以上。Si含量优选为0.050％以上、0.100％以上、0.300％以上、0.500％以上。另一方面，Si含量超过3.000％时，铁素体量增加，无法得到所期望的金属组织。因此，Si含量设定为3.000％以下。Si含量优选为2.700％以下、2.500％以下。
Mn：0.30～3.00％
Mn是提高钢的淬透性的元素。为了提高淬透性、在热冲压后得到期望量的马氏体，Mn含量设定为0.30％以上。Mn含量优选为0.50％以上、0.70％以上、1.00％以上。另一方面，Mn含量超过3.00％时，变得容易因Mn偏析而产生开裂，无法得到优异的弯曲性。因此，Mn含量设定为3.00％以下。优选Mn含量为2.70％以下、2.50％以下、2.30％以下。
Al：0.0002～2.000％
Al是下述元素：通过对钢液进行脱氧、抑制成为破坏的起点的氧化物的生成来提高变形能力、提高热冲压成形体的弯曲性。Al含量低于0.0002％时，无法充分进行脱氧，生成粗大的氧化物，无法得到上述效果。因此，Al含量设定为0.0002％以上。Al含量优选为0.001％以上。另一方面，如果Al含量超过2.000％，则在钢中生成粗大的氧化物，热冲压成形体的弯曲性降低。因此，Al含量设定为2.000％以下。Al含量优选为1.700％以下或1.500％以下。
P：0.100％以下
P是杂质元素，通过在晶界处发生偏析而成为破坏的起点。因此，P含量限制为0.100％以下。P含量优选为0.050％以下。P含量的下限没有特别限定，但如果降低至低于0.0001％，则脱P成本大幅上升，在经济方面不优选。因此，P含量也可以设定为0.0001％以上。
S：0.1000％以下
S是杂质元素，在钢中形成夹杂物。由于该夹杂物成为破坏的起点，因此S含量限制为0.1000％以下。S含量优选为0.0500％以下、0.0300％以下。S含量的下限没有特别限定，但如果降低至低于0.0001％，则脱S成本大幅上升，在经济方面不优选。因此，S含量也可以设定为0.0001％以上。
N：0.0100％以下
N是杂质元素，在钢中形成氮化物。由于该氮化物成为破坏的起点，因此N含量限制为0.0100％以下。N含量优选为0.0050％以下。N含量的下限没有特别限定，但如果降低至低于0.0001％，则脱N成本大幅上升，在经济方面不优选。因此，N含量也可以设定为0.0001％以上。
本实施方式的热冲压用钢板的化学组成的剩余部分也可以为Fe及杂质。作为杂质，可例示出从钢原料或废料中和/或在炼钢过程中不可避免地混入、在不阻碍本实施方式的热冲压用钢板的特性的范围内被允许的元素。
本实施方式的热冲压用钢板也可以含有以下的元素作为任选元素来代替Fe的一部分。不含有以下的任选元素的情况下的含量为0％。
Nb：0～0.15％
Ti：0～0.15％
V：0～0.15％
Nb及Ti具有下述效果：在钢中形成碳氮化物，通过析出增强来提高热冲压成形体的强度。为了可靠地发挥该效果，优选将Nb、Ti及V中的即使1种的含量也设定为0.05％以上。另一方面，在将Nb、Ti及V中的即使1种的含量设定为超过0.15％的情况下，也会在钢中大量地生成碳氮化物从而热冲压成形体的延展性降低。因此，Nb含量、Ti含量及V含量分别设定为0.15％以下。
Mo：0～1.0％
Cr：0～1.0％
Cu：0～1.0％
Ni：0～1.0％
Mo及Cr具有下述作用：通过在热冲压前的加热时固溶于原奥氏体晶粒中，从而提高热冲压成形体的强度。在想可靠地得到该效果的情况下，优选将Mo、Cr、Cu及Ni中的即使1种的含量也设定为0.05％以上。另一方面，即使大量含有Mo、Cr、Cu及Ni，上述效果也饱和，因此Mo含量、Cr含量、Cu含量、Ni含量优选分别设定为1.0％以下。
B：0～0.0100％
B是提高钢的淬透性的元素。为了可靠地得到该效果，B含量优选设定为0.0001％以上。另一方面，即使将B含量设定为超过0.0100％，淬透性提高的效果也饱和。因此，B含量设定为0.0100％以下。
Ca：0～0.010％
REM：0～0.30％
Ca及REM是下述元素：通过抑制成为破坏的起点的氧化物的生成来提高变形能力、提高热冲压成形体的弯曲性。在想可靠地得到该效果的情况下，优选将Ca及REM中的即使1种的含量也设定为0.001％以上。另一方面，即使大量含有Ca及REM，上述效果也饱和，因此Ca含量设定为0.010％以下，REM含量设定为0.30％以下。
需要说明的是，在本实施方式中，REM是指包含Sc、Y及镧系元素的合计17种元素，REM的含量是指这些元素的合计含量。
上述的热冲压用钢板的化学组成通过一般的分析方法来测定即可。例如，使用ICP-AES(电感耦合等离子体-原子发射光谱法；Inductively Coupled Plasma-AtomicEmission Spectrometry)进行测定即可。需要说明的是，C及S使用燃烧-红外线吸收法进行测定即可，N使用不活泼气体熔融-热导法进行测定即可。当在热冲压用钢板的表面具备镀层的情况下，通过机械磨削除去镀层后进行化学组成的分析即可。
接下来，对本实施方式的热冲压用钢板的金属组织进行说明。
本实施方式的热冲压用钢板具有包含下述组织的金属组织：以面积率计，合计为20～80％的铁素体、粒状贝氏体、贝氏体及马氏体；和包含珠光体及碳化物的剩余组织。以下说明的关于金属组织的“％”全部为“面积％”。
铁素体、粒状贝氏体、贝氏体、马氏体：20～80％
铁素体、粒状贝氏体、贝氏体、马氏体是用于在热冲压成形体中得到所期望的织构所需的组织。如果这些组织的合计的面积率低于20％，则在热冲压成形体中无法得到所期望的织构。因此，铁素体的面积率设定为20％以上。优选为30％以上、40％以上。另一方面，如果这些组织的面积率超过80％，则在剩余部分的珠光体中碳发生浓集，在热冲压加热时碳化物变得不易熔化，在变形时成为开裂的起点。因此，设定为80％以下。优选为70％以下、60％以下。
剩余组织：珠光体及碳化物
热冲压用钢板的金属组织的剩余组织包含珠光体及碳化物。在热冲压用钢板的金属组织中，由于不包含除上述的组织和珠光体及碳化物以外的组织，因此剩余组织的面积率也可以设定为20～80％。
热冲压用钢板的金属组织的测定方法
从热冲压用钢板的与端面相距50mm以上的任意位置(在无法从该位置采集样品的情况下，为避开端部的位置)，按照可观察与轧制方向平行的板厚截面的方式切出样品。样品的大小也取决于测定装置，但设定为在轧制方向上可观察10mm左右的大小。
将上述样品的截面使用#600～#1500的碳化硅纸进行研磨后，使用下述液体精加工成镜面，并使用胶体二氧化硅溶液实施精磨，上述液体是使粒度为1～6μm的金刚石粉末分散于醇等稀释液或纯水中而得到的。接着，在样品截面的长度方向的任意位置处的长度为50μm、距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域中，使用由热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制DVC5型检测器)构成的EBSD解析装置，以200～300点/秒的解析速度来实施。通过使用在EBSD解析装置所附属的软件“OIM Analysis(注册商标)”中搭载的“Phase Map”功能，算出晶体结构为bcc的区域的面积率，能够得到铁素体、粒状贝氏体、贝氏体及马氏体的合计的面积率。
珠光体及碳化物可以通过下述的方法来确定。将样品的截面使用#600～#1500的碳化硅纸进行研磨后，使用下述液体精加工成镜面，并实施硝酸乙醇蚀刻，上述液体是使粒度为1～6μm的金刚石粉末分散于醇等稀释液或纯水中而得到的。接着，在样品截面的长度方向的任意位置处的长度为50μm、距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域中，使用热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)来拍摄多个视场的照片。在拍摄照片上画出等间隔的格子，确定格子点处的组织。通过求出属于各组织的格子点个数，除以总格子点个数，从而得到各组织的面积率。总格子点个数越多，则越能够准确地求出面积率。在本实施方式中，格子间隔设定为2μm×2μm，总格子点个数设定为1500点。将亮度明亮的粒子视为碳化物，将亮度明亮的区域以粒状或板状且片状地配置的区域视为珠光体。
接下来，对本实施方式的热冲压用钢板的织构进行说明。
本实施方式的热冲压用钢板在表面～距离表面为板厚1/4位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比低于1.5，在距离表面为板厚1/4位置～距离表面为板厚1/2位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比低于2.0。
需要说明的是，在由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群中，包含{001}<1-10>、{001}<1-20>、{001}<0-10>及{001}<-1-10>的晶体取向。在由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群中，包含{111}<1-10>、{111}<1-20>、{111}<0-10>及{111}<-1-12>的晶体取向。
表面～距离表面为板厚1/4位置的织构：由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比低于1.5
在表面～距离表面为板厚1/4位置(以下，有时记载为表层区域)的织构中，将由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比设定为低于1.5。
通过优选地控制热冲压用钢板的表层区域的织构，从而在热冲压的加热时，能够抑制碳向表层区域中复碳(碳从内部区域扩散至低C浓度的表层区域)，并且通过在像钢板表面附近那样承担由变形产生的能量吸收的表层区域中使容易将通过弯曲变形而被导入的应变缓和的织构发达，从而在热冲压后，能够得到弯曲性优异的热冲压用钢板。
如果表层区域的织构的由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比为1.5以上，则无法得到上述效果。因此，表层区域的织构的由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比设定为低于1.5。优选低于1.2。
表层区域的织构的由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比从确保热冲压成形体中的强度的观点考虑也可以设定为0.4以上。
距离表面为板厚1/4位置～距离表面为板厚1/2位置的织构：由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比低于2.0
在距离表面为板厚1/4位置～距离表面为板厚1/2位置(以下，有时记载为内部区域)的织构中，将由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比设定为低于2.0。
通过优选地控制热冲压用钢板的内部区域的织构，从而在像钢板内部附近那样承担耐载荷的区域中，能够使具有不易破坏的晶界的织构发达，能够在维持优异的弯曲性的同时还提高耐载荷。如果内部区域的织构的由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比为2.0以上，则无法得到上述效果。因此，内部区域的织构的由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比设定为低于2.0。优选低于1.6。
内部区域的织构的由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比从确保韧性的观点考虑也可以设定为0.4以上。
极密度的测定方法
表层区域及内部区域的极密度通过以下的方法来测定。
表层区域及内部区域的极密度可以以下述方式求出：使用将扫描电子显微镜与EBSD解析装置组合而成的装置及TSL公司制的OIM Analysis(注册商标)，通过EBSD(电子背散射衍射；Electron Back Scattering Diffraction)法测定取向数据，对由此获得的取向数据使用球面调和函数进行计算来算出表示三维织构的晶体取向分布函数(ODF：Orientation Distribution Function)，由该晶体取向分布函数来求出。
关于测定范围，对于表层区域，设定为表面～距离表面为板厚1/4位置的区域(将表面设定为起始点、将距离表面在板厚方向上为板厚1/4的位置设定为终点的区域)，对于内部区域，设定为距离表面为板厚1/4位置～距离表面为板厚1/2位置的区域(将距离表面在板厚方向上为板厚1/4位置设定为起始点、将距离表面在板厚方向上为板厚1/2的位置设定为终点的区域)。测定间距设定为5μm/步长。
将由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度的平均值除以由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度的平均值而得到的值设定为由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比。
需要说明的是，{hkl}表示与轧制面平行的晶面，<uvw>表示与轧制方向平行的晶体方向。即，{hkl}<uvw>表示{hkl}朝向板面法线方向、<uvw>朝向轧制方向的晶体。
本实施方式的热冲压用钢板也可以在表面具有镀层。通过在表面具有镀层，从而在热冲压后，能够提高耐蚀性。作为镀层，可例示出铝镀层、铝-锌镀层、铝-硅镀层、热浸镀锌层、电镀锌层、合金化热浸镀锌层等。
热冲压用钢板的脱碳指标为0.085以上
通过优选地控制热冲压用钢板的脱碳指标，从而在像钢板内部附近那样承担耐载荷的区域中，能够促进具有不易破坏的晶界的织构的发达，能够在维持优异的弯曲性的同时还提高耐载荷。热冲压用钢板的脱碳指标优选为0.140以上，更优选为0.180以上。根据脱碳指标的算出方法，上限值成为1.000。
脱碳指标的测定方法
脱碳指标是将钢板表层中的碳的减少量进行定量化的指标，可以通过下述的方法来算出。使用辉光放电发光分析装置(Glow Discharge Optical Emission Spectrometry、GD-OES)来测定热冲压用钢板中的板厚方向的元素浓度分布。这里，测定范围设定为钢板的最表面～200μm深度，测定间隔设定为0.02μm以下。测定对于热冲压用钢板中所含的全部元素进行实施。
对于在表面具有镀层或涂装膜等的钢板，按照能够进行从钢板的最表面至200μm深度位置为止的测定的方式，通过机械研磨或化学研磨将镀层或涂装等的一部分或全部除去后供于GD-OES测定。在GD-OES测定中将铁的浓度成为90质量％以上的区域判定为钢板，将铁浓度成为90质量％的测定点设定为钢板的最表面位置。
接着，对于钢板的距离最表面位置为180μm深度～200μm深度中的碳浓度的测定值(1000个点以上)算出平均值，将该平均值视为钢板母材的碳浓度。
或者，在从最深部向表层侧至20μm为止的区域中的碳浓度的测定值为下述的情况下，也可以将从最深部向表层侧至20μm为止的区域中的碳浓度的平均值设定为钢板母材的碳浓度：从最深部向表层侧至20μm为止的区域中的碳浓度的平均值与从最深部向表层侧至20μm为止的区域中的碳浓度的测定值的最大值之差的绝对值为0.1％以下，并且从最深部向表层侧至20μm为止的区域中的碳浓度的平均值与从最深部向表层侧至20μm为止的区域中的碳浓度的测定值的最小值之差的绝对值为0.1％以下。
单位深度为20μm，所谓最深部是指：在钢板的最表面位置～200μm深度的位置中，在以每单位深度标记位置的情况下的深处的位置。例如，在最深部为120μm的情况下，“从最深部向表层侧至20μm为止的区域中的碳浓度的测定值”是指100μm位置～120μm位置中所含的测定点处的碳浓度的含义。
在钢板的最表面位置～200μm深度的位置中，算出每单位深度的碳浓度的减少量(从母材的碳浓度中减去各测定点处的碳浓度而得到的值)，求出单位深度与碳浓度的减少量之积的积分值，设定为碳的缺乏区域的面积(面积A)。接着，将母材的碳浓度与200μm之积设定为基准面积(面积B)，将碳缺乏面积(面积A)除以基准面积(面积B)而得到的值设定为脱碳指标。
接下来，对通过对上述的热冲压用钢板应用后述的制造方法而能够得到的热冲压成形体进行说明。就本实施方式的热冲压成形体而言，其特征在于，通过在表层区域和内部区域中使织构发生变化，从而提高表层区域的金属组织的变形能力，与此同时提高内部的耐载荷。此外，本实施方式的热冲压成形体的化学组成与上述的热冲压用钢板的化学组成相同，因此省略说明。
本实施方式的热冲压成形体具有包含以面积率计合计为90％以上的马氏体、贝氏体及回火马氏体的金属组织，在表面～距离上述表面为板厚1/4位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比低于1.8，在距离上述表面为板厚1/4位置～距离上述表面为板厚1/2位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比低于2.3。此外，以下说明的关于金属组织的“％”全部为“面积％”。
马氏体、贝氏体及回火马氏体：合计为90％以上
马氏体、贝氏体及回火马氏体是用于得到所期望的强度所需的组织。如果马氏体、贝氏体及回火马氏体的面积率的合计低于90％，则无法得到所期望的强度。因此，马氏体、贝氏体及回火马氏体的面积率合计设定为90％以上。优选为93％以上、95％以上。马氏体、贝氏体及回火马氏体的面积率越多越优选，因此马氏体、贝氏体及回火马氏体的面积率也可以设定为100％。
需要说明的是，在本实施方式中，也可以合计包含90％以上的马氏体、贝氏体及回火马氏体中的2种以上，还可以包含90％以上的马氏体、贝氏体或回火马氏体中的1种。
本实施方式的热冲压成形体有可能包含铁素体及粒状贝氏体中的1种以上作为剩余组织。如果这些剩余组织的面积率超过10％，则无法得到所期望的耐载荷。因此，剩余组织的面积率也可以设定为10％以下。剩余组织的面积率越少越优选，因此剩余组织的面积率也可以设定为7％以下、5％以下、0％。
马氏体、贝氏体及回火马氏体面积率的测定方法
本实施方式的热冲压成形体的金属组织通过以下的方法来测定。
从热冲压成形体的与端面相距50mm以上的任意位置(在无法从该位置采集样品的情况下，为避开端部的位置)，按照可观察与轧制方向平行的板厚截面的方式切出样品。样品的大小也取决于测定装置，但设定为在轧制方向上可观察10mm左右的大小。
将上述样品的截面使用#600～#1500的碳化硅纸进行研磨后，使用液体精加工成镜面，该液体是使粒度为1～6μm的金刚石粉末分散于醇等稀释液或纯水中而得到的。接着，在室温下使用不含碱性溶液的胶体二氧化硅研磨8分钟，除去被导入样品表层中的应变。在样品截面的长度方向的任意位置处，对长度为50μm、距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域，以0.1μm的测定间隔通过电子背散射衍射法进行测定，取得晶体取向信息。测定中，使用由热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制DVC5型检测器)构成的EBSD解析装置。此时，EBSD解析装置内的真空度设定为9.6×10-5Pa以下，加速电压设定为15kV，照射电流水平设定为13，电子射线的照射水平设定为62。
将所得到的晶体取向信息使用在EBSD解析装置所附属的软件“OIM Analysis(注册商标)”中搭载的“Phase Map”功能，确定晶体结构为bcc的区域。将晶体结构为bcc的区域判断为贝氏体、回火马氏体、马氏体、粒状贝氏体及铁素体。对于这些区域，使用在EBSD解析装置所附属的软件“OIM Analysis(注册商标)”中搭载的“Grain AverageMisorientation”功能，将Grain Average Misorientation值超过3.0°的区域判定为马氏体、贝氏体及回火马氏体，通过算出这些面积率的合计，得到“马氏体、贝氏体及回火马氏体”的面积率的合计。
剩余组织的面积率通过从100％中减去“马氏体、贝氏体及回火马氏体”的面积率的合计来获得即可。
表面～距离表面为板厚1/4位置的织构：由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比低于1.8
在表面～距离表面为板厚1/4位置(表层区域)的织构中，通过将由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比设定为低于1.8，能够提高弯曲性。因此，在表层区域的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比设定为低于1.8。优选低于1.7、低于1.6。
表层区域的织构的由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比从确保强度的观点考虑也可以设定为0.4以上。
距离表面为板厚1/4位置～距离表面为板厚1/2位置的织构：由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比低于2.3
在距离表面为板厚1/4位置～距离表面为板厚1/2位置(内部区域)的织构中，通过将由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比设定为低于2.3，能够得到高的耐载荷。因此，在内部区域的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比设定为低于2.3。优选低于2.2、低于2.1。
内部区域的织构的由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比从确保韧性的观点考虑也可以设定为0.4以上。
表层区域及内部区域的极密度通过与热冲压用钢板时同样的方法进行测定即可。但是，热冲压成形体中的轧制方向通过以下的方法来判别即可。
首先，按照可观察热冲压成形体的板厚截面的方式采集试验片。将所采集的试验片的板厚截面通过镜面研磨进行精加工后，使用光学显微镜进行观察。观察范围设定为板厚的整个厚度，将亮度暗的区域判定为夹杂物。在夹杂物中的长轴长度为40μm以上的夹杂物中，将与夹杂物伸展的方向平行的方向判别为轧制方向。
本实施方式的热冲压成形体也可以在表面具有镀层。通过在表面具有镀层，能够提高耐蚀性。作为镀层，可例示出铝镀层、铝-锌镀层、铝-硅镀层、热浸镀锌层、电镀锌层、合金化热浸镀锌层等。
热冲压成形体的脱碳指标为0.085以上
通过优选地控制热冲压成形体的脱碳指标，从而在像钢板内部附近那样承担耐载荷的区域中，能够促进具有不易破坏的晶界的织构的发达，能够在维持优异的弯曲性的同时还提高耐载荷。热冲压成形体的脱碳指标优选为0.140以上，更优选为0.180以上。根据脱碳指标的算出方法，脱碳指标的上限值成为1.000，但为了在维持优异的弯曲性的同时还提高耐载荷，优选为0.500以下，更优选为0.040以下。
热冲压成形体的脱碳指标通过与热冲压用钢板时同样的方法进行测定即可。
热冲压用钢板的制造方法
以下，对本实施方式的热冲压用钢板的优选的制造方法进行说明。
首先，优选的是，将所铸造的铸坯加热至1200℃以上，保持20分钟以上后，在850～900℃的温度范围中以8～30％的压下率来实施热轧中的最终轧制的1道次前的轧制。接着，优选在800℃以上且低于850℃的温度范围中以6～12％的压下率来完成热轧。即，热轧的最终轧制优选在800℃以上且低于850℃的温度范围中以6～12％的压下率来实施。
优选的是，在热轧结束后，经过2.5秒以上后，进行热轧结束温度～450℃的温度范围的平均冷却速度低于10℃/秒的冷却。然后，优选在700℃以下的温度范围中进行卷取。此外，优选通过进行脱碳退火来制造具有上述的化学组成的热冲压用钢板。
本发明的发明者们发现：在热冲压后使弯曲变形能力及耐载荷提高的织构通过从包含少量位错的奥氏体相变为铁素体或粒状贝氏体而变得发达。因此，如果最终轧制的1道次前的轧制以低于850℃来实施、或以压下率超过30％来实施，则有可能会以相变前的奥氏体的位错未恢复的状态被最终轧制，以包含位错的状态引起从奥氏体向铁素体的相变，阻碍所期望的织构的发达。
另一方面，如果最终轧制的1道次前的轧制以超过900℃来实施、或以压下率低于8％来实施，则有可能位错的恢复被过度促进，奥氏体中的位错密度变得过低，无法得到所期望的织构。
因此，热轧中的最终轧制的1道次前的轧制优选在850～900℃的温度范围中以8～30％的压下率来实施。
如果最终轧制以低于800℃来实施、或以压下率超过12％来实施，则有可能以相变前的奥氏体的位错未恢复的状态被最终轧制，以包含位错的状态引起从奥氏体向铁素体的相变，阻碍所期望的织构的发达。
另一方面，如果最终轧制以850℃以上来实施、或以压下率低于6％来实施，则有可能位错的恢复被过度促进，奥氏体中的位错密度变得过低，因此无法得到所期望的织构。
因此，热轧的最终轧制优选在800℃以上且低于850℃的温度范围中以6～12％的压下率来实施。
优选的是，在热轧结束后，经过2.5秒以上之后开始冷却。通过确保2.5秒以上的至冷却开始为止的时间，能够促进向铁素体或粒状贝氏体的相变，使所期望的织构充分发达。如果经过时间低于2.5秒，则有可能无法得到所期望的织构。
在热轧完成后，经过2.5秒以上之后，通过将热轧结束温度～450℃的温度范围的平均冷却速度设定为低于10℃/秒，能够促进向铁素体或粒状贝氏体的相变，使所期望的织构充分发达。如果上述温度范围中的平均冷却速度为10℃/秒以上，则有可能无法得到所期望的织构。
需要说明的是，这里所谓的平均冷却速度设定为将所设定的范围的起始点与终点的温度差除以从起始点至终点为止的经过时间而得到的值。
如果卷取温度超过700℃，则有可能位错的恢复被过度促进，所期望的织构不会发达。因此，卷取温度优选设定为700℃以下。
通过以上的方法，得到热冲压用钢板。
对于通过以上的方法得到的热冲压用钢板，优选实施脱碳退火。在实施脱碳退火之前，根据需要，也可以实施以软质化为目的的热处理，进而，也可以实施累积压下率(＝{1-(冷轧后板厚/冷轧前板厚)}×100)为30～70％的冷轧。可以利用脱碳退火生产线实施镀覆，也可以在脱碳退火结束后再次在镀覆用的退火生产线中通板。作为对热冲压用钢板的表面所赋予的镀层，可例示出铝镀层、铝-锌镀层、铝-硅镀层、热浸镀锌层、电镀锌层、合金化热浸镀锌层等。
通过实施脱碳退火来降低热冲压用钢板的表层区域的C量。作为脱碳退火的条件，优选的是，气氛设定为含有氢、氮或氧的湿润气氛，将脱碳退火温度(钢板的最高到达温度)设定为700～950℃，将700～950℃的温度范围中的滞留时间设定为5秒～1200秒的条件。这里所谓的滞留时间是指下述时间：从钢板温度上升而达到700℃时起，在700～950℃下被保持，直至钢板温度降低而达到700℃时为止。
如果最高到达温度低于700℃、在700～950℃的温度范围中的滞留时间低于5秒，则不会充分促进C的扩散，因此有可能脱碳不进展，无法控制表层区域的织构。另一方面，如果最高到达温度超过950℃、在700～950℃的温度范围中的滞留时间超过1200秒，则有可能脱碳过度进展，在表层区域的织构中，无法将由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比控制为低于1.5。
接下来，对使用了本实施方式的热冲压用钢板的本实施方式的热冲压成形体的优选的制造方法进行说明。本实施方式的热冲压成形体可以通过对由上述方法制造的热冲压用钢板在高温区域中进行热冲压来获得。
首先，优选的是，将热冲压用钢板进行加热，在800～1000℃的温度范围中保持60～600秒钟。加热时的平均加热速度设定为0.1℃/秒～200℃/秒即可。这里所谓的平均加热速度是将加热开始时的钢板表面温度与保持温度的温度差除以从加热开始时至达到保持温度时为止的时间差而得到的值。另外，在上述的保持中，可以在800～1000℃的温度范围中使钢板温度变动，也可以设定为恒定。
如果加热温度低于800℃、保持时间低于60秒，则有可能碳化物的熔化变得不纯，残存的碳化物成为开裂的起点从而弯曲性降低。如果加热温度超过1000℃、保持时间超过600秒，则有可能C的扩散被过度促进，无法将内部区域的织构的由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比设定为低于2.3。
作为热冲压前的加热方法，可列举出利用电炉或煤气炉等的加热、火焰加热、通电加热、高频加热、感应加热等。
在上述温度范围中保持之后，进行热冲压。在本实施方式的热冲压成形体的制造方法中，优选在650℃以上且低于1000℃的温度范围中进行成形。热冲压后优选以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至300℃以下的温度范围。
在本实施方式的热冲压成形体的制造方法中，如果成形温度低于650℃，则有可能无法将贝氏体、回火马氏体、马氏体的面积率的合计设定为90％，无法得到所期望的耐载荷。如果在1000℃以上进行成形，则有可能在内部区域的织构中，粒径变得过大而无法将由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比控制为低于2.3。
通过以上的方法，得到热冲压成形体。此外，也可以在热冲压成形后在150～600℃下进行回火处理。另外，也可以将热冲压成形体的一部分通过激光照射等进行回火来部分地设置软化区域。
(实施例)
接下来，对要素技术E的实施例进行说明，但实施例中的条件是为了确认要素技术E的可实施性及效果而采用的一个条件例，要素技术E并不限于这一个条件例。只要不脱离要素技术E的主旨，实现要素技术E的目的，则要素技术E可以采用各种条件。
对于将表23及表24所示的化学组成的钢液进行铸造而制造的钢坯，在1200℃以上的温度范围中保持20分钟以上后，以表25～表30所示的条件实施热轧、冷轧及脱碳退火。根据需要，在实施脱碳退火之前实施了软质化热处理。另外，根据需要，实施了镀覆及镀覆退火。由此，得到了表31～表33所示的热冲压用钢板。
通过对所得到的热冲压用钢板以表34～36所示的条件进行热冲压成形，得到热冲压成形体。对于一部分热冲压成形体，在热冲压后在150～600℃下进行回火处理。另外，对于一部分热冲压成形体，通过对热冲压成形体的一部分进行激光照射来回火，从而形成部分软化区域。在表37～表39中示出了所得到的热冲压成形体的显微组织及机械特性。
另外，表5-A-1～表5-A-3中的“表层区域的织构中的极密度比”表示“表面～距离表面为板厚1/4位置的织构中的由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比”，“内部区域的织构中的极密度比”表示“距离表面为板厚1/4位置～距离表面为板厚1/2位置的织构中的由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比”。表5-A-1～表5-A-3中的“增加量(N/°)”表示“从试验刚开始后至弯曲角为20°为止的区域中的每单位弯曲角的载荷增加量(N/°)”。
热冲压用钢板及热冲压成形体的金属组织及织构的测定通过上述的测定方法来进行。另外，热冲压成形体的机械特性通过以下的方法来评价。
抗拉强度及均匀伸长率
热冲压成形体的抗拉(最大)强度TS及均匀伸长率uEl通过下述方式来求出：从热冲压成形体的任意位置按照JIS Z 2241：2011来制作5号试验片，进行拉伸试验。需要说明的是，十字头速度设定为3mm/分钟。
将抗拉强度TS为1500MPa以上的情况作为强度优异而判定为合格，将低于1500MPa的情况作为强度差而判定为不合格。
弯曲角度及耐载荷
弯曲角度基于由德国汽车工业会规定的VDA基准(VDA238-100)通过以下的方法来评价。本实施例中，将弯曲试验中得到的最大载荷时的位移以VDA基准转换成角度，求出最大弯曲角度α(°)。将通过上述方法得到的抗拉强度TS与最大弯曲角α之积(TS×α)为75000MPa·°以上的情况作为弯曲性优异而判定为合格，将低于75000MPa·°的情况作为弯曲性差而判定为不合格。
耐载荷是在弯曲试验中得到的载荷冲程曲线中，以从试验刚开始后至弯曲角为20°为止的区域中的每单位弯曲角的载荷增加量来进行评价。将每单位弯曲角的载荷增加量为400N/°以上的情况作为耐载荷优异而判定为合格，将低于400N/°的情况作为耐载荷差而判定为不合格。
弯曲试验中的条件设定为如下。
试验片尺寸：60mm(轧制方向)×30mm(与板宽方向平行的方向)
试验片板厚：1.6mm
弯曲棱线：与板宽方向平行的方向
试验方法：辊支撑、冲头压入
辊直径：φ30mm
冲头形状：前端R＝0.4mm
辊间距离：2.0×板厚(mm)+0.5mm
压入速度：20mm/分钟
试验机：SHIMADZU AUTOGRAPH 20kN
[表23]
[表24]
[表25]
[表26]
[表27]
[表28]
[表29]
[表30]
[表31]
[表32]
[表33]
[表34]
[表35]
[表36]
[表37]
[表38]
[表39]
(要素技术F)
要素技术F是一种热冲压成形品，其具有母材钢板，上述母材钢板具有下述化学组成：以质量％计含有：C：超过0.40％且为0.70％以下、Si：低于2.00％、Mn：0.01％以上且低于0.50％、P：0.200％以下、S：0.0200％以下、sol.Al：0.001～1.000％、N：0.0200％以下、Mo：0.01％以上且低于0.50％、B：0.0002～0.0200％、Ti：0～0.200％、Nb：0～0.200％、V：0～0.200％、Zr：0～0.200％、Cr：0～2.00％、W：0～2.00％、Cu：0～2.00％、Ni：0～2.00％、Ca：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％、REM：0～0.1000％、Bi：0～0.0500％、剩余部分：Fe及杂质，在以距离上述母材钢板的表面为上述母材钢板的板厚的1/4深度位置作为中心的沿板厚方向为0.05mm的范围内，通过使用了EPMA的线分析对上述母材钢板的Mo含量进行测定时，将Mo含量的最大值、Mo含量的最小值及Mo含量的平均值设定为：
[Mo]mMAX：母材钢板的Mo含量的最大值(质量％)
[Mo]mMIN：母材钢板的Mo含量的最小值(质量％)
[Mo]mAVE：母材钢板的Mo含量的平均值(质量％)，
满足([Mo]mMAX-[Mo]mMIN)/[Mo]mAVE<0.50，上述母材钢板的金属组织含有90.0％以上的马氏体，在以距离上述母材钢板的上述表面为上述母材钢板的上述板厚的1/4深度位置作为中心的沿上述板厚方向为0.3mm且沿与上述板厚方向正交的方向为0.6mm的区域中的维氏硬度的标准偏差为20(Hv)以下，上述母材钢板的抗拉强度为2300MPa以上。
根据要素技术F，能够得到耐碰撞性优异且抗拉强度为2300MPa以上的热冲压成形品。
本发明的发明者们对抗拉强度为2300MPa以上的热冲压成形品，深入研究了抑制由碰撞导致变形时产生开裂的方法。特别是，对通过在热冲压成形品中使用的热冲压用钢板的化学组成、组织的控制来抑制由热冲压成形品的碰撞导致变形时产生开裂的方法进行了深入研究。其结果是，得到了以下的见解。
(A)在抗拉强度为2300MPa以上的热冲压成形品中，容易发生局部硬度的变动，在热冲压成形品发生变形时，应力集中在硬度低的部分，在变形初期产生开裂。
(B)通过使用局部Mo浓度的变动小的钢板作为热冲压用钢板，可抑制热冲压成形品发生变形时产生开裂。
其理由尚未明确，但据推定是起因于下述事项：(a)Mo的浓度低的部分在进行热冲压的工序中，在将钢板加热的过程，奥氏体发生粗大化，在热冲压成形品中，硬度容易变低；(b)另一方面，Mo的浓度高的部分在将钢板加热的过程中，奥氏体发生微细化，在热冲压成形品中，硬度容易变高。
(C)在热冲压用钢板中，通过预先减小局部硬度的变动，可抑制热冲压成形品发生变形时产生开裂。
其理由尚未明确，但据推定是起因于下述事项：(a)如果在热冲压用钢板中，局部存在软质的铁素体，则硬度的变动增加；(b)铁素体分率高的部分在进行热冲压的工序中，在将钢板加热的过程中，奥氏体发生粗大化，在热冲压成形品中，硬度容易变低；(c)另一方面，铁素体分率低的部分在将钢板加热的过程中，奥氏体发生微细化，在热冲压成形品中，硬度容易变高。
(D)通过使用经过了进行冷轧的工序后不实施退火而制造的钢板(也称为冷轧状态钢板或高硬度冷轧板材(full hard))作为热冲压用钢板，可抑制成形品发生变形时产生开裂。
其理由尚未明确，但据推定是起因于下述事项：(a)在冷轧状态钢板中，冷轧时的加工应变被累积，因此在进行热冲压的工序中，在将钢板加热的过程中，奥氏体发生微细化，热冲压成形品的硬度上升；(b)该效果在Mo的浓度低的部分及铁素体分率高的部分强，通过使用冷轧状态钢板，从而在热冲压成形品中局部硬度的变动变小。
(E)通过在制造热冲压用钢板的工序中，对热轧后的钢板进行加热至超过Ac3点并进行长时间保持的退火(也称为第1次热轧板退火)，从而热冲压用钢板的局部Mo浓度的变动变小。
(F)通过在制造热冲压用钢板的工序中，接着上述第1次热轧板退火而进行加热至超过Ac3点并进行短时间保持的退火(也称为第2次热轧板退火)，从而热冲压用钢板的局部硬度的变动变小。
其理由尚未明确，但据推定是起因于下述事项：(a)在第1次热轧板退火中，在退火中奥氏体容易发生粗大化，在退火后局部存在粗大的铁素体；(b)在第2次热轧板退火中，在退火中奥氏体不易发生粗大化，在退火后铁素体均匀微细分散。
根据以上的(A)～(F)的见解，本发明的发明者们发现：通过使用局部Mo浓度的变动小、进而局部硬度的变动小的热冲压用钢板进行热冲压，从而能够制造局部硬度的变动小、抗拉强度为2300MPa以上的耐碰撞性优异的热冲压成形品。
以下，对要素技术F的实施方式的热冲压用钢板(本实施方式的热冲压用钢板)的各要件详细地进行说明。
<热冲压用钢板的化学组成>
本实施方式的热冲压用钢板具有以下所示的化学组成。各元素的限定理由如下所述。在以下的说明中关于含量的“％”是指“质量％”。另外，关于夹持“～”所表示的数值范围，其两端的数值包含在范围内。另一方面，关于以“低于”、“超过”表示的数值，该数值不包含在范围内。
C：超过0.40％且为0.70％以下
C是具有使热冲压后的钢板(热冲压成形品所具备的钢板)的抗拉强度上升的效果的元素。C含量为0.40％以下时，热冲压后的钢板的抗拉强度变得低于2300MPa，热冲压成形品的强度不足。因此，将C含量设定为超过0.40％。优选的C含量超过0.42％、超过0.43％、超过0.44％或超过0.45％。
另一方面，如果C含量超过0.70％，则热冲压成形品的强度变得过高，变得无法确保耐碰撞性。因此，C含量设定为0.70％以下。优选的C含量为0.65％以下、0.60％以下、0.55％以下或0.50％以下。
Si：低于2.00％
Si是在钢中作为杂质被含有、使钢脆化的元素。如果Si含量为2.00％以上，则其不良影响变得特别大。因此，Si含量设定为低于2.00％。优选的Si含量低于1.50％、低于1.00％、低于0.75％或低于0.50％。
Si含量的下限没有特别限定，但过度降低Si含量会导致炼钢成本的上升。因此，优选将Si含量设定为0.001％以上。另外，Si具有提高钢的淬透性的作用，因此可以积极地含有。从淬透性提高的观点考虑，Si含量优选为0.10％以上、0.20％以上或0.30％以上。
Mn：0.01％以上且低于0.50％
Mn是使热冲压成形品的耐碰撞性劣化的元素。特别是，如果Mn含量为0.50％以上，则耐碰撞性显著劣化，即使应用后述的热冲压用钢板的制造方法，也变得无法确保热冲压成形品的耐碰撞性。因此，Mn含量设定为低于0.50％。Mn含量优选低于0.45％、低于0.40％、低于0.35％或低于0.30％。
另一方面，Mn是与作为杂质的S键合而形成MnS、具有抑制由S导致的弊端的作用的元素。为了得到该效果，Mn含量设定为0.01％以上。Mn含量优选为0.05％以上或0.10％以上。另外，Mn是提高钢的淬透性的元素。从淬透性提高的观点考虑，Mn含量优选为0.15％以上、0.20％以上或0.25％以上。
P：0.200％以下
P是在钢中作为杂质被含有、使钢脆化的元素。如果P含量超过0.200％。则其不良影响变得特别大，进而焊接性也显著劣化。因此，P含量设定为0.200％以下。优选的P含量低于0.100％、低于0.050％或低于0.020％。
P含量的下限没有特别限定，但过度降低P含量会导致炼钢成本的上升。因此，可以将P含量设定为0.001％以上。
S：0.0200％以下
S是在钢中作为杂质被含有、使钢脆化的元素。如果S含量超过0.0200％，则其不良影响变得特别大。因此，S含量设定为0.0200％以下。优选的S含量低于0.0050％、低于0.0020％或低于0.0010％。
S含量的下限没有特别限定，但过度降低S含量会导致炼钢成本的上升。因此，可以将S含量设定为0.0001％以上。
sol.Al：0.001～1.000％
Al是具有对钢液进行脱氧的作用的元素。如果sol.Al含量(酸可溶Al含量)低于0.001％，则脱氧变得不充分。因此，sol.Al含量设定为0.001％以上。sol.Al含量优选为0.005％以上、0.010％以上或0.020％以上。
另一方面，如果sol.Al含量过高，则相变点上升，变得难以在热冲压用钢板的制造工序中将钢板加热至超过Ac3点的温度。因此，sol.Al含量设定为1.000％以下。sol.Al含量优选低于0.500％、低于0.100％、低于0.060％或低于0.040％。
N：0.0200％以下
N是在钢中作为杂质被含有、在钢的连续铸造中形成氮化物的元素。该氮化物使热冲压后的钢板的延展性劣化，因此优选N含量较低。如果N含量超过0.0200％，则其不良影响变得特别大。因此，N含量设定为0.0200％以下。N含量优选低于0.0100％、低于0.0080％或低于0.0050％。
N含量的下限没有特别限定，但过度降低N含量会导致炼钢成本的上升。因此，可以将N含量设定为0.0010％以上。
Mo：0.01％以上且低于0.50％
Mo是提高钢的淬透性的元素，是为了在进行热冲压的工序中形成以马氏体为主体的金属组织而确保热冲压成形品的强度而有效的元素。为了得到该效果，将Mo含量设定为0.01％以上。优选的Mo含量为0.05％以上、0.10％以上或0.15％以上。
另一方面，如果Mo含量为0.50％以上，则即使应用后述的热冲压用钢板的制造方法，也无法在热冲压用钢板中抑制局部Mo浓度的变动，变得无法充分地确保热冲压成形品的耐碰撞性。因此，Mo含量设定为低于0.50％。Mo含量优选为低于0.40％、低于0.35％或低于0.30％。
B：0.0002～0.0200％
B是提高钢的淬透性的元素，是为了在进行热冲压的工序中形成以马氏体为主体的金属组织、确保热冲压成形品的强度而有效的元素。为了得到该效果，将B含量设定为0.0002％以上。优选的B含量为0.0006％以上、0.0010％以上或0.0015％以上。
另一方面，在B含量超过0.0200％的情况下，形成碳硼化物，由含有B带来的淬透性提高效果受损。因此，B含量设定为0.0200％以下。优选的B含量低于0.0050％、低于0.0040％或低于0.0030％。
本实施方式的热冲压用钢板可以具有包含上述的化学成分、且剩余部分为Fe及杂质的化学组成，但为了提高特性等，本实施方式的热冲压用钢板也可以在以下所示的范围内进一步含有选自Ti、Nb、V、Zr、Cr、W、Cu、Ni、Ca、Mg、REM、Bi中的1种以上。这些元素(任选元素)并不必须含有，因此下限为0％。
这里，“杂质”是指，在工业上制造钢板时，从矿石、废料等原料中、或由于制造工序的各种原因而混入的成分、且在不对本实施方式的热冲压用钢板造成不良影响的范围内被允许的成分。
Ti：0～0.200％
Nb：0～0.200％
V：0～0.200％
Zr：0～0.200％
Ti、Nb、V及Zr是具有通过金属组织的微细化来提高热冲压成形品的耐碰撞性的作用的元素。为了得到该效果，也可以根据需要来含有选自Ti、Nb、V及Zr中的1种以上。
在想要得到上述效果的情况下，优选分别含有0.001％以上的选自Ti、Nb、V及Zr中的1种以上，更优选分别含有0.005％以上，进一步优选分别含有0.010％以上。
另一方面，在Ti、Nb、V及Zr的含量分别超过0.200％的情况下，上述效果饱和，而且钢板的制造成本上升。因此，在含有它们的情况下，Ti、Nb、V及Zr的含量分别设定为0.200％以下。
另外，在Ti、Nb、V及Zr的含量多的情况下，这些元素的碳化物大量析出，热冲压后的钢板的延展性受损。从确保延展性的观点考虑，优选的Ti含量为低于0.050％或低于0.030％，优选的Nb含量为低于0.050％、低于0.030％或低于0.020％，优选的V含量为低于0.100％或低于0.050％，优选的Zr含量为低于0.100％或低于0.050％。
Cr：0～2.00％
W：0～2.00％
Cu：0～2.00％
Ni：0～2.00％
Cr、W、Cu及Ni是具有提高钢的淬透性的作用的元素。因此，也可以根据需要来含有选自Cr、W、Cu及Ni中的1种以上。
在想要得到上述效果的情况下，优选分别含有0.001％以上的选自Cr、W、Cu及Ni中的1种以上。更优选的Cr含量为0.05％以上或0.10％以上，更优选的W含量为0.05％以上或0.10％以上，更优选的Cu含量为0.10％以上，更优选的Ni含量为0.10％以上。
另一方面，如果Cr、W、Cu及Ni的含量分别超过2.00％，则热冲压成形品的耐碰撞性劣化。因此，在含有它们的情况下，Cr、W、Cu及Ni的含量分别设定为2.00％以下。优选的Cr含量为低于0.50％、低于0.40％或低于0.30％，优选的W含量为低于0.50％、低于0.40％或低于0.30％，优选的Cu含量为低于1.00％或低于0.50％，优选的Ni含量为低于1.00％或低于0.50％。
Ca：0～0.0100％
Mg：0～0.0100％
REM：0～0.1000％
Ca、Mg及REM是具有通过调整夹杂物的形状来提高热冲压后的钢板的延展性的作用的元素。因此，也可以根据需要来含有。在想要得到上述效果的情况下，优选分别含有0.0001％以上的选自Ca、Mg及REM中的1种以上。
另一方面，在Ca或Mg的含量超过0.0100％的情况下或者REM的含量超过0.1000％的情况下，不仅上述效果饱和，而且产生过高的成本。因此，在含有它们的情况下，Ca及Mg的含量分别设定为0.0100％以下，REM含量设定为0.1000％以下。
在本实施方式中，REM是指Sc、Y及镧系元素的合计17种元素，REM含量是指这些元素的合计含量。镧系元素在工业上以混合稀土合金的形式被添加。
Bi：0～0.0500％
Bi是具有通过将凝固组织微细化来提高热冲压成形品的耐碰撞性的作用的元素。因此，也可以根据需要来含有。在想要得到上述效果的情况下，Bi含量优选为0.0001％以上。更优选的Bi含量为0.0003％以上或0.0005％以上。
另一方面，在Bi含量超过0.0500％的情况下，上述效果饱和，产生过高的成本。因此，在含有Bi的情况下，Bi含量设定为0.0500％以下。优选的Bi含量为0.0100％以下或0.0050％以下。
如上所述，本实施方式的热冲压用钢板的化学组成可以含有必需元素、且剩余部分为Fe及杂质，也可以含有必需元素、进而含有任选元素中的1种以上、且剩余部分为Fe及杂质。
<热冲压用钢板的Mo浓度分布>
对本实施方式的热冲压用钢板的局部元素浓度分布进行说明。就本实施方式的热冲压用钢板而言，在以距离钢板的表面为钢板的板厚的1/4深度位置作为中心的沿板厚方向为0.05mm的范围内，通过线分析对钢板的Mo含量进行测定时，测定结果中的Mo含量的最大值、Mo含量的最小值及Mo含量的平均值满足下述(Fi)式。
([Mo]MAX-[Mo]MIN)/[Mo]AVE<0.50(Fi)
其中，上述(Fi)式中的各符号的含义如下所述。
[Mo]MAX：Mo含量的最大值(质量％)
[Mo]MIN：Mo含量的最小值(质量％)
[Mo]AVE：Mo含量的平均值(质量％)
通过使上述范围中的热冲压用钢板的Mo含量满足上述(Fi)式，能够提高热冲压成形品的耐碰撞性。上述(Fi)式的左边值优选低于0.40或低于0.30。
上述(Fi)式的左边值的下限没有限定，但为了大幅降低上述(Fi)式的左边值，需要在后述的热冲压用钢板的制造方法中，过度提高第1次热轧板退火的均热温度、或过度延长均热时间。在该情况下，不仅热冲压用钢板的生产率受损，而且热冲压用钢板的局部硬度的变动增加。因此，上述(Fi)式的左边值可以为0.05以上、0.10以上或0.15以上。
在本实施方式中，局部Mo含量(浓度)的分布如以下那样求出。
首先，从热冲压用钢板中采集试验片，用耐水研磨纸对与钢板的轧制方向平行的纵截面进行研磨。进而，使用金刚石悬浮液进行了抛光研磨后，在以距离钢板的表面在钢板的板厚方向为钢板的板厚的1/4的深度位置(1/4深度位置)作为中心沿板厚方向为0.05mm的范围内，使用场发射型电子探针显微分析仪(FE-EPMA)进行线分析。EPMA测定在板厚方向上以0.2μm的间隔进行，根据5点移动平均值求出各测定位置的Mo含量。具体而言，将连续的5个点的Mo浓度的测定值的平均值设定为第3个点的测定位置处的Mo含量，求出上述范围中的各测定位置的Mo含量。根据如此得到的上述范围中的Mo含量的最大值、最小值及平均值(全部测定位置的Mo含量的平均值)求出上述(Fi)式的左边值。但是，该线分析在钢板的任意10个部位进行，将在10个部位得到的左边值的平均值作为该钢板中的上述(Fi)式的左边值。
<热冲压用钢板的硬度分布>
本实施方式的热冲压用钢板在0.18mm2的区域(以钢板的1/4深度位置作为中心沿板厚方向为0.3mm且沿与板厚方向正交的方向为0.6mm的区域)内的维氏硬度的标准偏差为20(Hv)以下(以单位Hv计为20以下)。
如果上述区域内的维氏硬度的标准偏差超过20(Hv)，则在热冲压成形品发生变形时，在变形的初期产生开裂，耐碰撞性显著劣化。因此，将上述区域内的硬度的标准偏差设定为20(Hv)以下。硬度的标准偏差优选设定为15(Hv)以下或10(Hv)以下。
另外，本实施方式的热冲压用钢板是冷轧状态钢板，硬度的平均值成为在钢板中所累积的应变能量的指标。为了提高应变能量、提高热冲压成形品的耐碰撞性，优选将硬度的平均值设定为280(Hv)以上、295(Hv)以上或310(Hv)以上。
上述区域内的硬度的标准偏差越小越优选，但大幅降低硬度的标准偏差会导致热冲压用钢板的生产率的降低。因此，硬度的标准偏差也可以超过5(Hv)或超过10(Hv)。上述区域内的硬度的平均值越大越优选，但大幅提高硬度的平均值不仅会导致热冲压用钢板的生产率的降低，而且热冲压用钢板的切断性会劣化。因此，硬度的平均值也可以为400(Hv)以下或370(Hv)以下。
在本实施方式中，热冲压用钢板的硬度如以下那样求出。
首先，从热冲压用钢板中采集试验片，用耐水研磨纸对与钢板的轧制方向平行的纵截面进行研磨，进一步使用金刚石悬浮液进行了抛光研磨后，在钢板的1/4深度位置处测定维氏硬度。
具体而言，如图35所示，在以钢板的1/4深度位置作为中心沿板厚方向为0.3mm且沿与板厚方向正交的方向为0.6mm的范围中，以规定的间隔测定45个点的维氏硬度，根据所得到的测定值求出算术平均值及标准偏差。在硬度的测定中使用显微维氏硬度试验机，测定条件设定为：负荷载荷为0.49N、载荷保持时间为10秒。如果负荷载荷高，则压痕的尺寸变大，无法对与热冲压成形品的耐碰撞性密切相关的局部硬度的分布进行评价。因此，将负荷载荷规定为0.49N。
<热冲压用钢板的强度>
就本实施方式的热冲压用钢板而言，为了提高应变能量、提高热冲压成形品的耐碰撞性，抗拉强度优选为900MPa以上。更优选的抗拉强度为950MPa以上或1000MPa以上。
<热冲压用钢板的金属组织>
本实施方式的热冲压用钢板在冷轧工序之后不实施退火地被制造，因此具有沿轧制方向伸展的金属组织。通过制成这样的金属组织，热冲压用钢板的应变能量提高，热冲压成形品的耐碰撞性提高。就在冷轧后实施了退火的钢板而言，所累积的应变能量不充分，热冲压成形品的耐碰撞性降低。
如果在金属组织中包含马氏体(包括回火马氏体)，则钢板显著发生硬质化，变得难以将钢板切断，因此热冲压用钢板的金属组织优选以沿轧制方向伸展的铁素体、珠光体和/或贝氏体作为主体。沿轧制方向伸展的铁素体、沿轧制方向伸展的珠光体以及沿轧制方向伸展的贝氏体的合计体积率优选超过80.0％、超过90.0％或超过95.0％。
在金属组织中，沿轧制方向伸展的铁素体、珠光体、贝氏体以外的剩余部分也可以为马氏体和/或残留奥氏体，还可以包含渗碳体等析出物。剩余部分的体积率优选为20.0％以下。马氏体的体积率优选低于10.0％或低于5.0％。
热冲压用钢板的金属组织中的各组织的体积率如以下那样求出。
首先，从热冲压用钢板中采集试验片，用耐水研磨纸对与钢板的轧制方向平行的纵截面进行研磨，进一步使用金刚石悬浮液进行了抛光研磨后，在距离钢板表面为钢板的板厚的1/4的深度位置处进行组织观察。
具体而言，对研磨面进行了硝酸乙醇腐蚀或电解研磨后，使用光学显微镜及扫描电子显微镜(SEM)进行组织观察，对于所得到的组织照片，基于亮度差或存在于相内的铁碳化物的形态的不同进行图像解析，由此得到铁素体、珠光体、贝氏体及回火马氏体各自的面积率。然后，对同样的观察位置进行了Lepera腐蚀后，使用光学显微镜及扫描电子显微镜(SEM)进行组织观察，对所得到的组织照片进行图像解析，由此计算出残留奥氏体与马氏体的合计面积率。
另外，对于同样的观察位置，对与钢板的轧制方向平行的纵截面进行了电解研磨后，使用具备电子背散射图案解析装置(EBSP)的SEM，基于晶体结构的不同对残留奥氏体的面积率进行测定。
基于上述这些结果，得到铁素体和珠光体、贝氏体、回火马氏体、马氏体、残留奥氏体各自的面积率。然后，基于面积率与体积率相等，将所测定的面积率作为各组织的体积率。
在组织观察中，回火马氏体在内部存在铁碳化物这一点上可以与马氏体进行区别，另外，在存在于内部的铁碳化物沿多个方向伸长这一点上，可以与贝氏体进行区别。
<热冲压用钢板的制造方法>
对本实施方式的热冲压用钢板的优选的制造方法进行说明。
本实施方式的热冲压用钢板可以通过包括以下工序在内的制造方法来制造。
(I)热轧工序，其对具有上述的化学组成的板坯实施热轧后，进行卷取来制成热轧钢板
(II)第1次热轧板退火工序，其对上述热轧钢板实施第1次热轧板退火来制成热轧退火钢板
(III)第2次热轧板退火工序，其对上述热轧退火钢板实施第2次热轧板退火
(IV)冷轧工序，其对实施了上述第2次热轧板退火后的热轧退火钢板实施冷轧来制成冷轧钢板
供于本实施方式的热冲压用钢板的制造方法的板坯的制造方法没有特别限定。在所例示出的板坯的优选的制造方法中，通过公知的手段对具有上述的成分组成(化学组成)的钢进行了熔炼后，通过连续铸造法制成钢块，或者通过任意的铸造法而制成钢块后，通过开坯轧制的方法等来制成钢坯。在连续铸造工序中，为了抑制由夹杂物导致的表面缺陷的产生，优选在铸模内使钢液产生电磁搅拌等外部附加的流动。钢块或钢坯可以经暂时冷却后进行再加热来供于热轧，也可以将处于连续铸造后的高温状态的钢块或处于开坯轧制后的高温状态的钢坯直接供于热轧、或进行保温来供于热轧、或进行辅助加热来供于热轧。在本实施方式中，将这样的钢块及钢坯作为热轧的原材料而统称为“板坯”。
[热轧工序]
为了防止奥氏体的粗大化，供于热轧的板坯的温度(板坯加热温度)优选设定为低于1250℃，更优选设定为1200℃以下。另一方面，如果板坯加热温度低，则轧制变得困难，因此板坯加热温度可以设定为1050℃以上。
对加热后的板坯进行热轧来得到热轧钢板。为了通过在轧制完成后使奥氏体相变而使热轧钢板的金属组织微细化，热轧优选在Ar3点以上的温度范围内完成。
在热轧包含粗轧和精轧的情况下，为了以上述温度完成精轧，可以在粗轧与精轧之间对粗轧材料进行加热。此时，优选的是，通过以使粗轧材料的后端与前端相比成为高温的方式进行加热，从而将精轧开始时的粗轧材料全长中的温度变动控制为140℃以下。由此，卷取工序后卷材内的制品特性的均匀性提高。
粗轧材料的加热方法使用公知的方法进行即可。例如，可以在粗轧机与精轧机之间设置螺线管式感应加热装置，基于该感应加热装置的上游侧的粗轧材料长度方向的温度分布等来控制加热升温量。
在对热轧后的热轧钢板进行卷取的情况下，为了抑制局部Mo浓度的变动，优选将卷取温度设定为660℃以下。更优选的卷取温度为640℃以下或620℃以下。
另一方面，如果卷取温度过度变低，则钢板发生显著硬质化，有时会在钢板的制造工序中在钢板中产生开裂。因此，卷取温度优选设定为超过500℃或超过550℃。
[第1次热轧板退火工序]
对进行了热轧、卷取后的钢板实施第1次热轧板退火，成为热轧退火钢板。在本实施方式中，将对热轧钢板实施的退火称为热轧板退火，将热轧板退火后的钢板称为热轧退火钢板。在第1次热轧板退火之前，也可以通过表皮光轧等来进行平坦矫正、通过酸洗等进行脱氧化皮。
在第1次热轧板退火工序中，将均热温度设定为Ac3点(℃)以上，将均热时间(均热温度下的保持时间)设定为超过1小时。另外，将从均热温度至500℃为止的平均冷却速度设定为超过1℃/秒。这是为了抑制局部Mo浓度的变动、提高热冲压成形品的耐碰撞性。更优选的均热温度为(Ac3点+50℃)以上，更优选的均热时间为2小时以上或6小时以上，更优选的直至500℃为止的平均冷却速度为2℃/秒以上。在均热温度过高的情况下、或均热时间过长的情况下，奥氏体过度地粗大化，热冲压用钢板的局部硬度的变动变大，因此均热温度优选设定为(Ac3点+200℃)以下或(Ac3点+100℃)以下，均热时间优选设定为12小时以下或10小时以下。
Ac3点是指对钢板进行加热时在金属组织中铁素体消失的温度，在本实施方式中，根据以8℃/秒对钢板进行加热时的热膨胀变化来求出。
[第2次热轧板退火工序]
对进行了第1次热轧板退火后的钢板(热轧退火钢板)实施第2次热轧板退火。对热轧退火钢板实施的退火也称为热轧板退火。在第2次热轧板退火之前，也可以通过表皮光轧等来进行平坦矫正、通过酸洗等来进行脱氧化皮。
在第2次热轧板退火工序中，将均热温度设定为Ac3点～(Ac3点+50℃)，将均热时间设定为1秒以上且低于10分钟。另外，将从500℃至均热温度为止的平均加热速度设定为超过1℃/秒，将从均热温度至500℃为止的平均冷却速度设定为超过1℃/秒。这是为了在热冲压用钢板中抑制局部硬度的变动、提高热冲压成形品的耐碰撞性。更优选的均热温度为Ac3点～(Ac3点+25℃)，更优选的均热时间为10秒以上且低于5分钟，更优选的从500℃至均热温度为止的平均加热速度为2℃/秒以上。如果从均热温度至500℃为止的平均冷却速度过快，则钢板发生显著硬质化，变得难以将钢板切断，因此优选将冷却速度设定为15℃/秒以下。
[冷轧工序]
实施了第2次热轧板退火后的钢板(热轧退火钢板)按照常规方法进行冷轧，成为冷轧钢板。在冷轧工序中，将冷压率(冷轧中的累积压下率)设定为10％以上。如果冷压率低于10％，则在钢板中所累积的应变能量不足，并且钢板中的局部硬度的变动增加，热冲压成形品的耐碰撞性降低。优选的冷压率为20％以上、30％以上或40％以上。冷压率的上限不需要特别限定，但使冷压率过度上升会提高对轧制设备的负荷，导致生产率的降低，因此冷压率优选设定为低于70％、低于60％或低于50％。
为了将热冲压成形品轻质化，冷轧钢板的板厚优选为2.0mm以下、更优选为1.8mm以下、进一步优选为1.6mm以下。在冷轧之前，也可以按照公知的方法通过表皮光轧等来进行平坦矫正、通过酸洗等来进行脱氧化皮。
优选不对冷轧钢板实施退火。如果对冷轧钢板实施退火，则在冷轧时所累积的应变能量被释放。另外，有可能钢板的局部硬度的变动增加。在使用这样的钢板作为热冲压用钢板的情况下，热冲压成形品的耐碰撞性劣化。对如此得到的冷轧钢板，也可以按照常规方法来实施脱脂、涂油等处置。
通过对上述的本实施方式的热冲压用钢板进行热冲压，能够得到热冲压成形品。对使用本实施方式的热冲压用钢板而制造的热冲压成形品(以下为本实施方式的热冲压成形品)进行说明。
本实施方式的热冲压成形品具有母材钢板(对热冲压用钢板进行热冲压而成的构成热冲压成形品的钢板)。也可以仅由母材钢板制成。
<热冲压成形品的母材钢板的化学组成>
化学组成实质上不因热冲压而变化，因此热冲压成形品的母材钢板的化学组成(在热冲压成形品仅由母材钢板制成的情况下，也称为热冲压成形品的化学组成)与上述的热冲压用钢板相同。在热冲压成形品具备具有2300MPa以上的抗拉强度的部分和具有低于2300MPa的抗拉强度的部分的情况下，母材钢板的至少抗拉强度处于2300MPa以上的部分具有上述的化学组成即可。
<热冲压成形品的母材钢板的Mo浓度分布>
本实施方式的热冲压成形品在以距离母材钢板(热冲压成形品所具备的钢板)的表面为上述母材钢板的板厚的1/4深度位置作为中心的沿板厚方向为0.05mm的范围中，通过线分析对Mo含量进行测定时，测定结果中的Mo含量的最大值、Mo含量的最小值及Mo含量的平均值满足下述(Fii)式。
([Mo]mMAX-[Mo]mMIN)/[Mo]mAVE<0.50(Fii)
其中，上述(Fii)式中的各符号的含义如下所述。
[Mo]mMAX：母材钢板的Mo含量的最大值(质量％)
[Mo]mMIN：母材钢板的Mo含量的最小值(质量％)
[Mo]mAVE：母材钢板的Mo含量的平均值(质量％)
在热冲压成形品具备具有2300MPa以上的抗拉强度的部分和具有低于2300MPa的抗拉强度的部分的情况下，在母材钢板的至少抗拉强度处于2300MPa以上的部分中满足上述(Fii)式即可。
热冲压成形品中的局部Mo浓度的变动越小，则在热冲压成形品发生变形时，向软质部分的应力集中越缓和，越可抑制开裂的产生。因此，上述(Fii)式的左边值优选低于0.50。上述(Fii)式的左边值进一步优选低于0.40或低于0.30。
上述(Fii)式的左边值的下限没有限定，但大幅降低上述(Fii)式的左边值会导致热冲压用钢板的生产率的降低。因此，上述(Fii)式的左边值也可以为0.05以上、0.10以上或0.15以上。
关于热冲压成形品中的局部Mo浓度的分布，可以从热冲压成形品中采集试验片，对钢板的纵截面进行抛光研磨后，在母材钢板的1/4深度位置处通过与热冲压用钢板的情况相同的方法进行浓度分析来求出。在热冲压成形品具备具有2300MPa以上的抗拉强度的部分和具有低于2300MPa的抗拉强度的部分的情况下，从母材钢板的至少抗拉强度处于2300MPa以上的部分中采集试验片来进行浓度分析。
<热冲压成形品的母材钢板的金属组织>
使用本实施方式的热冲压用钢板而制造的热冲压成形品优选母材钢板具有以下的金属组织。在热冲压成形品具备具有2300MPa以上的抗拉强度的部分和具有低于2300MPa的抗拉强度的部分的情况下，优选母材钢板的至少抗拉强度处于2300MPa以上的部分具有以下的金属组织。
马氏体：超过90.0％
马氏体是对于提高热冲压后的钢板的抗拉强度而言重要的组织。如果马氏体的体积率为90.0％以下，则热冲压成形品的抗拉强度变得低于2300MPa从而强度不足。因此，优选将马氏体的体积率设定为超过90.0％。进一步优选的马氏体的体积率为超过91.0％、超过93.0％或超过95.0％。
马氏体的体积率的上限并不需要特别规定，但为了使马氏体的体积率大幅上升，需要在进行热冲压的工序中过度提高钢板的加热温度、或过度提高冷却速度，热冲压成形品的生产率大幅受损。因此，马氏体的体积率优选设定为99.0％以下或98.0％以下。
在上述马氏体中，除了包括未经回火的初生马氏体以外，还包括经过回火而在内部存在铁碳化物的回火马氏体。
金属组织的剩余部分也可以包含铁素体、珠光体、贝氏体或残留奥氏体，还可以进一步包含渗碳体等析出物。由于不需要含有铁素体、珠光体、贝氏体、残留奥氏体及析出物，因此铁素体、珠光体、贝氏体、残留奥氏体及析出物的体积率的下限均为0％。
铁素体、珠光体及贝氏体具有提高热冲压后的钢板的延展性的作用，因此在想得到该效果的情况下，优选包含选自铁素体、珠光体及贝氏体中的1种以上。铁素体的体积率优选设定为0.5％以上或1.0％以上，珠光体及贝氏体的体积率优选分别设定为1.0％以上，更优选分别设定为2.0％以上。
另一方面，如果过量含有铁素体、珠光体及贝氏体，则热冲压成形品的耐碰撞性劣化。因此，铁素体的体积率优选设定为低于3.0％或低于2.0％，珠光体及贝氏体的体积率优选分别设定为低于10.0％，更优选分别设定为低于5.0％。
残留奥氏体具有提高热冲压后的钢板的延展性的作用。在想得到该效果的情况下，优选将残留奥氏体的体积率设定为0.5％以上、1.0％以上或2.0％以上。
另一方面，为了使残留奥氏体的体积率过度上升，需要在热冲压后以高温实施奥氏体等温淬火处理，热冲压成形品的生产率大幅降低。另外，如果过量含有残留奥氏体，则有可能热冲压成形品的耐碰撞性劣化。因此，优选将残留奥氏体的体积率设定为低于9.0％、低于7.0％、低于5.0％或低于4.0％。
关于热冲压成形品的金属组织中的各组织的体积率，可以从热冲压成形品中采集试验片，对钢板的纵截面进行抛光研磨后，在母材钢板的1/4深度位置处通过与热冲压用钢板的情况相同的方法进行组织观察来求出。在热冲压成形品具备具有2300MPa以上的抗拉强度的部分和具有低于2300MPa的抗拉强度的部分的情况下，从母材钢板的至少抗拉强度处于2300MPa以上的部分中采集试验片来进行组织观察。
<热冲压成形品的母材钢板的强度>
本实施方式的热冲压成形品的全部或一部分优选以抗拉强度计为2300MPa以上。为此目的，热冲压成形品的母材钢板的全部或一部分的抗拉强度为2300MPa以上。如果至少一部分的抗拉强度不为2300MPa以上，则变得无法确保热冲压成形品的耐碰撞性。因此，将热冲压成形品的全部或一部分的抗拉强度设定为2300MPa以上。优选在热冲压成形品的全部或一部分中抗拉强度为2400MPa以上或2500MPa以上。另一方面，过度提高热冲压成形品的强度会导致耐碰撞性的降低，因此优选将热冲压成形品的母材钢板的抗拉强度设定为低于3000MPa或低于2800MPa。
本实施方式的热冲压成形品也可以全部(成形品整体)以抗拉强度计为2300MPa以上，也可以在热冲压成形品内混合存在有抗拉强度为2300MPa以上的部分和低于2300MPa的部分。通过设置强度不同的部位，变得能够控制碰撞时的热冲压成形品的变形状态。具有强度不同的部位的热冲压成形品可以通过下述方法来制造：将化学组成不同的两种以上钢板接合后进行热冲压的方法；在进行热冲压的工序中，使钢板的加热温度或热冲压后的冷却速度局部发生变化的方法；对热冲压成形品局部实施再加热处理的法等。
<热冲压成形品的母材钢板的硬度分布>
本实施方式的热冲压成形品在0.18mm2的区域(以母材钢板的1/4深度位置作为中心沿板厚方向为0.3mm且沿与板厚方向正交的方向为0.6mm的区域)内的维氏硬度的标准偏差为20(Hv)以下。
如果上述区域内的维氏硬度的标准偏差超过20(Hv)，则在热冲压成形品发生变形时，在变形的初期产生开裂，耐碰撞性显著劣化。因此，将上述区域内的硬度的标准偏差设定为20(Hv)以下。硬度的标准偏差进一步优选设定为15(Hv)以下或10(Hv)以下。
在热冲压成形品具备具有2300MPa以上的抗拉强度的部分和具有低于2300MPa的抗拉强度的部分的情况下，在母材钢板的至少抗拉强度处于2300MPa以上的部分具有上述的硬度分布即可。
上述区域内的硬度的标准偏差较小为宜，但大幅降低硬度的标准偏差会导致热冲压成形品的生产率的降低。因此，硬度的标准偏差也可以超过5(Hv)或超过10(Hv)。
关于热冲压成形品中的母材钢板的硬度分布，可以从热冲压成形品中采集试验片，对钢板的纵截面进行抛光研磨后，在母材钢板的1/4深度位置处通过与热冲压用钢板的情况相同的方法对硬度进行测定来求出。在热冲压成形品具备具有2300MPa以上的抗拉强度的部分和具有低于2300MPa的抗拉强度的部分的情况下，从母材钢板的至少抗拉强度处于2300MPa以上的部分中采集试验片来进行硬度的测定。
<热冲压成形品的制造方法>
对本实施方式的热冲压成形品的优选的制造方法进行说明。
本实施方式的热冲压成形品通过包括下述工序在内的制造方法来制造：对上述的本实施方式的热冲压用钢板进行加热的加热工序；和对加热后的热冲压用钢板进行热冲压来得到热冲压成形品的热冲压工序。在热冲压工序中，进行利用模具的成形及冷却。
在加热工序中，在热冲压工序之前，对本实施方式的热冲压用钢板进行加热。在对热冲压用钢板进行加热的加热工序中，优选将加热温度设定为超过Ac3点的温度。如果加热温度为Ac3点以下，则在热冲压成形品的金属组织中，马氏体的体积率不足，成形品的强度降低，并且耐碰撞性劣化。
加热温度的上限没有特别限定，但如果加热温度过高，则在热冲压成形品中过量生成氧化皮，由于氧化皮在模具内的堆积而导致成形品的生产率降低。因此，加热温度优选为1200℃以下或1150℃以下。
钢板的加热速度不需要特别限定，但加热速度越高，则越能够有效地利用在热冲压用钢板中所累积的应变能量，热冲压成形品的耐碰撞性越提高。因此，优选将直至700℃为止的平均加热速度设定为超过10℃/秒、超过20℃/秒、超过30℃/秒或超过50℃/秒。另一方面，如果加热速度过高，则在热冲压成形品的金属组织中，粗大的铁碳化物的生成量变得过量，热冲压后的钢板的延展性降低。因此，优选将平均加热速度设定为低于150℃/秒、低于120℃/秒或低于90℃/秒。
在对加热后的热冲压用钢板进行热冲压的工序中，优选的是，将加热后的钢板从加热炉中取出并在大气中自然冷却后，以700℃以上的温度开始热冲压。如果热冲压开始温度低于700℃，则在热冲压成形品的金属组织中，马氏体的体积率不足，成形品的强度降低，并且耐碰撞性劣化。
在通过热冲压而进行了成形后，一边在模具内保持成形品一边进行冷却、和/或从模具中取出成形品后通过任意的方法进行冷却。如果冷却速度低，则在热冲压成形品的金属组织中，马氏体的体积率不足，成形品的强度降低，因此优选将从热冲压开始温度至400℃为止的平均冷却速度设定为30℃/秒以上、60℃/秒以上或90℃/秒以上。另外，如果冷却停止温度高，则同样地在热冲压成形品的金属组织中，马氏体的体积率不足，成形品的强度降低因此，优选将基于上述冷却的冷却停止温度设定为低于90℃或低于50℃。
也可以对热冲压成形品实施再加热处理。通过再加热处理，使得热冲压成形品的局部硬度的变动变小，热冲压成形品的耐碰撞性提高。为了充分得到该效果，优选将再加热温度设定为90℃以上。另一方面，如果再加热温度过高，则钢板发生软质化从而成形品的强度不足，因此优选将再加热温度设定为低于200℃或低于150℃。
如果加热温度下的保持时间短，则无法充分得到上述效果，另一方面，如果保持时间长，则成形品的强度不足。因此，保持时间的下限优选设定为5分钟以上或10分钟以上，保持时间的上限优选设定为低于30分钟或低于20分钟。
(实施例)
以下，通过实施例对要素技术F更具体地进行说明，但要素技术F并不限于这些实施例。
使用真空熔化炉对钢液进行铸造，制造具有表40所示的化学组成的钢A～U。表40中的Ac3点根据以8℃/秒对钢A～U的冷轧钢板进行加热时的热膨胀变化来求出。将钢A～U加热至1200℃并保持60分钟后，在表41所示的热轧条件下进行热轧。
[表40]
[表41]
具体而言，在Ar3点以上的温度范围内，对钢A～U实施10道次的轧制，制成厚度为2.2～3.2mm的热轧钢板。在热轧后，通过喷水将热轧钢板冷却至640～660℃，将冷却结束温度设定为卷取温度，将热轧钢板装入保持于该卷取温度的电加热炉中进行60分钟保持，然后以20℃/小时的平均冷却速度对热轧钢板进行炉冷却直至室温，模拟卷取后的缓慢冷却。
在将热轧钢板进行了酸洗后，在表41所示的条件下实施第1次热轧板退火。具体而言，使用电加热炉以100℃/小时的加热速度从室温加热至均热温度并进行0.1～6小时均热。接着，将钢板从加热炉中取出并自然冷却至室温。从均热温度至500℃为止的平均冷却速度为9～10℃/秒。对于一部分热轧钢板，省略了第1次热轧板退火。
在将热轧退火钢板或热轧钢板进行了酸洗后，在表41所示的条件下实施第2次热轧板退火。具体而言，使用电加热炉将从500℃至均热温度为止的平均加热速度设定为2～5℃/秒来进行加热直至均热温度并进行30秒～1小时均热。接着，将钢板从加热炉中取出并自然冷却至室温。从均热温度至500℃为止的平均冷却速度为7～10℃/秒。对于一部分热轧退火钢板，省略了第2次热轧板退火。
在将热轧退火钢板进行了酸洗后，在表41所示的条件下实施冷轧，制成厚度为1.4mm的冷轧钢板。
对于一部分热轧退火钢板，不实施冷轧，通过机械磨削而制成厚度为1.4mm的磨削板。
另外，使用连续退火模拟器，将冷轧钢板的一部分以10℃/秒的加热速度从室温加热至780℃并进行120秒均热。接着，以15℃/秒的平均冷却速度冷却至室温，制成退火钢板。
从如此得到的冷轧钢板、磨削板及退火钢板(将上述这些钢板统称为热冲压用钢板)中采集EPMA测定用试验片，对该试验片的与钢板的轧制方向平行的纵截面进行了研磨后，在距离钢板表面在钢板的板厚方向上为钢板的板厚的1/4的深度位置(1/4深度位置)处，通过上述的方法进行Mo的浓度分布(最大值、最小值及平均值)的测定，求出上述(Di)式的左边值。具体而言，EPMA测定中使用日本电子株式会社制JXA-8530F，将加速电压设定为15.0kV，将照射电流设定为5.0×10-8A，以测定间隔0.20μm沿着板厚方向进行线分析。根据得到的测定数据的5点移动平均值求出Mo含量的最大值、最小值及平均值。使用这些值计算出上述(Di)式的左边值。
另外，从上述热冲压用钢板中，沿着与轧制方向正交的方向采集JIS13B号拉伸试验片，以10mm/分的拉伸速度进行拉伸试验，求出抗拉强度。
另外，从上述热冲压用钢板中采集硬度测定用试验片，对该试验片的与钢板的轧制方向平行的纵截面进行了研磨后，在钢板的1/4深度位置处，通过上述的方法以负荷载荷为0.49N按照JIS Z 2244：2009进行维氏硬度测定，求出维氏硬度的平均值及标准偏差。
另外，从上述热冲压用钢板中采集组织观察用试验片，对该试验片的与钢板的轧制方向平行的纵截面进行了研磨后，通过上述的方法对钢板的1/4深度位置处的金属组织进行观察。在表41中示出了对热冲压用钢板的Mo浓度分布进行调查后的结果及对热冲压用钢板的机械特性进行调查后的结果。
从上述热冲压用钢板中采集宽度为240mm、长度为800mm的热冲压用原料板，通过热冲压来制造图36所示的形状的帽状构件。在热冲压工序中，使用气体加热炉，将直至700℃为止的平均加热速度设定为11℃/秒，将原料板(热冲压用钢板)加热至950℃，在该温度下保持1分钟。然后，将原料板从加热炉中取出并自然冷却至800℃，夹持于具备冷却装置的模具中来进行帽状成形，接着在模具内冷却至室温(25℃)。就使用了钢U的试验编号34而言，对于冷却后的帽状构件，使用电加热炉实施了在140℃下保持10分钟的再加热处理。
从所得到的帽状构件(热冲压成形品)的纵壁部采集组织观察用试验片，对该试验片的纵截面进行了研磨后，通过上述的方法观察钢板的1/4深度位置处的金属组织，求出马氏体、残留奥氏体、除此以外(铁素体、珠光体、贝氏体及析出物中的1种以上)的体积率。
另外，从帽状构件(热冲压成形品)的纵壁部采集EPMA测定用试验片，在对该试验片的纵截面进行了研磨后，通过上述的方法在钢板的1/4深度位置处进行Mo的浓度分布的测定，求出上述(Fii)式的左边值。
另外，从帽状构件的纵壁部沿着构件的长度方向采集JIS13B号拉伸试验片，以10mm/分的拉伸速度进行拉伸试验，求出抗拉强度。
另外，从帽状构件的纵壁部采集硬度测定用试验片，在对该试验片的纵截面进行了研磨后，在钢板的1/4深度位置处，通过上述的方法以负荷载荷为0.49N按照JIS Z 2244：2009进行维氏硬度测定，求出维氏硬度的标准偏差。
另外，如图37所示，对帽状构件焊接厚度为1.4mm、宽度为130mm、长度为800mm的封闭板，制造了3点弯曲试验用的试验体。封闭板使用了抗拉强度为1553MPa的钢板。
对于该试验体，如图38所示，将长度为800mm的试验体以使封闭板处于下侧的方式放置于以辊间隔为700mm配置的两根支撑辊上，以2m/秒的试验速度进行3点弯曲试验，求出最高载荷、从试验体与冲击器发生接触至试验体中开始产生开裂为止的位移、及直至开始产生开裂为止的吸收能量。如果最高载荷为23.0kN以上、产生开裂的位移为35mm以上、吸收能量为0.80kJ以上，则判断为耐碰撞性良好。
在表42中示出了对帽状构件的Mo浓度分布进行调查后的结果、对帽状构件的金属组织进行观察后的结果、对帽状构件的机械特性进行评价后的结果及对帽状构件的耐碰撞性进行评价后的结果。
[表42]
(要素技术G)
要素技术G是一种骨架构件，其通过对钢板进行热冲压来形成，上述骨架构件具有与长度方向垂直的截面为闭合截面的闭合截面部，上述闭合截面部具有作为曲率半径比该截面中的最大外形尺寸更大的部位的至少两个平坦部位和形成于上述两个平坦部位之间的凹加强筋部位，上述凹加强筋部位具有曲率半径为50mm以上的一对壁部，上述一对壁部从上述两个平坦部位中的相互对置的端部介由朝向闭合截面内部弯曲的一对弯曲部而向上述闭合截面部的内侧突出，上述壁部中的板厚中心部的维氏硬度为520Hv以上，上述壁部的宽度为通过卡门的有效宽度式求出的有效宽度We的0.5倍～2.5倍，用上述壁部的表层部处的硬度频率分布的标准偏差除以上述壁部的板厚中心部处的硬度频率分布的标准偏差而求出的标准偏差比小于1.0。
根据要素技术G，通过将凹加强筋部位的壁部的宽度及硬度标准偏差比控制为适当的范围，能够在抑制弹性屈曲的同时防止弯曲断裂。由此，即使在使用了高强度的薄壁构件的情况下，也能够得到高度的能量吸收性能。因此，变得能够发挥优异的能量吸收效率。
本发明的发明者们对能够发挥优异的能量吸收效率的骨架构件的构成进行了深入研究。
首先，为了发挥优异的能量吸收效率，具有一定以上的弯曲屈服强度是重要的。通过沿着构件的长度方向形成加强筋，能够提高由于碰撞而导致对弯曲方向施加输入载荷时的弯曲屈服强度，但如果在变形初期在加强筋壁面产生弹性屈曲(挠曲)，则无法得到必要的弯曲屈服强度，有可能无法发挥优异的能量吸收效率。
另外，为了发挥优异的能量吸收效率，下述事项也是重要的：在刚刚由于碰撞而被施加了弯曲载荷后，通过骨架构件实现所期望的变形模式下的变形来高效地吸收冲击能量。特别是，如果在变形开始后的弯曲部产生断裂，则有可能无法发挥优异的能量吸收效率。
因此，可以说如果能够设定为在形成有加强筋的面中不易发生弹性屈曲的截面设计，并且赋予不易断裂的高弯曲性能，则能够发挥优异的能量吸收效率。
这里，在作为用于实现轻质化的方法而将构件进行高强度化并薄壁化的情况下，发生下述的问题。
·由于薄壁化，使得弹性屈曲变得容易发生，因此导致难以得到必要的屈服强度。
·由于高强度化，使得钢板的弯曲性能降低，在变形开始后的弯曲部变得容易产生断裂，因此导致难以高效地吸收冲击能量。
本发明的发明者们着眼于上述的问题成为妨碍高强度钢板的进一步高强度化及薄壁化的主要原因。
本发明的发明者们通过进一步进行了研究，发现：通过将凹加强筋的壁部的宽度及硬度标准偏差比控制为适当的范围，能够在抑制弹性屈曲的同时防止弯曲断裂。发现：通过这样的控制，能够消除在使用高强度钢板的情况下所担忧的上述问题，发挥优异的能量吸收效率，从而完成了要素技术G。
(第一实施方式)
以下，对要素技术G的第一实施方式的骨架构件G1进行说明。
首先，对本说明书中的语句进行说明。
“长度方向”是指骨架构件的材轴方向、即轴线延伸的方向。
“弯曲压缩预想面”是指骨架构件中的预想在骨架构件由于碰撞等而受到弯曲载荷时产生长度方向的压缩应力的部位。
“平坦部位”是指在骨架构件的与长度方向垂直的截面中直线状的部位，具体是指曲率半径比截面的最大外形尺寸更大的部位。最大外形尺寸是指该截面中的任意两点的端部间距离成为最大的直线的长度。构成凹加强筋部位的部位中的直线状的部位不视为平坦部位。
“凹加强筋部位”是指骨架构件的与长度方向垂直的截面中的从弯曲压缩预想面向闭合截面部的内侧突出的部位。
“拐角部位”是指骨架构件的与长度方向垂直的截面中的除平坦部位和凹加强筋部位以外的非直线状的部位。
“宽度”是指沿着闭合截面部的周向的线长，例如“壁部的宽度”是指在壁部中的一端与另一端之间的线长。
“有效宽度”是由基于卡门的有效宽度理论的以下的(G1)式、即卡门的有效宽度式求出的有效宽度We。
We＝t(4π2E/12(1-ν2)σy)1/2(G1)式
其中，
σy：壁部的屈服应力(MPa)
E：壁部的杨氏模量(MPa)
t：壁部的板厚(mm)
ν：壁部的泊松比。
另外，在钢板中，上述的壁部的杨氏模量、壁部的泊松比使用一般的物性值即可，进而也可以通过将壁部的屈服应力置换成板厚中心部的维氏硬度，从而由We＝577t/√h的式子求出有效宽度We。
其中，
t：壁部的板厚(mm)
h：壁部的板厚中心部的维氏硬度(Hv)。在难以通过(G1)式求出有效宽度We的情况下，可以通过上述式子来求出。
“有效宽度比”是指凹加强筋部位的壁部的宽度H0相对于有效宽度We的比例，是通过H0/We计算出的值。可以说有效宽度比的值越小，则越是不易发生壁部的弹性屈曲的截面形状。
“表层部”是指从钢板的表面起在板厚方向上的间隔距离为钢板板厚的1％的深度位置与从钢板的表面起在板厚方向上的间隔距离为钢板板厚的5％的深度位置之间的区域。
“板厚中心部”是指从钢板的表面起在钢板的板厚方向上的间隔距离为板厚的3/8的深度位置。
作为深度位置的基准的“钢板的表面”是指母材钢板的表面。例如，在实施有镀覆或涂装的情况下或形成有锈等的情况下，将除去镀覆、涂装及锈后的状态的钢板的表面作为深度位置的基准。需要说明的是，在母材钢板的表面形成有镀覆、涂装、锈等表层被膜的情况下，该表层被膜与母材钢板的表面的边界可通过各种公知的方法容易地识别。
“能量吸收量”是根据在将骨架构件的两端完全约束的状态下使刚体平面冲击器碰撞弯曲压缩预想面时的冲击器反作用力(载荷)与冲程的关系而计算出的能量吸收量。
“能量吸收效率”是骨架构件的单位截面积的能量吸收量。在骨架构件在长度方向上不具有一样的截面的情况下，是与构件长度方向垂直的闭合截面中的截面积成为最小的闭合截面中的单位截面积的能量吸收量。
图39是骨架构件G1的立体图。图40是图39的切断线A1-A1的截面图，是与骨架构件G1的长度方向垂直的截面图。图41是图40的用A包围的区域的放大图。
如图39及图40所示，骨架构件G1由沿着长度方向延伸的中空筒状的主体G10构成。即，骨架构件G1是与长度方向垂直的截面作为单体被设定为闭合截面的构件。
骨架构件G1通过以使弯曲压缩预想面朝向车体外侧的方式进行配置，从而在受到碰撞时，在弯曲压缩预想面发挥对压缩应力的耐载荷。
在弯曲压缩预想面中，凹加强筋部位G100被夹持于两个第一平坦部位G11、G11之间而设置。
在假设弯曲压缩预想面仅由平坦部位构成的情况下，在受到压缩载荷时有可能由于平坦部位的挠曲而无法发挥耐载荷，但通过像骨架构件G1那样配置被两个第一平坦部位G11、G11夹持的凹加强筋部位G100，从而得到耐载荷的提高效果。
在各个第一平坦部位G11、G11的外侧端部形成第一拐角部位C1、C1。而且，彼此的面相对的两个第二平坦部位G13、G13从第一拐角部位C1、C1中的与第一平坦部位G11、G11相反的一侧的端部延伸。
进而，在各个第二平坦部位G13、G13中的与第一拐角部位C1、C1相反的一侧的端部形成朝向相互接近的方向弯曲的第二拐角部位C2、C2。而且，第二拐角部位C2、C2中的与第二平坦部位G13相反的一侧的端部彼此通过第三平坦部位G15连接。
因此，本实施方式的骨架构件G1通过凹加强筋部位G100、第一平坦部位G11、G11、第二平坦部位G13、G13、第三平坦部位G15、第一拐角部位C1、C1及第二拐角部位C2、C2而形成了闭合截面部。
如图41所示，在与骨架构件G1的长度方向垂直的截面中，凹加强筋部位G100由第一弯曲部G121、G121、壁部G123、G123、第二弯曲部G125、G125和底部G127构成。
第一弯曲部G121、G121是从两个第一平坦部位G11、G11中的相互对置的端部朝向闭合截面内部弯曲的部分。曲率半径为50mm以上的部分被视为壁部的一部分，因此第一弯曲部G121的曲率半径低于50mm。第一弯曲部G121的曲率半径例如为3mm～5mm即可。
壁部G123、G123是介由第一弯曲部G121、G121向闭合截面部的内侧突出的部分。壁部G123、G123是曲率半径为50mm以上的直线状的部分。
第二弯曲部G125、G125是从壁部G123、G123中的与第一弯曲部G121、G121相反的一侧的端部朝向相互相对的方向弯曲的部分。曲率半径为50mm以上的部分被视为壁部G123的一部分或底部G127的一部分，因此第二弯曲部G125的曲率半径低于50mm。第二弯曲部G125的曲率半径例如为3mm～5mm即可。
底部127是将第二弯曲部G125、G125中的与壁部G123、G123相反的一侧的端部之间以直线状连接的部分。
如果凹加强筋部位G100的壁部G123的宽度H0过大，则在骨架构件G1受到弯曲载荷时，变得容易在变形初期发生弹性屈曲，无法得到必要的屈服强度。因此，骨架构件G1变得难以发挥优异的能量吸收效率。因此，壁部G123的宽度H0设定为有效宽度We的2.5倍以下。
另一方面，如果壁部G123的宽度H0过小，则由凹加强筋赋予带来的弯曲屈服强度的提高效果变小。因此，宽度H0设定为有效宽度We的0.5倍以上。
需要说明的是，为了得到必要的屈服强度，有效宽度We的上限优选为60mm以下。
从轻质化的观点考虑，凹加强筋部位G100的板厚优选为1.2mm以下。
另一方面，在凹加强筋部位G100的板厚低于0.4mm的情况下，变得容易发生凹加强筋部位G100的壁部G123的弹性屈曲，因此宽度H0的设定范围的限制变大。因此，凹加强筋部位G100的板厚优选为0.4mm以上。
骨架构件G1通过下述方式形成：将热冲压用钢板加热至奥氏体区域，在保持于规定温度范围的状态下，一边通过具有快速冷却装置的压制模具进行淬火处理，一边通过进行压制加工的热冲压来成形为规定的形状，然后，将端面进行接合。如此形成的骨架构件G1具有以抗拉强度计为超过1.8GPa的强度。另外，通过如此地形成，从而骨架构件G1中的凹加强筋部位G100的壁部G123的板厚中心部的维氏硬度在通过JIS Z 2244：2009中记载的方法而实施的硬度试验中，在将试验载荷设定为300gf(2.9N)的情况下，成为520Hv以上。
在本申请中，为了以高强度化为前提来提高变形能力并发挥优异的能量吸收效率，凹加强筋部位G100的壁部G123中的板厚中心部的硬度以维氏硬度计设定为520Hv以上。
板厚中心部的硬度的上限没有特别规定，但也可以以维氏硬度计为850Hv以下。
凹加强筋部位G100的壁部G123中的板厚中心部的硬度的测定方法如下所述。
从凹加强筋部位G100的壁部G123中采集具有与板面垂直的截面的试样，将该截面作为测定面来进行制备，将该测定面供于硬度试验。
测定面的尺寸也取决于测定装置，但可以为10mm×10mm左右。
测定面的制备方法按照JIS Z 2244：2009来实施。
将测定面使用#600～#1500的碳化硅纸进行研磨后，使用液体将测定面精加工成镜面，该液体是使粒度为1μm～6μm的金刚石粉末分散于醇等稀释液或纯水中而得到的。
对于如此地精加工成镜面的测定面，按照JIS Z 2244：2009中记载的方法实施硬度试验。
使用显微维氏硬度试验机，在试样的板厚的3/8位置处，以载荷为300gf、以压痕的3倍以上的间隔对30个点进行测定，将它们的平均值作为板厚中心部的硬度。
如上所述，在壁部G123的宽度H0为有效宽度We的2.5倍以下的情况下，能够抑制壁部G123的弹性屈曲。然而，就高强度材料、例如超过1.8GPa的热冲压材料而言，即使通过控制有效宽度We而抑制了弹性屈曲，如果弯曲性能不充分，则也由于弯曲载荷而导致在变形的过程中产生断裂，因而无法得到优异的能量吸收效率。
然而，通过在本实施方式的骨架构件G1中，适当地控制凹加强筋部位G100中的壁部G123的板厚中心部处的硬度频率分布的标准偏差与表层部处的硬度频率分布的标准偏差之比，从而提高弯曲性能。
因此，在本实施方式的骨架构件G1中，即使应用高强度材料，也能够抑制变形的过程中的断裂，与以往相比发挥格外优异的能量吸收效率。
具体而言，在本实施方式的骨架构件G1中，在凹加强筋部位G100的壁部G123中，将用表层部处的硬度频率分布的标准偏差除以板厚中心部(板厚的3/8的深度位置)处的硬度频率分布的标准偏差而得到的值即硬度标准偏差比控制为小于1.0的值。
本发明的发明者们通过实验发现：在应用超过1.8GPa的热冲压材料的情况下，将硬度标准偏差比设定为小于1.0的值时，能够大幅提高基于德国汽车工业协会所规定的VDA基准(VDA238-100)的VDA弯曲试验中的最大弯曲角度。
图42是表示使用了厚度为1.4mm的2.0GPa级材料的钢板的情况下的VDA弯曲试验的结果的曲线图，可知：硬度标准偏差比越是小于1.0，则VDA弯曲试验中的最大弯曲角(°)越变高，弯曲角度比越变高。即，在硬度标准偏差比小于1.0的情况下，变得不易由于轴向的载荷而在变形的过程中产生断裂，能够发挥优异的能量吸收效率。标准偏差比更优选小于0.8。
这里，板厚中心部处的硬度频率分布和表层部处的硬度频率分布通过维氏硬度试验来获得。
首先，从包含凹加强筋部位G100的壁部G123的任意位置处切出具有与板面垂直的截面的试样，将该截面作为测定面来进行制备，将该测定面供于硬度试验。
测定面的尺寸也取决于测定装置，但可以为10mm×10mm左右。
测定面的制备方法按照JIS Z 2244：2009来实施。
将测定面使用#600～#1500的碳化硅纸进行研磨后，使用液体将测定面精加工成镜面，该液体是使粒度为1μm～6μm的金刚石粉末分散于醇等稀释液或纯水中而得到的。
对于如此地精加工成镜面的测定面，按照JIS Z 2244：2009中记载的方法实施硬度试验。
使用显微维氏硬度试验机，对表层部处的硬度进行测定。
以载荷为300gf、以压痕的3倍以上的间隔对30个点进行测定，求出表层部处的硬度频率分布。
同样，在板厚中心部(板厚的3/8的深度位置)处，也以载荷为300gf、以压痕的3倍以上的间隔对30个点进行测定，求出板厚中心部处的硬度频率分布。
为了在上述的维氏硬度试验的结果所得到的板厚中心部处的硬度频率分布和表层部处的硬度频率分布中求出标准偏差，利用公知的统计学方法。
在像以往那样在热冲压用钢板的板厚中心部与表层部处的金属组织相同的情况下，表层部处的硬度频率分布与板厚中心部处的硬度频率分布变得相同，硬度标准偏差比成为1.0。
另一方面，在对仅表层部及其附近的金属组织进行了改性的情况下，硬度标准偏差比成为与1.0不同的值。
在由本实施方式的热冲压用钢板形成的骨架构件G1中，通过对仅表层部及其附近的金属组织进行改性，能够抑制表层部处的硬度的分布、不均，使表层部与板厚中心部的硬度标准偏差比小于1.0。
具体而言，硬度标准偏差比可以通过作为公知技术的调整热冲压用钢板的脱碳退火时的最高加热温度和保持时间来进行控制。脱碳退火的条件优选的是，在含有氢、氮或氧的湿润气氛中，将脱碳退火温度(钢板的最高到达温度)设定为700～950℃，将700～950℃的温度范围中的滞留时间设定为5秒～1200秒。
另外，通过在该条件范围内将退火温度设定为更高的温度范围，将滞留温度限定为更长的时间范围，从而能够使硬度标准偏差比小于0.8。
需要说明的是，只要壁部G123的至少一个表层部满足硬度标准偏差比的上述条件即可。但是，优选壁部G123的两侧的表层部满足上述硬度标准偏差比的条件。
这样一来，根据本实施方式的骨架构件G1，能够通过控制凹加强筋部位G100的壁部G123的宽度H0来抑制弹性屈曲，与此同时通过硬度标准偏差比的控制来抑制变形时的断裂。
因此，虽然凹加强筋部位G100的壁部G123的板厚中心部的维氏硬度具有520Hv以上这样的充分的硬度，但能够格外地提高能量吸收效率。
(第二实施方式)
以下，对要素技术G的第二实施方式的骨架构件G2进行说明。
第二实施方式的骨架构件G2在与长度方向垂直的截面由两个构件来制成闭合截面这一点上与第一实施方式的骨架构件G1不同。即，在骨架构件G2中，闭合截面部由接合的两个构件构成。
对于实质上具有与第一实施方式中说明的功能构成相同的功能构成的构成要素，省略重复说明。
图43是骨架构件G2的立体图。图44是图43的切断线A2-A2的截面图，是与骨架构件G2的长度方向垂直的截面图。图45是图44的用B包围的区域的放大图。
如图43及图44所示，骨架构件G2通过将第一骨架构件G20与第二骨架构件G30进行接合而形成了闭合截面部。即，闭合截面部包含第一骨架构件G20和第二骨架构件G30而构成。
第一骨架构件G20是具有帽型截面的构件，其顶板面作为弯曲压缩预想面来发挥功能。
在弯曲压缩预想面中，凹加强筋部位G200被夹持于两个第一平坦部位G21、G21之间。
在各个第一平坦部位G21、G21的外侧端部形成第一拐角部位C1、C1。而且，彼此的面相对的两个第二平坦部位G23、G23从第一拐角部位C1、C1中的与第一平坦部位G21、G21相反的一侧的端部延伸。
此外，在各个第二平坦部位G23、G23中的与第一拐角部位C1、C1相反的一侧的端部形成朝向相互分离的方向弯曲的第二拐角部位C2、C2。而且，第三平坦部位G25、G25从第二拐角部位C2、C2中的与第二平坦部位G23相反的一侧的端部朝向相互分离的方向延伸。
第二骨架构件G30是平板状的钢板，其具有：与第一骨架构件G20的第三平坦部位G25、G25面接触且通过点焊等进行接合的一对接合部位G31、G31；和被夹持于一对接合部位G31、G31之间的平坦部位G33。
因此，本实施方式的骨架构件G2通过第一骨架构件G20中的凹加强筋部位G200、第一平坦部位G21、G21、第二平坦部位G23、G23、第一拐角部位C1、C1及第二拐角部位C2、C2以及第二骨架构件G30中的平坦部位G33而形成了闭合截面部。
如图45所示，在与骨架构件G2的长度方向垂直的截面中，凹加强筋部位G200由第一弯曲部G221、G221、壁部G223、G223、第二弯曲部G225、G225以及底部G227构成。
凹加强筋部位G200的构成是与第一实施方式中说明的凹加强筋部位G100同样的构成，因此省略详细的说明。
这样一来，在由被接合的两个构件而构成了闭合截面部的骨架构件G2中，也与骨架构件G1同样地能够通过控制凹加强筋部位G200的壁部G223的宽度H0来抑制弹性屈曲，与此同时通过硬度标准偏差比的控制来抑制变形时的断裂。需要说明的是，闭合截面部也可以由被接合的两个以上的构件来构成。
以上，参照所附附图对要素技术G的优选的实施方式进行了详细说明，但要素技术G并不限于上述例子。
显然，只要是具有要素技术G所属的技术领域的普通知识者，则在权利要求书中记载的技术思想的范围内，可想到各种变更例或修正例，关于它们，当然也理解为属于要素技术G的技术范围。
例如，在第一实施方式的骨架构件G1中，设定为在弯曲压缩预想面设置有一个凹加强筋部位的构成，但也可以在弯曲压缩预想面形成两个以上的凹加强筋部位。即，也可以像图46所示的第一变形例的骨架构件G1A那样，两个凹加强筋部位G100A、G100A形成于弯曲压缩预想面。在该情况下，通过使两个凹加强筋部位G100A、G100A的壁部G123A的宽度H0满足成为由卡门的有效宽度式计算出的有效宽度We的0.5倍～2.5倍的条件，能够发挥更加优异的能量吸收效率。
另外，平坦部位的数量没有特别限定，至少具有与凹加强筋部位的弯曲部相连的两个平坦部位即可。
另外，例如，上述的凹加强筋部位G100具有相互相对地延伸的一对壁部G123、G123，但也可以像图47所示的第二变形例的凹加强筋部位G100B那样，具有相互倾斜地延伸的一对壁部G123B、G123B。
更详细而言，该变形例的凹加强筋G100B通过下述各部来构成：朝向闭合截面内部弯曲的第一弯曲部G121B、G121B；介由第一弯曲部G121B、G121B向闭合截面部的内侧相互倾斜地突出的壁部G123B、G123B；从壁部G123B、G123B中的与第一弯曲部G121B、G121B相反的一侧的端部朝向相互相对的方向弯曲的第二弯曲部G125B、G125B；以及将第二弯曲部G125B、G125B中的与壁部G123B、G123B相反的一侧的端部之间以直线状连接的底部G127B。
另外，例如，上述的凹加强筋部位G100具有一对第二弯曲部G125、G125和底部G127，但也可以像图48所示的第三变形例的凹加强筋部位G100C那样为将相互倾斜地延伸的一对壁部G123C、G123C通过单一的第二弯曲部G125C进行连接的方案。
更详细而言，该变形例的凹加强筋G100C通过下述各部来构成：朝向闭合截面内部弯曲的第一弯曲部G121C、G121C；介由第一弯曲部G121C、G121C向闭合截面部的内侧相互倾斜地突出的壁部G123C、G123C；以及将壁部G123C、G123C中的与第一弯曲部G121C、G121C相反的一侧的端部彼此连接的第二弯曲部G125C。即，凹加强筋G100C不具有第一实施方式中所示的直线状的底部G27那样的构成。
另外，上述实施方式的骨架构件G1、G2在整个全长上具有一样的截面形状，但也可以不在整个全长上具有一样的截面形状，上述的闭合截面部存在于长度方向的全长的一部分中即可。但是，优选上述的闭合截面部存在于长度方向的全长的50％以上，进一步优选为80％以上。
需要说明的是，骨架构件G1、G2应用于汽车车体的结构构件中的预期在碰撞时主要在轴向上被负荷压缩的输入的构件。图49是表示作为应用骨架构件G1、G2的一个例子的汽车骨架G300的图。
参照该图可知，骨架构件G1、G2可以应用于汽车车体的结构构件中的前纵梁G301、后纵梁G303、侧梁G305、A柱G307、B柱G309、上边梁G311、地板横梁G313、车顶横梁G315及车底加强件G317等。
以下，基于实施例对要素技术G的效果更具体地进行说明。但是，实施例中的条件只不过是为了确认要素技术G的可实施性及效果而采用的条件例。要素技术G不限于这些条件例。只要不脱离要素技术G的主旨，实现要素技术G的目的，则要素技术G可以采用各种条件。
(第一实施例)
准备板厚为0.5mm的钢板A及钢板B。
钢板A及钢板B均为供于热冲压的热冲压用钢板。
就钢板B而言，通过在脱碳退火时，在混合有氢和氮的湿润气氛中，将脱碳退火温度(钢板的最高到达温度)设定为750℃，将700～750℃的温度范围中的滞留时间设定为300秒，从而对仅表层部及其附近的金属组织进行改性。
将上述这些钢板A、钢板B加热至奥氏体区域，保持于900～950℃的温度范围，通过具有快速冷却装置的压制模具进行热冲压。然后，通过将热冲压后的构件中的端面彼此进行焊接，从而得到长度为296mm的方筒构件。
图50是用于对各实验例的方筒构件的截面形状进行说明的示意图。如图50所示，在所有实验例中，均将一边为74mm的大致正方形的截面设计作为基本设计。
在实验例1A及实验例1B中，采用了该基本设计的方筒构件。
在实验例2A～实验例7B中，通过变更热冲压成形中所使用的压制模具的形状，从而对基本设计的方筒构件的一边赋予具有规定的宽度H0的凹加强筋部位。
需要说明的是，四个拐角部位C的曲率半径均设计为5mm，凹加强筋部位中的弯曲部的曲率半径均设定为3mm。
在表43中示出了热冲压后的方筒构件的平坦部位中的材料特性。
[表43]
在使用了钢板A的方筒构件中，通过使金属组织在板厚中心部和表层部相同，从而平坦部位的硬度标准偏差比为1.0。即，在赋予了凹加强筋部位的实验例2A、3A、4A、5A、6A、7A中，凹加强筋部位的壁部的硬度标准偏差比成为1.0。
另一方面，在使用了钢板B的方筒构件中，通过不对板厚中心部的金属组织进行改性而对表层部的金属组织进行改性，从而平坦部位的硬度标准偏差比为0.65。即，在赋予了凹加强筋部位的实验例2B、3B、4B、5B、6B、7B中，凹加强筋部位的壁部的硬度标准偏差比成为0.65。
对于这些方筒构件，在将长度方向的两端完全约束的状态下，使刚体平面冲击器以时速为80km碰撞弯曲压缩预想面。根据此时的变形状态、断裂发生状况及冲击器反作用力(载荷)和冲程计算出吸收能量并进行了比较。
将每个实验例的设定条件及其结果示于表44。
[表44]
需要说明的是，图51是对表44所示的实验结果比较能量吸收效率相对于有效宽度比的曲线图。如该曲线图所示，可知：通过在制成为将有效宽度比设定为适当的范围的加强筋形状的基础上，适当控制硬度标准偏差比，使得能量吸收效率格外地提高。
(第二实施例)
进而，作为第二实施例，使用与第一实施例同样的钢板A、钢板B，进行了用于验证能够通过赋予多个凹加强筋部位来发挥优异的能量吸收效率的实验。
在实验例8A、8B、9A、9B中，对于方筒构件的与长度方向垂直的截面，如图52所示，将一边为74mm的大致正方形且在1边具有3个宽度H0的凹加强筋部位的截面设计作为基本设计，对每个实验例变更壁部的宽度H0。
四个拐角部位C的曲率半径均设计为5mm，凹加强筋部位的曲率半径均设定为3mm。
对于这些方筒构件，在将长度方向的两端完全约束的状态下，使刚体平面冲击器以时速为80km碰撞弯曲压缩预想面。根据此时的变形状态、断裂发生状况及冲击器反作用力(载荷)和冲程计算出吸收能量并进行了比较。
将每个实验例的设定条件及其结果示于表45。
[表45]
(要素技术H)
要素技术H是一种骨架构件，其是通过将第一钢板构件与第二钢板构件在点焊部进行点焊而接合的骨架构件，上述骨架构件具有与上述骨架构件的长度方向垂直的截面为闭合截面的截面区域，上述第一钢板构件具有1900MPa以上的抗拉强度，上述点焊部具有通过上述点焊而形成的熔融金属部和与上述熔融金属部的外侧相邻的热影响部，在包含上述熔融金属部的中心点的与上述长度方向垂直的截面中，将相当于上述熔融金属部的区域定义为第一区域，将相当于上述热影响部的区域定义为第二区域，将由从上述第一区域与上述第二区域的边界至向上述第一区域侧间隔100μm为止的区域和从上述边界至向上述第二区域侧间隔100μm为止的区域构成的区域定义为第三区域，在沿着从上述第一区域的中央部向上述第二区域侧延伸的假想直线，以10gf的载荷以15μm间距测定维氏硬度时，上述假想直线上的与上述第一区域相对应的测定部位处的平均维氏硬度HvAve和上述假想直线上的与上述第三区域相对应的测定部位处的最低维氏硬度HvMin满足HvAve-HvMin≤100。
根据要素技术H，通过使熔融金属与HAZ部的边界附近的硬度分布恰当化，能够抑制碰撞时的点焊部处的断裂，变得能够发挥与高强度化相称的优异的能量吸收性能。
本发明的发明者们对于能够发挥与高强度化相称的优异的能量吸收性能的骨架构件的构成进行了深入研究。
本发明的发明者们在对于应用超过2.0GPa的热冲压材料作为骨架构件的材料的情况下所产生的焊点断裂进行分析的过程中，着眼于即使为相同强度但在Mn含量不同的情况下焊点断裂的产生频率不同。
然后，本发明的发明者们对将两块超过2.0GPa的热冲压材料重叠并进行点焊而得到的骨架构件的点焊部附近的硬度分布进行了精细调査。其结果发现，在容易产生焊点断裂的骨架构件中，存在下述倾向：与HAZ软化部不同，在熔融金属与HAZ部的边界附近，存在硬度比熔融金属的平均硬度降低100Hv以上的部位。
另外，着眼于该倾向在使用了Mn含量高的钢板材料的情况下是显著的，进行了进一步研究。其结果是，本发明的发明者们发现：在熔融金属与HAZ部的边界附近产生的Mn缺乏层的存在是上述倾向的原因。
基于上述这些发现，本发明的发明者们发现：通过将熔融金属与HAZ部的边界附近的硬度分布恰当化，从而即使是在应用了超过2.0GPa的热冲压材料的骨架构件中也能够抑制焊点断裂，能够发挥与高强度化相称的优异的能量吸收性能，从而完成了要素技术H。
以下，对要素技术H的一个实施方式的骨架构件H1进行说明。
需要说明的是，在本说明书及附图中，对于实质上具有相同功能构成的构成要素，通过标注相同符号来省略重复说明。
首先，对本说明书中的语句进行说明。
“长度方向Z”是指骨架构件的材轴方向、即轴线延伸的方向。“宽度方向X”是与长度方向Z垂直的方向中的被点焊的两个钢板构件的接合面延伸的方向。“高度方向Y”是与长度方向Z和宽度方向X垂直的方向。
“熔融金属部”是指重叠的钢板构件通过点焊热而发生熔融并成为一体的部位。熔融金属部有时也被称为熔核。
“热影响部”是指与熔融金属部的外侧相邻地形成的部位，是因点焊热的影响而具有与母材金属部的组织不同的组织的部位。热影响部有时也被称为HAZ(Heat AffectedZone)。
需要说明的是，通常，在热影响部的外周区域中，存在因点焊热的影响而比熔融金属部及母材金属部更为软化的HAZ软化部。
图53是骨架构件H1的立体图。骨架构件H1是沿着长度方向Z延伸的中空筒状的长条构件。骨架构件H1由下述方式构成：第一钢板构件H10与第二钢板构件H20通过多个点焊部H50被接合。
第一钢板构件H10是通过将钢板压制成形为帽型截面形状而得到的构件。第一钢板构件H10的板厚(即，压制成形前的钢板的板厚)为0.4mm～4.2mm即可。
如图53所示，第一钢板构件H10具有：顶板H11、从顶板H11的宽度方向X的端缘弯曲并延伸的一对侧壁H13、H13；和从一对侧壁H13、H13中的与顶板H11相反的一侧的端缘弯曲并在宽度方向X上朝向外侧延伸的一对凸缘H15、H15。
第一钢板构件H10具有1900MPa以上的抗拉强度。通过第一钢板构件H10具有1900MPa以上的抗拉强度，能够发挥优异的能量吸收性能。
但是，在骨架构件H1的冲击变形时从点焊部H50产生断裂、闭合截面发生崩坏的情况下，无法充分发挥由第一钢板构件H10具有1900MPa以上的抗拉强度带来的能量吸收性能。因此，在本申请中，如后所述，重点在于，通过将点焊部H50附近的硬度分布恰当化，从而在使用高强度构件的同时也抑制焊点断裂。
第一钢板构件H10可通过将钢板加热至奥氏体相变温度以上，一边通过水冷模具进行成形一边进行淬火的施工方法(热冲压施工方法)进行制造。
第二钢板构件H20为平板状的钢板。第二钢板构件H20的板厚为0.4mm～4.2mm即可。
第二钢板构件H20的抗拉强度没有特别限定，但在与第一钢板构件H10同样为1900MPa以上的情况下，能够发挥更优异的能量吸收性能，在这一点上是优选的。
点焊部H50通过以在第一钢板构件H10的一对凸缘H15、H15上重叠第二钢板构件H20的状态进行点焊来形成。
点焊部H50沿着骨架构件H1的长度方向Z以15mm～50mm左右的间距被形成多个。
点焊的条件没有特别限定。例如，为下述的热量输入条件即可：熔核直径(即，熔融金属部的直径)成为6√t(t为第一钢板构件H10的板厚和第二钢板构件H20的板厚中的较薄板厚)左右。
图54是沿着图53的A1-A1线的截面的示意图。换言之，图54是表示包含点焊部H50的中心点P的与长度方向Z垂直的截面的示意图。
如该图54所示，点焊部H50由熔融金属部H51和与熔融金属部H51的外侧相邻地形成的热影响部H53构成。
这里，在包含点焊部H50的中心点P的与长度方向Z垂直的截面中，将相当于熔融金属部H51的区域定义为第一区域α，将相当于热影响部H53的区域定义为第二区域β。
进而，将由从第一区域α与第二区域β的边界即熔融边界至向第一区域α侧间隔100μm为止的区域和向第二区域β侧间隔100μm为止的区域构成的区域定义为第三区域γ。
需要说明的是，第三区域γ与第一区域α的一部分和第二区域β的一部分重复。
图55是表示点焊部H50的硬度分布的曲线图。在该曲线图中，横轴对应于图55中以双点划线表示的假想直线a的位置，纵轴对应于沿着假想直线a测定的维氏硬度。
假想直线a从第一区域α的中央部向第二区域β侧延伸。更具体而言，假想直线a从第一钢板构件H10与第二钢板构件H20的接合面(图54中的单点划线)起向第一钢板构件H10侧间隔200μm并与接合面平行地延伸。
一对a2点为假想直线a中的与第一区域α和第二区域β的边界即熔融边界交叉的点。
与一对a2点相比存在于内侧的一对a1点为假想直线a中的与第三区域γ的内缘交叉的点。
与一对a2点相比存在于外侧的一对a3点为假想直线a中的与第三区域γ的外缘交叉的点。
与一对a3点相比存在于更外侧的一对a4点为假想直线a中的与第二区域β的外缘交叉的点。
因此，在假想直线a中，连结一对a2点的线段对应于第一区域α，连结a2点和a4点的两个线段对应于第二区域β，连结a1点和a3点的两个线段对应于第三区域γ。
如图55所示，在本实施方式的骨架构件H1中，虽然因在第二区域β中的外侧的区域(a3点与a4点之间)中存在HAZ软化部而使硬度降低，但在第三区域γ中硬度没有降低。
因此，第一区域α中的平均(算术平均)维氏硬度HvAve与第三区域γ中的最低维氏硬度HvMin满足了HvAve-HvMin≤100。
该情况下，可抑制因第三区域γ中的局部的硬度降低而引起的骨架构件H1的变形过程中的焊点断裂，维持闭合截面。由此，骨架构件H1能够发挥与高强度化相称的优异的能量吸收性能。
这里，图56是对于骨架构件H101示出了包含点焊部H150的中心点P的与长度方向Z垂直的截面的示意图，上述骨架构件H101使用了Mn含量为1.27质量％、抗拉强度为1900MPa以上的第一钢板构件H110和Mn含量为1.27质量％、抗拉强度为1900MPa以上的第二钢板构件H120来代替本实施方式的骨架构件H1的第一钢板构件H10和第二钢板构件H20。如图56所示，点焊部H150具有熔融金属部H151和热影响部H153而构成。
另外，图57是表示点焊部H150的硬度分布的曲线图。该曲线图也与图55同样地，横轴对应于图56中的以双点划线表示的假想直线a的位置，纵轴对应于沿着假想直线a测定的维氏硬度。
如图57所示，在骨架构件H101中，与存在于第二区域β中的外侧的区域(a3点与a4点之间)中的HAZ软化部不同，在第三区域γ中，存在硬度急剧降低的部位。
因此，第一区域α中的平均维氏硬度HvAve与第三区域γ中的最低维氏硬度HvMin成为HvAve-HvMin>100。
根据本发明的发明者们的研究的结果，据推察该现象起因于在将Mn含量高且高强度的钢板进行点焊的情况下产生的Mn缺乏层。
在该骨架构件H101中，由于在第三区域γ中存在软化部，因此有可能因在变形过程中产生焊点断裂而导致闭合截面无法被维持，无法发挥与高强度化相称的优异的能量吸收性能。
另一方面，根据本实施方式的骨架构件H1，通过使假想直线a中的与第一区域α相对应的测定部位处的平均维氏硬度HvAve和与第三区域γ相对应的测定部位处的最低维氏硬度HvMin满足HvAve-HvMin≤100，可抑制因局部的硬度降低而引起的变形过程中的焊点断裂，维持闭合截面。因此，骨架构件H1能够发挥与高强度化相称的优异的能量吸收性能。
需要说明的是，为了更可靠地防止变形过程中的焊点断裂，优选为HvAve-HvMin≤50，进一步优选为HvAve-HvMin≤30。
作为用于获得满足HvAve-HvMin≤100那样的硬度分布的计策，例如，考虑使用Mn含量为1.0质量％以下、优选为0.50质量％以下的钢板作为第一钢板构件H10的材料。这样一来，通过降低Mn含量，能够抑制第三区域γ中的Mn偏析的发生，因此能够防止在第三区域γ中产生局部的软化部。另外，通过调整Mn以外的合金元素量，也能够防止在第三区域γ中产生局部的软化部。
(测定方法)
假想直线a中的与第一区域α相对应的测定部位处的平均维氏硬度HvAve和与第三区域γ相对应的测定部位处的最低维氏硬度HvMin可以如下述那样进行测定。
维氏硬度按照JIS Z 2244，以10gf的载荷沿着假想直线a以15μm的测定间距连续地进行测定。
由通过这样的测定而得到的维氏硬度的值，可以分别求出第一区域α中的平均维氏硬度HvAve和第三区域γ中的最低维氏硬度HvMin。
需要说明的是，在本申请中，想要通过抑制200μm左右的狭窄第三区域γ中的硬度降低来避免焊点断裂。因此，采用了比通常更窄的15μm这样的测定间距。
换言之，在测定间距过大的情况下，即使存在第三区域γ的附近处的局部的硬度降低，也无法检测到那样的硬度降低。
需要说明的是，这里，示出了沿着间隔200μm并与接合面平行地延伸的假想直线a进行测定的方法，但在以该方法进行的测定困难的情况下，也可以从熔融部中央朝向外侧，按照跨过熔融边界的方式以15μmm间距进行测定。
第一钢板构件H10及第二钢板构件H20的化学成分没有特别限定。但是，关于第一钢板构件H10及第二钢板构件H20各自，如果Mn含量过量，则变得容易产生Mn偏析，因此Mn含量优选为1.0质量％以下，进一步优选为0.5质量％以下。
关于第一钢板构件H10及第二钢板构件H20各自，从确保淬透性的观点考虑，Mn含量优选为0.1质量％以上。
另外，在降低Mn含量的情况下，为了确保强度，C(碳)含量为0.30～0.60质量％即可。
以上，参照所附附图对要素技术H的优选的实施方式进行了详细说明，但要素技术H并不限于所述例子。显然，只要是具有要素技术H所属的技术领域的普通知识者，则在技术思想的范围内，可想到各种变更例或修正例，关于它们，当然也理解为属于要素技术H的技术范围。
例如，就上述实施方式的骨架构件H1而言，使用第一钢板构件H10和第二钢板构件H20来构成，但也可以使用三个以上的多个钢板构件来构成。
另外，就上述实施方式的骨架构件H1而言，第一钢板构件H10具有帽型截面形状且第二钢板构件H20具有平板的截面形状，但只要具有闭合截面，则截面形状不限。例如，可以是第一钢板构件H10具有平板状的截面形状，第二钢板构件H20具有帽型截面形状，也可以是第一钢板构件H10和第二钢板构件H20都具有帽型截面形状。
另外，就上述实施方式的骨架构件H1而言，一对侧壁H13、H13的高度彼此是相同的，但也可以彼此不同。
优选具有下述截面区域：与骨架构件H1的长度方向Z垂直的截面中的沿着第一钢板构件H10中的形成有点焊部H50的部位的板厚方向的第一钢板构件H10的高度h1与沿着与第一钢板构件H10中的形成有点焊部H50的部位的板厚方向垂直的方向的骨架构件H1的宽度w的比率h1/w为0.6以下。
根据这样的构成，通过使用提高了点焊部H50的强度的钢板来制成将构件截面的纵横比恰当化的构件，能够抑制点焊部H50的断裂。由此，能够发挥更优异的能量吸收性能。
需要说明的是，在一对侧壁H13、H13的高度彼此不同的帽型截面形状的情况下，将两侧的侧壁H13、H13的高度的平均长度设定为高度h1。
在本实施方式的骨架构件H1中，第二钢板构件H20由于为平板状，因此高度h2为0mm。在第二钢板构件H20不为平板状的构件的情况下，优选具有其高度h2与骨架构件H1的宽度w的比率h2/w为0.6以下的截面区域。
需要说明的是，本实施方式的骨架构件H1在整个全长上具有一样的截面形状，但也可以不在整个全长上具有一样的截面形状。
比率h1/w为0.6以下的截面区域优选存在于骨架构件H1的长度方向Z的全长的50％以上，优选存在于80％以上。
另外，同样地，比率h2/w为0.6以下的截面区域优选存在于骨架构件H1的长度方向Z的全长的50％以上，优选存在于80％以上。
根据这样的构成，能够更可靠地抑制碰撞时的来源于点焊部的断裂，能够发挥更优异的能量吸收性能。
(实施例)
通过实施例对要素技术H的一个方案的效果更具体地进行说明。但是，实施例中的条件只不过是为了确认要素技术H的可实施性及效果而采用的一个条件例。要素技术H并不限于这一个条件例。只要不脱离要素技术H的主旨，实现要素技术H的目的，则要素技术H可以采用各种条件。
将图59所示的三点弯曲试验用数值解析模型进行再现，评价焊点断裂数。将点焊部以熔核直径：(t＝1.4mm)进行模型化。对于点焊部强度，使用了剪切型接头焊接试验结果。对于材料物性，使用了拉伸试验结果。
首先，将用于评价的钢板的确定内容设定为表46所示的那样。
[表46]
钢板 板厚 Mn含量 YP TS U.EI
钢板A 1.4mm 0.39质量％ 1436MPa 2010MPa 5％
钢板B 1.4mm 0.80质量％ 1458MPa 2040MPa 5％
钢板C 1.4mm 1.27质量％ 1497MPa 2082MPa 5％
在实验例1～3、5～7中，使用了由使用了钢板A的具有规定构件高度h1的帽型钢板构件和与该帽型钢板构件的凸缘通过点焊进行接合的具有与钢板A同等特性的平板状的钢板构件(h2＝0mm)构成的骨架构件。将点焊的间距设定为40mm。
在实验例4中，使用了由使用了钢板B的具有规定构件高度h1的帽型钢板构件和与该帽型钢板构件的凸缘通过点焊进行接合的具有与钢板B同等特性的平板状的钢板构件(h2＝0mm)构成的骨架构件。将点焊的间距设定为40mm。
在实验例8～13中，使用了由使用了钢板C的具有规定构件高度h1的帽型钢板构件和与该帽型钢板构件的凸缘通过点焊进行接合的具有与钢板C同等特性的平板状的钢板构件(h2＝0mm)构成的骨架构件。将点焊的间距设定为40mm。
由此，如图58所示，制成构件宽度w为130mm、构件高度h1如下述表47所示的那样的截面形状的骨架构件。需要说明的是，骨架构件的长度为800mm，采用了在整个全长上截面形状一定的结构。
接着，如图59所示，在以700mm的间隔配置的一对冲模(R50mm)上，以使这些冲模的中间地点与骨架构件的长度方向的中央在高度方向上重叠的方式配置骨架构件。然后，使刚体半圆形(R50mm)冲击器以恒定速度为7.2km/小时碰撞至骨架构件的长度方向的中央，由此时的变形状态来评价焊点断裂数。
图60是焊点断裂数成为10个(单侧为5个部位)的情况的例子。在该例子中，产生焊点断裂且背板掀起，没有维持闭合截面。
图61是焊点断裂数成为2个(单侧为1个部位)的情况的例子。在该例子中，产生焊点断裂且背板进入到钢板构件侧，但维持了闭合截面。
在实施例中，将焊点断裂数为4个以下的情况判定为合格。将评价结果示于表47中。
需要说明的是，对于通过将两块钢板A重叠并进行点焊而得到的点焊部，假定：沿着从钢板构件彼此的接合面起向帽型钢板构件侧间隔200μm并与接合面平行地延伸的假想直线，依据JIS Z 2244以10gf的载荷以15μm间距测定维氏硬度。
由像这样假定的维氏硬度的值，以使第一区域α中的平均维氏硬度HvAve与第三区域γ中的最低维氏硬度HvMin之差(HvAve-HvMin)成为45的方式进行设定。
对于通过将两块钢板B重叠并进行点焊而得到的点焊部，也同样地操作，将HvAve-HvMin的值设定为90。
对于通过将两块钢板C重叠并进行点焊而得到的点焊部，也同样地操作，将HvAve-HvMin的值设定为140。
[表47]
钢板 HvAve-HvMin h1 w h1/w 断裂数 合格与否判定
实验例1 A 45 20mm 130mm 0.15 2 非常好
实验例2 A 45 40mm 130mm 0.31 2 非常好
实验例3 A 45 60mm 130mm 0.46 2 非常好
实验例4 B 90 60mm 130mm 0.46 4 好
实验例5 A 45 80mm 130mm 0.62 4 好
实验例6 A 45 100mm 130mm 0.77 4 好
实验例7 A 45 120mm 130mm 0.92 4 好
实验例8 C 140 20mm 130mm 0.15 8 NG
实验例9 C 140 40mm 130mm 0.31 10 NG
实验例10 C 140 60mm 130mm 0.46 12 NG
实验例11 C 140 80mm 130mm 0.62 14 NG
实验例12 C 140 100mm 130mm 0.77 14 NG
实验例13 C 140 120mm 130mm 0.92 14 NG
(要素技术I)
要素技术I是一种车体的侧面构件结构，其具备沿着上述车体的前后方向延伸的筒体和配置于上述筒体的内部的冲击吸收构件，上述冲击吸收构件具有沿着上述前后方向延伸且在车宽方向上为扁平的腹板、与上述腹板的车外侧端部接合且沿着上述前后方向延伸的车外侧凸缘、以及与上述腹板的车内侧端部接合且沿着上述前后方向延伸的车内侧凸缘，上述车外侧凸缘及上述车内侧凸缘具有以从上下夹持上述腹板的方式配置且沿着上述前后方向延伸的肋。
要素技术I的车体的侧面构件结构能够在保持冲击吸收能力的同时抑制局部的变形。
(第1实施方式)
图62是表示包含第1实施方式的侧面构件结构I100的车体I1的一部分的分解立体图。图63是表示第1实施方式的侧面构件结构I100的图62中的A向视截面图。需要说明的是，图63示出了电池盒I20与侧面构件结构I100成为一体的结构。此外，以下有时将沿着车体(车辆)的行进方向的方向称为前后方向或X方向，将车体的行进方向称为前方，将其相反侧称为后方，将沿着重力方向的方向称为上下方向或Z方向，将沿着水平方向的方向称为车宽方向或Y方向，将从车体的中心向车宽方向离开的方向称为车外侧，将其相反方向称为车内侧。
如图62所示，车体I1具备：构成车体I1的骨架的框架I10；和收纳锂离子电池等电池组I21的电池盒I20。车体I1是电动汽车等以电池作为动力源进行驱动的车体。
框架I10具有沿着车体I1的前后方向延伸且位于侧面开口部的门下方的侧面构件结构I100(也称为“侧梁”)。另外，框架I10具有沿着车体I1的车宽方向延伸且架设在一对侧面构件结构I100之间的交叉构件I200。
为了防护电池组I21免受与电线杆等的侧面碰撞(柱侧面碰撞)而保护乘员，第1实施方式的车体I1的侧面构件结构I100在比配置有电池组I21的位置更靠车外侧(在图63中为右侧)将其长度方向朝向车体I1的前后方向进行配置。
如图63所示，侧面构件结构I100在车宽方向(横向)上由交叉构件I200支撑。交叉构件I200支撑底板I300。侧面构件结构I100介由紧固件I160而与电池盒I20连接。
通常在车体I1的车宽方向上的左右会设置有一对侧面构件结构I100。侧面构件结构I100在支撑部I100S(参照图62)处通过交叉构件I200在车宽方向上被支撑。即，侧面构件结构I100的筒体I110具有支撑部I100S，其通过在车宽方向上与车体I1交叉的交叉构件I200而在车宽方向上进行支撑。由此，能够抑制在障碍物与车体I1的侧面构件结构I100的侧面发生碰撞时所产生的作用于侧面构件结构I100的围绕Z方向的弯曲力矩。由此，能够抑制侧面构件结构I100的车宽方向、特别是向车内侧的弯曲变形量。
交叉构件I200架设在一对侧面构件结构I100之间。在交叉构件I200中，交叉构件I200的两端部与侧面构件结构I100的支撑部I100S接合。交叉构件I200适当地设置有多个。
一对侧面构件结构I100中的左右的各个侧面构件结构I100的结构在车宽方向上是左右对称的。以下，作为代表，对沿着行进方向观察的左侧的侧面构件结构I100进行说明。
图64是表示第1实施方式的侧面构件结构I100的一部分的截面立体图。图65是表示第1实施方式的侧面构件结构I100的一部分的分解立体图。图66是表示第1实施方式的腹板I121的一部分的侧面图。
如图64～图66所示，第1实施方式的侧面构件结构I100具备：沿着车体I1的前后方向延伸的筒体I110(a hollow beam)；和配置于筒体I110的内部的冲击吸收构件I120。
(筒体)
筒体I110为中空的细长结构。筒体I110使其长度方向沿着车体I1的前后方向进行配置。筒体I110例如由具有980MPa的抗拉强度的高强度钢板形成，具有包括围绕Z方向的弯曲刚性、向车宽方向的屈曲耐受力等在内的所期望的性能。筒体I110被分割成两部分，具有车外侧的车外侧筒体I110A及车内侧的车内侧筒体I110B。车外侧筒体I110A及车内侧筒体I110B分别具有在上下分别具备凸边部的帽形状的截面。车外侧筒体I110A与车内侧筒体I110B在使相互的凸边部彼此对接的状态下通过焊接、螺栓等适当的接合方法进行接合。需要说明的是，筒体I110也可以不被分割，也不限于被分割成两部分而被分割成三部分以上。
(冲击吸收构件)
冲击吸收构件I120使其长度方向沿着车体I1的前后方向被配置于筒体I110的内部。冲击吸收构件I120例如由高强度钢板形成。如果冲击吸收构件I120由高强度钢板形成，则能够以低的质量吸收高的能量，质量效率大，适合于要求轻质化的车辆用构件。
冲击吸收构件I120具有：沿着车体I1的前后方向延伸且在车体I1的车宽方向上为扁平的腹板I121；与腹板I121的车外侧端部I121e接合且沿着前后方向延伸的车外侧凸缘I122；以及与腹板I121的车内侧端部I121i接合且沿着前后方向延伸的车内侧凸缘I123。而且，车外侧凸缘I122及车内侧凸缘I123具有以从上下夹持腹板I121的方式配置且沿着前后方向延伸的肋I122R、I123R。
冲击吸收构件I120由于为上述这样的结构，因此在冲击载荷发生作用时，腹板I121朝向车内侧在车宽方向上发生屈曲变形。由此，腹板I121将在冲击载荷发生作用时所产生的峰值载荷(反作用力)抑制得较低，并且一边以平均较高的载荷(反作用力)进行抵抗一边发生压溃变形，因此能够高效地吸收冲击能量。
另外，车外侧凸缘I122及车内侧凸缘I123由于与腹板I121的车宽方向上的两端部进行接合，因此能够将腹板I121发生屈曲变形时的变形模式维持在屈曲波长短的高阶模式。车外侧凸缘I122及车内侧凸缘I123由于与腹板I121的车宽方向上的两端部进行接合，因此即使由于障碍物发生碰撞而导致冲击载荷集中地作用于侧面构件结构I100的局部，在该冲击载荷从侧面构件结构I100介由车外侧凸缘I122向腹板I121进行传递的过程中，也能够使冲击载荷在前后方向上分散，能够在前后方向的广泛范围内吸收冲击能量。由此，能够降低由于集中的冲击载荷引起的侧面构件结构I100向车内侧的局部变形的最大值。而且，车外侧凸缘I122及车内侧凸缘I123由于能够高效地增大冲击吸收构件I120的围绕Z方向的截面惯性矩，因此能够高效地抵抗冲击吸收构件I120朝向车内侧的车宽方向弯曲变形(围绕Z方向的弯曲变形)。因此，能够抑制从冲击吸收构件I120向车内侧的变形。
进而，车外侧凸缘I122及车内侧凸缘I123分别具有以从上下夹持腹板I121的方式配置且沿着前后方向延伸的肋I122R、I123R，因此能够增大围绕Y方向的截面惯性矩及围绕X方向的截面惯性矩。因此，能够不易围绕Y方向发生弯曲变形，即不易上下挠曲，不易围绕X方向扭转。由此，在冲击载荷发生作用时，冲击吸收构件I120不会产生大的变形，能够较小地变形。
这样一来，冲击吸收构件I120即使从车宽方向作用冲击载荷，也能够高效地吸收冲击能量，并且抑制向车内侧的变形。由此，能够有效地防护收纳电池组I21的电池盒I20。
具体而言，车外侧凸缘I122及车内侧凸缘I123例如为钢制。从约束腹板I121的变形的观点考虑，车外侧凸缘I122及车内侧凸缘I123优选具有590MPa以上、优选为780MPa以上、更优选为980MPa以上的抗拉强度。
如图63所示，车外侧凸缘I122的与前后方向垂直的截面为大致C字形状，该大致C字形状由沿着上下方向延伸的基部I122B和从基部I122B的上下两端部向车内侧延伸的上肋I122RU及下肋I122RD形成。车外侧凸缘I122的截面形状也可以沿着前后方向是一样的。
同样，车内侧凸缘I123的与前后方向垂直的截面为大致C字形状，该大致C字形状由沿着上下方向延伸的基部I123B和从基部I123B的上下两端部向车外侧延伸的上肋I123RU及下肋I123RD形成。车内侧凸缘I123的截面形状也可以沿着前后方向是一样的。
车外侧凸缘I122及车内侧凸缘I123这两者均在其截面大致C字形状的内侧夹入腹板I121。即，通过车外侧凸缘I122的上肋I122RU及下肋I122RD来夹持腹板I121，并且通过车内侧凸缘I123的上肋I123RU及下肋I123RD来夹持腹板I121，因此能够更高效地抵抗冲击吸收构件I120朝向车内侧的车宽方向弯曲变形(围绕Z方向的弯曲变形)，能够进一步抑制从冲击吸收构件I120向车内侧的变形。
具体而言，车外侧凸缘I122例如通过电弧焊接与腹板I121的车外侧端部I121e进行接合。详细而言，冲击吸收构件I120在车外侧凸缘I122与腹板I121的边界部分形成有接合部I124。需要说明的是，为了得到高焊接性，即从降低焊接工时及确保焊接部健全性的观点考虑，接合部I124例如也可通过角焊而仅形成于车外侧凸缘I122的肋I122R与腹板I121的边界部分。即，腹板I121的第1纵面部I121b(参照图66)及第2纵面部I121d(参照图66)与车外侧凸缘I122也可以不直接进行接合。
同样，车内侧凸缘I123例如通过焊接与腹板I121的车内侧端部I121i进行接合。详细而言，冲击吸收构件I120在车内侧凸缘I123与腹板I121的边界部分形成有接合部I125。
这里，腹板I121即使是图66所示的不具有第1水平面部I121a及第2水平面部I121c的波型形状，只要车外侧凸缘I122能够与腹板I121充分接合、车内侧凸缘I123能够与腹板I121充分接合即可。如果在腹板I121上设置有第1水平面部I121a及第2水平面部I121c，则能够使第1水平面部I121a与上肋I122RU及上肋I123RU的接合、第2水平面部I121c与下肋I122RD及下肋I123RD的接合更容易且更牢固。
腹板I121与肋I122R或腹板I121与肋I123R相互接合。由此，能够吸收腹板I121与车外侧凸缘I122或车内侧凸缘I123的位置关系的尺寸误差。另外，在将腹板I121与肋I122R或肋I123R组装后，能够将其相互进行接合。由此，容易制造。此外，能够介由肋I122R或肋I123R在腹板I121与车外侧凸缘I122或车内侧凸缘I123之间连续可靠地传递截面应力。
需要说明的是，从降低焊接工时的观点考虑，接合部I125例如也可以通过角焊而仅形成于车内侧凸缘I123的肋I123R与腹板I121的边界部分。
需要说明的是，车外侧凸缘I122的基部I122B的车内侧面与腹板I121的车外侧端面可以接触，也可以分离。如果在车外侧凸缘I122的基部I122B的车内侧面与腹板I121的车外侧端面之间存在间隙，则能够利用该间隙来吸收腹板I121的车宽方向的尺寸公差，能够容易地调节冲击吸收构件I120的车宽方向的尺寸，以使其与筒体I110的车宽方向的内尺寸一致。同样，车内侧凸缘I123的基部I123B的车外侧面与腹板I121的车内侧端面可以接触，也可以分离。
这里，如图63所示，车外侧凸缘I122的上肋I122RU及车内侧凸缘I123的上肋I123RU优选为以各自的下表面I122CU、I123CU对腹板I121向上方的变形进行约束的方式沿着腹板I121的上端(这里为第1水平面部I121a的上表面)来设置。即，上肋I122RU及上肋I123RU各自的下表面I122CU、I123CU可以相对于第1水平面部I121a的上表面无间隙地并行。
另外，优选车外侧凸缘I122的上肋I122RU及车内侧凸缘I123的上肋I123RU各自的下表面I122CU、I123CU分别设定为与第1水平面部I121a的上表面相接触的状态。
此外，优选的是，上肋I122RU的下表面I122CU至少与第1水平面部I121a中的最靠车外侧的端P1相接触，上肋I123RU的下表面I123CU至少与第1水平面部I121a中的最靠车内侧的端P2相接触。
同样，优选车外侧凸缘I122的下肋I122RD及车内侧凸缘I123的下肋I123RD以各自的上表面I122CD、I123CD对腹板I121向下方向的变形进行约束的方式沿着腹板I121的下端(这里为第2水平面部I121c的下表面)来设置。即，下肋I122RD及下肋I123RD各自的上表面I122CD、I123CD可以相对于第2水平面部I121c的下表面无间隙地并行。
另外，优选车外侧凸缘I122的下肋I122RD及车内侧凸缘I123的下肋I123RD各自的上表面I122CD、I123CD设定为与第2水平面部I121c的下表面相接触的状态。
此外，优选的是，下肋I122RD的上表面I122CD至少与第2水平面部I121c中的最靠车外侧的端P3相接触，下肋I123RD的上表面I123CD至少与第2水平面部I121c中的最靠车内侧的端P4相接触。
由此，车外侧凸缘I122及车内侧凸缘I123对腹板I121的车宽方向上的两端部的变形进行适当约束，因此能够提高腹板I121的屈曲载荷。
如图65所示，冲击吸收构件I120的腹板I121例如为沿着车体I1的前后方向上下交替地反复弯曲的波形状的板。腹板I121例如为钢制。从抑制变形、并且提高屈曲强度、得到高的能量吸收性能的观点考虑，优选腹板I121具有590MPa以上、优选为780MPa以上、更优选为980MPa以上的抗拉强度。在冲击吸收构件I120中具有棱线RL的情况下，棱线RL的方向相对于车宽方向呈大致平行。在沿着车宽方向观察时，即在侧视时，如图66所示，冲击吸收构件I120成为波形状，如图67的(A)所示，在沿着上下方向观察时，即在俯视时，冲击吸收构件I120成为前后方向长且具有规定宽度的矩形状。这样一来，冲击吸收构件I120由于是沿着车体I1的前后方向上下交替地反复弯曲的波形状的板，因此在整个前后方向上没有不均、围绕X方向的弯曲刚性(截面惯性矩)高。由此，在弹性范围内，冲击吸收构件I120能够不易围绕X方向发生弯曲，能够提高车宽方向的屈曲耐受力。另外，无论对侧面构件结构I100的前后方向上的任何局部输入由柱侧面碰撞产生的冲击载荷，由于伴随该局部的冲击吸收构件I120发生压溃的变形，该局部的前后的冲击吸收构件I120也连动地发生变形而压溃，因此都能够将冲击能量分散到冲击吸收构件I120的前后方向从而吸收。由此，无论对前后方向的任何局部施加柱侧面碰撞那样的冲击，都能够抑制冲击吸收构件I120整体的变形，并且通过冲击吸收构件I120整体来高效地吸收局部的大冲击能量。另外，由于棱线RL的方向沿着冲击载荷的方向相对于车宽方向大致平行，因此在冲击载荷发生作用时，能够使冲击吸收构件I120以能量吸收量高的后述那样的灯笼屈曲模式发生屈曲。
如图66所示，冲击吸收构件I120的腹板I121的波形状为下述形状：从车宽方向进行观察时，以规定的间距2D(长度D的2倍，例如为120mm)且以规定的高度H(从冲击吸收构件I120的上端部的板厚tw的中心至冲击吸收构件I120的下端部的板厚tw的中心为止的距离、振幅的2倍、例如为30mm)上下交替地反复弯曲。
具体而言，腹板I121具有以规定的长度沿着前后方向延伸的(沿着车宽方向观察为左右延伸)第1水平面部I121a。另外，具有与该第1水平面部I121a接续而朝向下方(例如以约120度的角度)弯曲且以规定的高度H(例如为30mm)倾斜地延伸的第1纵面部I121b。另外，具有与该第1纵面部I121b的下部接续而朝向前后方向弯曲且以规定的长度沿着前后方向延伸的第2水平面部I121c。另外，具有与该第2水平面部I121c接续而朝向上方(例如以约120度的角度)弯曲且以规定的高度H向倾斜方向延伸并与下一个水平面部接续的第2纵面部I121d。
而且，这些第1水平面部I121a、第1纵面部I121b、第2水平面部I121c及第2纵面部I121d在前后方向上周期性地反复而形成波形状。弯曲的部分也可以以按照规定的曲率半径(例如5mm)描绘弧的方式来形成。
这里，只要腹板I121与车外侧凸缘I122及车内侧凸缘I123各自的接合部在以第1水平面部I121a及第2水平面部I121c各自的长度的70％以上来设置的条件下，则在与冲击吸收构件I120的尺寸相关的以下的数值范围内，能够充分地确保后述的冲击吸收能量吸收量。
这里，作为上述的数值范围，间距2D为60mm～180mm的范围内。高度H为20mm～60mm、优选为20mm～50mm的范围内。第1水平面部I121a及第2水平面部I121c为30mm～90mm。第1水平面部I121a与第1纵面部I121b或第2纵面部I121d所成的角度和第2水平面部I121c与第1纵面部I121b或第2纵面部I121d所成的角度在最大为±2.0°之差的范围内一致，其所成的角度为45°～135°的范围内。冲击吸收构件I120的全宽为120mm～180mm。
需要说明的是，波形状并不限于上述形状。例如，在腹板I121与车外侧凸缘I122及车内侧凸缘I123各自的接合部以车外侧凸缘I122侧及车内侧凸缘I123侧的腹板I121的端部的线长比例计至少能够确保40％以上的条件下，例如沿着车宽方向观察，也可以是朝上凸的圆弧与朝下凸的圆弧交替反复那样的形状，也可以是正弦曲线那样的形状。波形状的间距2D、高度H等尺寸也可以分别在整个长边方向上为恒定。从以适当的屈曲模式发生压溃而得到高的吸收能量的观点考虑，D/H的值及D/tw的值被设定为适当值。
冲击吸收构件I120的腹板I121能够通过下述方式简单地形成：对于规定的板厚tw(例如为1.0mm、1.2mm、1.6mm、2.0mm、2.3mm)、规定的宽度B(根据车体I1的尺寸为100mm～200mm，例如为150mm)、规定的全长L(根据车体I1的尺寸为1500mm～3000mm，例如为2000mm)的平板材料，利用波形状的压制模具进行压制加工，或者上下交替地反复进行弯曲加工来成形。从确保由压溃带来的能量吸收量并且抑制围绕Z方向的弯曲变形的观点考虑，腹板I121的板厚tw优选为0.7mm～2.6mm。另外，腹板I121的板厚tw优选为1.2mm～2.6mm。另外，从能量吸收稳定性及轻质化的高度化的观点考虑，腹板I121的板厚tw优选为1.0mm～2.3mm。此外，从能量吸收稳定性和成形性的进一步高度化的观点考虑，腹板I121的板厚tw优选为1.2mm～2.0mm。
另外，从确保由压溃带来的能量吸收量并且抑制围绕Z方向的弯曲变形的观点考虑，腹板I121的板厚tw优选为车外侧凸缘I122及车内侧凸缘I123的板厚tf以下。
特别是，在腹板I121以及车外侧凸缘I122及车内侧凸缘I123的结构除了板厚以外都相同，且冲击吸收构件I120的沿着长度方向的每单位长度的重量相等这样的重量等价的结构条件下，在冲击载荷等向侧面构件结构I100的输入条件相同的情况下，车外侧凸缘I122及车内侧凸缘I123的板厚tf与腹板I121的板厚tw相比变得越厚，则侧面构件结构I100向车内侧的最大变形量即侵入量d(参照图67的(A))变得越小。
这里，对具备冲击吸收构件I120的侧面构件结构I100进行下述实验：如图67的(A)及图67的(B)所示，通过交叉构件I200来支撑侧面构件结构I100，在使模拟了障碍物的圆柱状的刚体RB与侧面构件结构I100的侧面相接触的状态下，测定从车外侧朝向车内侧沿着车宽方向对刚体RB施加了载荷F时的包括侵入量d在内的变形等。
在冲击吸收构件I120中，例如具有980MPa的抗拉强度的钢制的腹板I121的板厚tw为2.0mm，具有980MPa的抗拉强度的钢制的车外侧凸缘I122及车内侧凸缘I123的板厚tf为3.6mm。
实验的结果是，侵入量d为57mm。另外，例如，在不改变其他条件而腹板I121的板厚tw为3.1mm、车外侧凸缘I122及车内侧凸缘I123的板厚tf为1.8mm的情况下，进行与上述同样的实验，结果侵入量d为91mm。
因此，从减小侵入量d来防护电池盒I20的观点考虑，车外侧凸缘I122及车内侧凸缘I123的板厚tf优选为腹板I121的板厚tw以上。另外，从进一步确保刚性并且进一步实现轻质化的观点考虑，在tf≥tw的条件下，tf优选为3.0mm～4.5mm。此外，从进一步提高能量吸收稳定性的观点考虑，更优选为3.3mm～4.2mm。
另外，在沿着车宽方向观察时，腹板I121为以规定的间距2D且以规定的高度H上下交替地反复弯曲的形状。因此，不会发生冲击吸收构件I120整体在车宽方向的局部以围绕X方向折弯那样的屈曲变形(整体屈曲模式)，而能够产生蛇腹(折皱)状、灯笼(paperlantern)状或者香肠结构(boudinage)状的屈曲变形(灯笼屈曲模式)。由此，能够在与车宽方向垂直的截面的广泛范围内高效地利用冲击吸收构件I120的屈曲耐受力，不会像整体屈曲模式那样如果达到最大载荷(峰值载荷)则立即成为载荷降低的状态从而变形发展，而能够在维持高载荷的状态下发生屈曲变形。因此，能够在保持大的能量吸收量的同时抑制变形量。需要说明的是，灯笼屈曲模式是沿着车宽方向在前后方向及上下方向上不发生偏移地连续小幅度地起伏、相对于车宽方向在垂直方向上反复膨胀收缩那样的屈曲变形。
腹板I121的车外侧端部I121e与车外侧凸缘I122接合。由此，在从筒体I110的车外侧被输入冲击载荷时，能够使该冲击载荷从筒体I110介由车外侧凸缘I122不向腹板I121的车外侧端部I121e局部偏移地在与车宽方向垂直的截面中分散并均匀地传递。由此，对于冲击吸收构件I120，能够稳定地产生灯笼屈曲模式，得到高的吸收能量。另外，在对冲击吸收构件I120沿着车宽方向作用冲击载荷时，主要作用压缩应力的车外侧凸缘I122抵抗弯曲力矩。此外，能够高效地提高冲击吸收构件I120的围绕Z方向的截面惯性矩。因此，能够抑制冲击吸收构件I120的围绕Z方向的弯曲变形。
腹板I121的车内侧端部I121i与车内侧凸缘I123接合。由此，在从筒体I110的车外侧被输入冲击载荷时，能够使从筒体I110介由车外侧凸缘I122及腹板I121进行传递的载荷不向局部偏移地作为对车内侧凸缘I123的与前后方向垂直的截面作用的拉伸力向前后方向分散并均匀地传递。由此，在对冲击吸收构件I120沿着车宽方向作用冲击载荷时，主要作用拉伸应力的车内侧凸缘I123抵抗围绕Z方向的弯曲力矩。此外，高效地提高冲击吸收构件I120的围绕Z方向的截面惯性矩。因此，能够抑制冲击吸收构件I120的围绕Z方向的弯曲变形。
腹板I121在由肋I122R从上下夹持的状态下在上下方向上被压缩。同样，腹板I121在由肋I123R从上下夹持的状态下在上下方向上被压缩。例如，通过将腹板I121的车外侧端部I121e及车内侧端部I121i分别嵌入车外侧凸缘I122及车内侧凸缘I123，由此能够将腹板I121在由肋I122R及肋I123R从上下夹持的状态下在上下方向上进行压缩。
这样一来，腹板I121在上下方向上被压缩，因此腹板I121、车外侧凸缘I122以及车内侧凸缘I123变得不易因相互的摩擦而发生位置偏移，能够容易地将相互进行接合。由此，能够容易地组装冲击吸收构件I120。另外，腹板I121由于在上下方向上被压缩，因此能够提高向车宽方向的屈曲载荷。由此，能够高效地吸收冲击能量。
腹板I121也可以使车内侧的抗拉强度与车外侧的抗拉强度不同。例如，腹板I121也可以具有车外侧比车内侧高的抗拉强度。或者，腹板I121也可以具有车内侧比车外侧高的抗拉强度。
冲击吸收构件I120也可以将其前后方向上的端部与筒体I110的前后方向上的端部进行接合。由此，在将冲击吸收构件I120插入筒体I110之后，能够将冲击吸收构件I120与筒体I110进行接合。需要说明的是，冲击吸收构件I120也可以不将除其前后方向上的除端部以外的中间部与筒体I110进行接合，而仅将冲击吸收构件I120的前后方向上的端部与筒体I110的前后方向上的端部进行接合。由此，在将冲击吸收构件I120插入筒体I110之后，也可以仅将冲击吸收构件I120的端部与筒体I110进行接合，而不将中间部进行接合。由此，能够提高制造效率。
车外侧凸缘I122的板厚tfe及车内侧凸缘I123的板厚tfi也可以在前后方向上一样。车外侧凸缘I122的板厚tfe及车内侧凸缘I123的板厚tfi的最佳尺寸可根据设计条件来变化。可知，在一般的设计条件的情况下，如果车外侧凸缘I122的板厚tfe及车内侧凸缘I123的板厚tfi为腹板I121tw的板厚的1.3倍～3.8倍、优选为1.6倍～3.0倍、进一步优选为2.0倍～2.5倍，则冲击吸收能量的质量效率变得良好，这是优选的。
(作用)
接下来，对车体I1与设置于地面的电线杆等柱状的障碍物发生碰撞而从车外侧向侧面构件结构I100输入了冲击载荷(冲击能量)时的作用进行说明。
图67是对作用于第1实施方式的侧面构件结构I100的弯曲力矩分布MD及冲击吸收构件I120的变形模式Q进行说明的图，图67的(A)为俯视，图67的(B)为侧视。需要说明的是，在图67中，实线表示变形前的冲击吸收构件I120的形状。双点划线表示变形后的冲击吸收构件I120的形状和模拟了障碍物的刚体RB。
如果车体I1与设置于地面的电线杆等柱状的障碍物发生碰撞，则首先柱状的障碍物与筒体I110的车外侧相接触，筒体I110被按压而局部地向车内侧变形。
这样一来，跟随筒体I110的变形，冲击吸收构件I120的车外侧凸缘I122向车内侧被按压而围绕Z方向发生弯曲变形。然后，跟随该变形，冲击吸收构件I120的腹板I121的车外侧端部I121e以局部压溃的方式发生变形。此时，如果直至某个载荷为止一边抵抗一边变形，则腹板I121中产生车宽方向上的屈曲。这里，屈曲的模式为高阶模式，如果局部地观察，则该屈曲在与车宽方向垂直的截面中均匀地产生，因此腹板I121以承受高载荷的状态而进一步变形。
如果变形发展，则高阶模式的屈曲在车宽方向上连续地产生，腹板I121局部地压溃成在车宽方向上连续小幅度地起伏那样的灯笼状。而且，在其局部的前后方向上相邻的部分也被卷入局部的变形并发生压溃。
这里，如图67所示，通过冲击能量，从而冲击吸收构件I120以双点划线所示那样的形状(变形模式Q)，一边局部地压溃一边以向车内侧挠曲的方式发生变形。此时，通过由车外侧凸缘I122及车内侧凸缘I123带来的冲击吸收构件I120中的围绕Y方向及围绕Z方向的截面惯性矩以及围绕X方向的截面惯性矩的增大效果，抑制了向Z方向的变形。这样一来，由于能够抑制向Z方向的变形，因此冲击吸收构件I120能够一边有效地吸收冲击能量一边向车宽方向发生压溃，并且还能够维持围绕Z方向的弯曲刚性，抑制向车内侧的变形。
这样一来，就侧面构件结构I100而言，通过筒体I110与冲击吸收构件I120进行协作，能够抑制侧面构件结构I100向车内侧的变形，并且吸收由局部的柱侧面碰撞而产生的冲击能量。由此，能够有效地保护配置于比侧面构件结构I100更靠车内侧的电池组I21。
这里，车外侧凸缘I122的板厚tfe及车内侧凸缘I123的板厚tfi在对筒体I110中的除支撑部I100S以外的中间部沿着车宽方向作用载荷时，根据在筒体I110的与前后方向垂直的截面中产生的弯曲力矩分布MD(参照图67)，也可以在前后方向上具有不同的部分。例如，在对筒体I110中的除支撑部I100S以外的中间部沿着车宽方向作用载荷时，也可以使在筒体I110的与前后方向垂直的截面中产生的围绕Z方向的弯曲力矩成为最大的最大弯曲力矩MM的部分N的车外侧凸缘I122的板厚tfe及车内侧凸缘I123的板厚tfi比较大。由此，能够高效地抑制冲击吸收构件I120的围绕Z方向的弯曲变形(向车内侧的变形)的最大值。由此，能够高效地抑制侧面构件结构I100的弯曲变形的最大值。
(制造方法)
接下来，对侧面构件结构I100的制造方法进行说明。
(1)首先，准备筒体I110(筒体准备工序)。详细而言，将车外侧筒体I110A与车内侧筒体I110B组合，制成沿着前后方向延伸的筒体I110。
(2)接着，准备冲击吸收构件I120(冲击吸收构件准备工序)。详细而言，在腹板I121的两端部设置车外侧凸缘I122及车内侧凸缘I123。然后，将车外侧凸缘I122及车内侧凸缘I123的肋I123R与腹板I121通过电弧焊接等进行焊接来接合。
(3)接着，将冲击吸收构件I120从筒体I110的至少一个端部即筒体端部插入至筒体I110的内部(插入工序)。
(4)最后，将筒体端部与冲击吸收构件I120的至少一个端部即冲击吸收构件端部进行接合(接合工序)。
这样一来，将筒体I110的中间部与冲击吸收构件I120的中间部进行接合不是必需的，仅将筒体I110的端部与冲击吸收构件I120的端部进行接合，就能够将筒体I110与冲击吸收构件I120组装。因此，通过在完成了筒体I110之后插入冲击吸收构件I120，能够制造侧面构件结构I100。由此，能够简单地制造具有高的冲击吸收能量吸收量且具有高的弯曲刚性的侧面构件结构I100。
(第2实施方式)
接下来，对第2实施方式的侧面构件结构I500进行说明。第2实施方式的侧面构件结构I500与第1实施方式的侧面构件结构I100相比，主要在下述方面不同：腹板I521是将具有沿着车宽方向的中心轴的多个管(pipe)I521p沿着前后方向排列而形成的。以下，对于在第1实施方式与第2实施方式中共通的部分，有时省略说明。
图68是表示第2实施方式的侧面构件结构I500的图62中的A向视截面图。图69是表示第2实施方式的侧面构件结构I500的一部分的截面立体图。图70是表示第2实施方式的侧面构件结构I500的一部分的分解立体图。图71是表示第2实施方式的腹板I521的一部分的侧面图。
如图68所示，侧面构件结构I500在车宽方向(横向)上由交叉构件I200支撑。交叉构件I200支撑底板I300。侧面构件结构I500介由紧固件I560与电池盒I20连接。
如图69～图71所示，第2实施方式的侧面构件结构I500具备：沿着车体I1的前后方向延伸的筒体I510；和配置于筒体I510的内部的冲击吸收构件I520。
(筒体)
筒体I510为中空的细长结构。筒体I510使其长度方向沿着车体I1的前后方向进行配置。筒体I510被分割成两部分，具有车外侧的车外侧筒体I510A及车内侧的车内侧筒体I510B。
(冲击吸收构件)
冲击吸收构件I520使其长度方向沿着车体I1的前后方向被配置于筒体I510的内部。
冲击吸收构件I520具有：沿着车体I1的前后方向延伸且在车体I1的车宽方向上为扁平的腹板I521；与腹板I521的车外侧端部I521e接合且沿着前后方向延伸的车外侧凸缘I522；以及与腹板I521的车内侧端部I521i接合且沿着前后方向延伸的车内侧凸缘I523。而且，车外侧凸缘I522及车内侧凸缘I523具有以从上下夹持腹板I521的方式配置且沿着前后方向延伸的肋I522R、I523R。
具体而言，如图68所示，车外侧凸缘I522的与前后方向垂直的截面为大致C字形状(槽状)，该大致C字形状由沿着上下方向延伸的基部I522B和从基部I522B的上下两端部向车内侧延伸的上肋I522RU及下肋I522RD形成。车外侧凸缘I522的截面形状也可以沿着前后方向是一样的。
同样，车内侧凸缘I523的与前后方向垂直的截面为大致C字形状，该大致C字形状由沿着上下方向延伸的基部I523B和从基部I523B的上下两端部向车外侧延伸的上肋I523RU及下肋I523RD形成。车内侧凸缘I523的截面形状也可以沿着前后方向是一样的。
车外侧凸缘I522例如通过焊接与腹板I521的车外侧端部I521e进行接合。详细而言，冲击吸收构件I520在车外侧凸缘I522与腹板I521的边界部分形成有接合部I524。
同样，车内侧凸缘I523例如通过焊接与腹板I521的车内侧端部I521i进行接合。详细而言，冲击吸收构件I520在车内侧凸缘I523与腹板I521的边界部分形成有接合部I525。
腹板I521与肋I522R或腹板I521与肋I523R相互接合。由此，能够吸收腹板I521与车外侧凸缘I522或车内侧凸缘I523的位置关系的尺寸误差。另外，在将腹板I521与肋I522R或肋I523R组装后，能够将其相互进行接合。由此，容易制造。此外，能够介由肋I522R或肋I523R在腹板I521与车外侧凸缘I522或车内侧凸缘I523之间连续可靠地传递截面应力。
需要说明的是，从降低焊接工时的观点考虑，接合部I525例如也可以通过角焊而仅形成于车内侧凸缘I523的肋I523R与腹板I521的边界部分。
需要说明的是，车外侧凸缘I522的基部I522B的车内侧面与腹板I521的车外侧端面可以接触，也可以分离。如果在车外侧凸缘I522的基部I522B的车内侧面与腹板I521的车外侧端面之间存在间隙，则能够利用该间隙来吸收腹板I521的车宽方向的尺寸公差，能够容易地调节冲击吸收构件I520的车宽方向的尺寸，以使其与筒体I510的车宽方向的内尺寸一致。同样，车内侧凸缘I523的基部I523B的车外侧面与腹板I521的车内侧端面可以接触，也可以分离。
这里，如图68所示，车外侧凸缘I522的上肋I522RU及车内侧凸缘I523的上肋I523RU优选以各自的下表面I522CU、I523CU对腹板I521向上方的变形进行约束的方式沿着腹板I521的上端(这里为第1水平面部I521a的上表面)来设置。即，上肋I522RU及上肋I523RU各自的下表面I522CU、I523CU可以相对于第1水平面部I521a的上表面无间隙地并行。
另外，车外侧凸缘I522的上肋I522RU及车内侧凸缘I523的上肋I523RU各自的下表面I522CU、I523CU分别设定为与第1水平面部I521a的上表面相接触的状态。
此外，优选的是，上肋I522RU的下表面I522CU至少与第1水平面部I521a中的最靠车外侧的端Q1相接触，上肋I523RU的下表面I523CU至少与第1水平面部I521a中的最靠车内侧的端Q2相接触。
同样，优选车外侧凸缘I522的下肋I522RD及车内侧凸缘I523的下肋I523RD以各自的上表面I522CD、I523CD对腹板I521向下方向的变形进行约束的方式沿着腹板I521的下端(这里为第2水平面部I521c的下表面)来设置。即，下肋I522RD及下肋I523RD各自的上表面I522CD、I523CD可以相对于第2水平面部I521c的下表面无间隙地并行。
另外，优选车外侧凸缘I522的下肋I522RD及车内侧凸缘I523的下肋I523RD各自的上表面I522CD、I523CD设定为与第2水平面部I521c的下表面相接触的状态。
此外，优选的是，下肋I522RD的上表面I522CD至少与第2水平面部I521c中的最靠车外侧的端Q3相接触，下肋I523RD的上表面I523CD至少与第2水平面部I521c中的最靠车内侧的端Q4相接触。
由此，车外侧凸缘I522及车内侧凸缘I523对腹板I521的车宽方向上的两端部的变形进行适当约束，因此能够提高腹板I521的屈曲载荷。
如图70及图71所示，冲击吸收构件I520的腹板I521是将具有沿着车宽方向的中心轴的多个管I521p沿着前后方向排列而形成的。
各管I521p中，例如与沿着车宽方向的中心轴垂直的截面为矩形状。截面为在前后方向上为扁平的矩形状。各管I521p例如具有1mm左右的板厚tp。各管I521p例如为钢制，具有980MPa的抗拉强度。
这样一来，冲击吸收构件I520的腹板I521由于是将具有沿着车宽方向的中心轴的多个管I521p沿着前后方向排列而形成的，因此在整个前后方向上没有不均、围绕X方向的弯曲刚性(截面惯性矩)高。由此，在弹性范围内，冲击吸收构件I520能够不易围绕X方向发生弯曲，能够提高车宽方向的屈曲耐受力。另外，由于管I521p的中心轴沿着冲击载荷的方向相对于车宽方向大致平行，因此在冲击载荷发生作用时，能够使冲击吸收构件I520以能量吸收量高的屈曲模式发生屈曲。
相邻的管I521p彼此以各个管I521p在前后方向上所具有的平坦面彼此相接触的状态相互进行接合。即，相邻的第1管I521p1及第2管I521p2相互进行接合。由此，无论对侧面构件结构I500的前后方向上的任何局部输入由柱侧面碰撞产生的冲击载荷，由于相邻的第1管I521p1及第2管I521p2相互进行接合，因此伴随该局部的管I521p组发生压溃的变形，该局部的前后的管I521p组也连动地发生变形而压溃。因此，能够将冲击能量分散到冲击吸收构件I520的前后方向从而吸收。由此，无论对前后方向的任何局部施加柱侧面碰撞那样的冲击，都能够抑制冲击吸收构件I520整体的变形，并且通过冲击吸收构件I520整体来高效地吸收局部的大冲击能量。
(其他实施方式)
冲击吸收构件中的腹板的方式并不限于第1实施方式中的腹板I121或第2实施方式中的腹板I521。冲击吸收构件中的腹板例如可以为金属制、优选为钢制的多孔质体。
另外，在上述的第1实施方式及第2实施方式中，对分别单个使用了冲击吸收构件I120或冲击吸收构件I520的情况进行了说明，但不限于此，对于单个的筒体I110或I510，可以使用多个冲击吸收构件I120，也可以使用多个冲击吸收构件I520，还可以组合使用冲击吸收构件I120及冲击吸收构件I520。此时，多个冲击吸收构件I120或冲击吸收构件I520也可以以相互平行的方式上下进行配置。
(实施例)
接下来，对实施例的侧面构件结构I100进行数值解析，并对该数值解析的结果进行说明。将如图62～图67所示的第1实施方式的侧面构件结构I100作为实施例。另外，将下述侧面构件结构作为比较例：使用与实施例的冲击吸收构件质量等价的仅为腹板的冲击吸收构件，且使其他结构与实施例相同。对于实施例及比较例，对结构模型进行了数值解析。
图72是表示侵入量d的数值解析结果的图。
具体而言，作为实施例，如图62～图67所示，准备具备冲击吸收构件I120的侧面构件结构I100的结构模型，该冲击吸收构件I120组装有具有板厚tw的腹板I121、具有板厚tf的车外侧凸缘I122及车内侧凸缘I123。
腹板I121、车外侧凸缘I122及车内侧凸缘I123的材质均设定为具有980MPa的抗拉强度的钢制。
将车外侧凸缘I122的板厚tfe和车内侧凸缘I123的板厚tfi设定为相同的板厚tf。将腹板I121的高度H设定为27mm。
将冲击吸收构件I120的全宽设定为137mm。
将腹板I121中的全部第1水平面部I121a的上表面与车外侧凸缘I122的上肋I122RU的车内侧的端面和车内侧凸缘I123的上肋I123RU的车外侧的端面进行角焊。
将腹板I121中的全部第2水平面部I121c的下表面与车外侧凸缘I122的下肋I122RD的车内侧的端面和车内侧凸缘I123的下肋I123RD的车外侧的端面进行角焊。准备包含如图72所示那样的板厚tw和板厚tf的组合不同的冲击吸收构件I120的多个结构模型。按照将车外侧凸缘I122及车内侧凸缘I123与腹板I121组合而成的冲击吸收构件I120的质量在所有结构模型中都相同的方式，将腹板I121的板厚tw与凸缘I122、I123的板厚tf进行组合。
腹板I121的板厚tw与凸缘I122、I123的板厚tf的组合设定为：(tw，tf)为(1.2mm，4.5mm)、(1.4mm，4.2mm)、(1.6mm，3.9mm)、(1.8mm，3.6mm)、(2.0mm，3.3mm)、(2.2mm，3.0mm)、(2.4mm，2.7mm)、(2.6mm，2.4mm)。
另外，具体而言，作为比较例，准备包含下述冲击吸收构件的侧面构件结构的结构模型，该冲击吸收构件是将车内侧凸缘I123及车外侧凸缘I122除去后的结构、且是与实施例的冲击吸收构件I120的全宽相同的全宽的腹板，除此以外，与实施例为相同结构。即，将从车宽方向观察比较例的冲击吸收构件的情况下的形状设定为与实施例的腹板I121的形状相同。然后，准备腹板的板厚tw不同的多个比较例，将各个比较例的腹板的板厚tw与实施例对应地设定为1.2mm、1.4mm、1.6mm、1.8mm、2.0mm、2.2mm、2.4mm、2.6mm。
然后，如图67的(A)及图67的(B)所示，对于实施例的侧面构件结构I100，在侧面构件结构I100由交叉构件I200支撑的状态下，在使模拟了障碍物的圆柱状的刚体RB与侧面构件结构I100的侧面相接触的状态下，从车外侧朝向车内侧沿着车宽方向对刚体RB施加了载荷F，进行了计算此时的包含侵入量d在内的变形等的响应的数值解析。同样，对比较例的侧面构件结构进行了数值解析。
其结果是，如图72所示，(tw，tf)为(1.2mm，4.5mm)的情况下的实施例中的侵入量d为65mm。以下同样，侵入量d在(tw，tf)为(1.4mm，4.2mm)的情况下为63mm，在(tw，tf)为(1.6mm，3.9mm)的情况下为59mm，在(tw，tf)为(1.8mm，3.6mm)的情况下为60mm，在(tw，tf)为(2.0mm，3.3mm)的情况下为67mm，在(tw，tf)为(2.2mm，3.0mm)的情况下为63mm，在(tw，tf)为(2.4mm，2.7mm)的情况下为74mm，在(tw，tf)为(2.6mm，2.4mm)的情况下为78mm。
与此相对，比较例中的侵入量d在与实施例相对应的所有腹板的板厚tw中均超过90mm，大于实施例中的侵入量d。
这样一来，实施例的侧面构件结构I100由于具有与腹板I121的车外侧端部进行接合的车外侧凸缘和与腹板I121的车内侧端部进行接合的车内侧凸缘，因此能够可靠地降低侵入量d。而且，实施例的侧面构件结构I100中的车外侧凸缘I122及车内侧凸缘I123由于具有以从上下夹持腹板I121的方式配置的肋I122R、I123R，因此能够可靠地大幅降低侵入量d。
(要素技术J)
要素技术J是一种托盘，其通过如下制造方法来制造，该制造方法包括：焊接工序，其将具有高抗拉强度的高强度部与具有比上述高强度部低的抗拉强度的低强度部进行焊接；和成形工序，其对上述低强度部以使其包含凹部的方式进行压制加工，上述凹部具有相互成劣角而相邻的第1侧壁的第1侧壁内表面及第2侧壁的第2侧壁内表面中的角部和相对于上述角部中的上述第1侧壁内表面及上述第2侧壁内表面分别成劣角的底壁的上表面中的拐角部，其中，上述托盘具备底壁和从上述底壁的外周立式设置的周侧壁，并且上述托盘具备具有高抗拉强度的高强度部和具有比上述高强度部低的抗拉强度的低强度部，上述低强度部包含凹部而形成，上述凹部具有相互成劣角而相邻的第1侧壁的第1侧壁内表面及第2侧壁的第2侧壁内表面中的角部和相对于上述角部中的上述第1侧壁内表面及上述第2侧壁内表面分别成劣角的上述底壁的上表面中的拐角部。
根据要素技术J，能够提供坚固且轻质的托盘。
对于设置于车辆(车体)中的电池托盘，为了保护所载置的电池，要求对于因障碍物的侧面碰撞等而引起的外力，在车宽方向上不会过度压溃那样的高刚性。另外，与此同时，为了车辆的燃油效率或电效率的提高，设置于车辆中的电池托盘优选为轻质。
要素技术J的托盘具备底壁和从底壁的外周立式设置的周侧壁。托盘具备具有高抗拉强度的高强度部和具有比高强度部低的抗拉强度的低强度部。而且，低强度部包含具有相互成劣角的第1侧壁的第1侧壁面及第2侧壁的第2侧壁面的上述周侧壁的角部和具有相对于上述角部中的上述第1侧壁面及上述第2侧壁面分别成劣角的底壁面的上述底壁的拐角部来形成。由此，能够将主要分担承受从车宽方向作用于托盘的冲击载荷的区域设定为高强度部，且能够将难以进行压制加工的区域设定为低强度部。因此，通过高强度部，能够抑制托盘在早期发生塑性而大幅变形，并且能够设定为比较轻质。与此同时，通过低强度部，能够通过对成为母材的钢板进行压制加工来简易地制造托盘。由此，能够提供坚固且轻质的托盘。
以下，对要素技术J的实施方式进行说明。
(实施方式)
图73是实施方式的托盘J20的说明图。图74是实施方式的托盘J20的立体图。图75是实施方式的托盘J20的俯视图。图76是图75中的A向视截面图。需要说明的是，只要没有特别说明，则将沿着车辆(车体J1)的行进方向的方向称为前后方向，将沿着前后方向观察时的水平方向称为车宽方向，将沿着前后方向观察时的与车宽方向正交的方向或重力方向(铅直方向)称为上下方向。
如图73所示，车体J1具备：构成车体J1的骨架的框架J10；和载置锂离子电池等电池J30的托盘J20(也称为盒或容器)。车体J1是电动汽车等以电池J30为动力源进行驱动的车体。
通过防护电池J30免受与电线杆等的侧面碰撞(柱侧面碰撞)，能够抑制因电池J30的爆发等而导致的对乘员的危害。因此，为了防护电池J30，托盘J20被配置于比侧面构件结构J100(也称为侧梁)的位置更靠车内侧。需要说明的是，托盘J20通常被配置于在车体J1的车宽方向上的左右所设置的一对侧面构件结构J100之间。
详细而言，如图74所示，托盘J20具备：底壁J21；和从底壁J21的外周立式设置的周侧壁J22。
底壁J21在俯视下为三角形以上的多边形。例如，如图75所示，底壁J21在俯视下为四边形。底壁J21具有4处拐角部J21C。
底壁J21的各个拐角部J21C与周侧壁J22的后述的各个角部J22C相对应地相邻配置。
底壁J21是平坦的板状。底壁J21例如为钢制。底壁J21具有沿着水平面配置的上表面J21a。在上表面J21a上适当地载置有电池J30等车载部件。底壁J21具有能够在上表面J21a载置且支撑电池J30的刚性。为了提高对于因侧面碰撞等从车外侧朝向车内侧的冲击载荷而产生的底壁J21向车宽方向的变形的刚性，上表面J21a可以适当具有沿着车宽方向形成的加强部J21R。需要说明的是，加强部J21R也可以是沿着车宽方向形成的突条或槽。
周侧壁J22具有与底壁J21的周缘的多边形形状相对应的多边形形状。例如，如图75所示，在底壁J21为四边形的情况下，周侧壁J22为四边形。具体而言，周侧壁J22具有：第1侧壁J221；与第1侧壁J221相邻的第2侧壁J222；与第2侧壁J222相邻的第3侧壁J223；以及与第3侧壁J223相邻的第4侧壁J224。而且，第4侧壁J224与第1侧壁J221相邻。这样一来，从第1侧壁J221至第4侧壁J224为止的各侧壁以从底壁J21的周缘包围底壁J21的方式被配置成封闭的环状。需要说明的是，构成周侧壁J22得到侧壁的数量不限于本实施方式那样的4个，根据底壁J21的周缘的多边形形状，为3个以上即可。
周侧壁J22的各侧壁具有朝向由周侧壁J22包围的中央的内表面。即，如图74所示，第1侧壁J221具有第1侧壁内表面J221a有。以下同样，第2侧壁J222具有第2侧壁内表面J222a。第3侧壁J223具有第3侧壁内表面J223a。第4侧壁J224具有第4侧壁内表面J224a。
如图76所示，周侧壁J22具有包含从底壁J21的车外侧端部向上方延伸的周侧壁腹板J22W和周侧壁凸缘J22F的相对于周侧壁J22延伸的方向垂直的截面。由此，包含周侧壁J22的托盘J20能够由平坦的钢板通过压制加工简易地成形，而且能够合理地确保能够抵抗剪切力等载荷及力矩的刚性。需要说明的是，周侧壁J22的截面可以沿着底壁J21的周缘是一样的。
如图74及图75所示，托盘J20具备具有高抗拉强度的高强度部HT和具有比高强度部HT低的抗拉强度的低强度部LT。需要说明的是，从轻质化的观点考虑，高强度部HT优选具有980MPa以上的抗拉强度，进一步优选具有1470MPa以上的抗拉强度。此外，从容易加工的观点考虑，低强度部LT具有270MPa～440MPa的抗拉强度。低强度部LT例如具有270MPa、440MPa或590MPa的抗拉强度。例如，在使用具有1470MPa的抗拉强度的钢板作为高强度部HT的情况下，使用具有270MPa的抗拉强度的钢板作为具有比高强度部HT低的抗拉强度的低强度部LT。
这里，低强度部LT包含凹部C而形成，该凹部C具有：相互成劣角而相邻的第1侧壁J221的第1侧壁内表面J221a及第2侧壁J222的第2侧壁内表面J222a中的角部J22C；和相对于角部J22C中的第1侧壁内表面J221a及上述第2侧壁内表面J222a分别成劣角的底壁J21的上表面J21a中的拐角部J21C。这样一来，托盘J20的低强度部LT以包含周侧壁J22的角部J22C与底壁J21的拐角部J21C相邻的凹部C(第1侧壁内表面J221a、第2侧壁内表面J222a及上表面J21a这三个面相邻的部分)的方式被配置。需要说明的是，劣角角度(miner angle)是指共有顶点和两边的角中的较小的角的角度。
由于托盘J20为上述这样的结构，因此能够将主要分担承受从车宽方向作用于托盘J20的冲击载荷的区域设定为高强度部HT。与此同时，能够将这样的难以进行压制加工的凹部C设定为低强度部LT。因此，通过高强度部HT，能够抑制托盘J20在早期发生塑性而大幅变形，并且能够设定为比较轻质。与此同时，通过低强度部LT，从而对于托盘J20，能够通过对成为母材的钢板进行压制加工来简易地进行具有凹部C的箱状的立体形状的成形。由此，能够提供坚固且轻质的托盘J20。
具体而言，如图74及图75所示，托盘J20将前后方向的中间部设定为高强度部HT。
高强度部HT从第1侧壁J221经由底壁J21被形成直至与第1侧壁J221相对置的第3侧壁J223为止。由此，能够将冲击载荷发生作用时的载荷传递路径的范围设定为高强度部HT。由此，即使减小托盘J20的板厚，也能够提高车宽方向的刚性，因此能够高效地进行轻质化。
托盘J20将包含具有配置于前方的两处的拐角部J21C及与这些拐角部J21C相对应的角部J22C的凹部C的区域设定为低强度部LT。另外，托盘J20将包含具有配置于后方的两处的拐角部J21C及与这些拐角部J21C相对应的角部J22C的凹部C的区域设定为低强度部LT。这样一来，由于将包含具有拐角部J21C及角部J22C的凹部C的区域设定为低强度部LT，因此能够通过对成为母材的钢板进行压制加工来简易地制造托盘J20。
托盘J20在底壁J21上具备内侧加强材料J24，该内侧加强材料J24从第1侧壁J221延伸直至与第1侧壁J221相对置的第3侧壁J223为止。由此，即使车宽方向的冲击载荷作用于第1侧壁J221及第3侧壁J223中的一者，也能够使第1侧壁J221及第3侧壁J223中的另一者分担该冲击载荷的一部分。另外，能够提高冲击载荷在车宽方向上作用时的载荷传递路径的范围的刚性及屈曲强度。由此，能够提高托盘J20的内侧的保护性能。
内侧加强材料J24可以设置多个。另外，内侧加强材料J24在前后方向上排列而被设置多个。由此，当在车宽方向上对第1侧壁J221及第3侧壁J223施加冲击载荷时，能够减小作用于第1侧壁J221及第3侧壁J223的与前后方向垂直的截面的围绕铅直方向的最大弯曲力矩，能够抑制第1侧壁J221及第3侧壁J223向车宽方向的位移。另外，能够将因侧面碰撞等而对第1侧壁J221及第3侧壁J223中的一者所施加的向车宽方向的冲击载荷分散至多个内侧加强材料J24，传递至第3侧壁J223。由此，能够减小每一个内侧加强材料J24的与长度方向(车宽方向)垂直的截面，能够使其紧凑。需要说明的是，内侧加强材料J24也可以设置单个。
内侧加强材料J24的一个端部通过焊接等与第1侧壁J221的第1侧壁内表面J221a进行接合。内侧加强材料J24的另一个端部通过焊接等与第3侧壁J223的第3侧壁内表面J223a进行接合。
内侧加强材料J24优选与高强度部HT重叠。由此，由内侧加强材料J24带来的刚性的提高效果和由高强度部HT带来的刚性的提高效果相配合，能够有效地提高冲击载荷在车宽方向上作用时的载荷传递路径的范围的刚性。由此，能够提高托盘J20的内侧的保护性能。
第1侧壁J221及第3侧壁J223具备沿着第1侧壁J221及第3侧壁J223延伸的外侧加强材料J25。需要说明的是，外侧加强材料J25通常包含：沿着第1侧壁J221延伸的第1外侧加强材料J25A；和沿着第3侧壁J223延伸的第2外侧加强材料J25B。由此，从车外侧向车内侧作用的冲击载荷在外侧加强材料J25的前后方向上分散后，经由第1侧壁J221或第3侧壁J223被传递至底壁J21，因此能够扩大载荷传递路径的范围，能够使托盘J20所受到的载荷分散而不集中于局部。由此，能够提高托盘J20的内侧的保护性能。
详细而言，如图76所示，为了确保针对从车外侧向车内侧作用的冲击载荷的每单位质量的弯曲刚性及冲击能量性能，外侧加强材料J25(第1外侧加强材料J25A)具有中空的截面。另外，外侧加强材料J25具有分别沿着前后方向延伸的多个构件、即第1构件J251、第2构件J252和第3构件J253。而且，外侧加强材料J25的截面通过第1构件J251、第2构件J252和第3构件J253相互连结而成为封闭的环状。第1构件J251、第2构件J252和第3构件J253例如通过焊接等被相互接合。第1构件J251、第2构件J252及第3构件J253分别为例如平坦的钢板或由平坦的钢板弯曲成形而成的钢板。外侧加强材料J25与周侧壁J22通过焊接等被相互接合。需要说明的是，外侧加强材料J25并不限于如本实施方式那样由三个构件来形成，也可以由单个构件来形成，也可以由两个构件来形成，还可以由四个以上的多个构件来形成。
(制造方法)
接下来，对托盘J20的制造方法进行说明。
(1)首先，将成为具有高抗拉强度的高强度部HT的钢板与成为具有比高强度部HT低的抗拉强度的低强度部LT的钢板进行焊接(焊接工序)。这里，例如，作为高强度部HT，使用具有1470MPa的抗拉强度的钢板。另外，作为低强度部LT，使用具有270MPa的抗拉强度的钢板。需要说明的是，优选成为高强度部HT的钢板的板厚与成为低强度部LT的钢板的板厚相同。
(2)接着，对低强度部LT以使其包含凹部C的方式进行压制加工，该凹部C具有：相互成劣角而相邻的第1侧壁J221的第1侧壁内表面J221a及第2侧壁J222的第2侧壁内表面J222a中的角部J22C；和相对于角部J22C中的第1侧壁内表面J221a及第2侧壁内表面J222a分别成劣角的底壁J21的上表面J21a中的拐角部J21C(成形工序)。与此同时，对高强度部HT进行压制加工。需要说明的是，通过利用压制加工带来的加工硬化，能够使压制加工后的高强度部HT或低强度部LT的抗拉强度高于压制加工前的高强度部HT或低强度部LT的抗拉强度。
根据这样的托盘J20的制造方法，即使托盘J20具有高强度部HT，由于难以利用压制加工进行成形的凹部C为低强度部LT，因此也能够简易地制造具备底壁J21和从底壁J21的外周立式设置的周侧壁J22的托盘J20。由此，能够提供坚固且轻质的托盘J20的制造方法。
(要素技术K)
要素技术K是一种汽车车体用结构构件，其沿着规定方向延伸而形成，并且具有顶板部、与上述顶板部连续的棱线部及与上述棱线部连续的纵壁部，上述汽车车体用结构构件由与上述规定方向交叉的截面形成为大致槽型截面的钢板制的压制成形体制成，上述汽车车体用结构构件具备在上述顶板部从上述规定方向的端部沿上述规定方向延伸而形成的至少一个槽部和形成于上述端部中的至少上述棱线部的范围的外向凸缘，上述端部中的上述槽部的深度(h)、上述槽部的宽度(w)以及上述钢板的板厚(t)满足下述关系：
0.2×H0≤h≤3.0×H0、
H0＝(0.037t-0.25)×w-5.7t+29.2。
图77是表示本实施方式的汽车车体100的单壳体结构的框架20、且座舱骨架构件的一个例子的图。如日本专利第6075463号公报中所记载的那样，通过钣金部件的接合部位具有连续凸缘K50的骨架构件，从而有效地发挥碰撞能量吸效率的提高效果，具有载荷传递特性、刚性优异的特征。制造方法的一个例子记载于日本专利第5958644号公报中。
(要素技术L)
要素技术L是具有L字及T字的形状的高强度骨架构件。
更具体而言，是通过压制部件的制造方法制造的具有L字及T字的形状的高强度骨架构件，该压制部件的制造方法通过对原材料金属板进行压制加工，从而成形为具有由顶板部、与该顶板的两侧相连的两个纵壁、与该两个纵壁分别相连的两个凸缘构成的帽形状的截面、并且通过具有在俯视时向长度方向弯曲的弯曲部而具有L字状帽截面形状的压制部件、或在其一部分中具有该L字状帽截面形状的压制部件，在该压制部件的制造方法中，在冲头及坯料保持器与垫(pad)、冲模及弯曲模具之间配置原材料金属板，通过上述垫将该原材料金属板中的成形于上述顶板部的部分按压至上述冲头并夹持，进而通过上述坯料保持器将成为比上述原材料金属板中的成形于上述顶板部的部分更靠上述弯曲部的外侧的部分按压至该冲模并夹持，使上述弯曲模具向配置有上述冲头的方向相对移动，对上述原材料金属板进行加工，由此将上述弯曲部的内周侧的纵壁和与该纵壁相邻的凸缘部进行成形后，一边维持通过该坯料保持器将上述原材料金属板按压至该冲模并夹持的状态，一边使上述冲模和上述坯料保持器相对于该原材料金属板向配置有该坯料保持器的方向相对移动来对上述原材料金属板进行加工，由此将上述弯曲部的外周侧的纵壁和与该纵壁相连的凸缘部进行成形，由此将上述压制部分进行成形。
图78是表示本实施方式的汽车车体100的单壳体结构的框架20、且在座舱骨架构件24中具有L字及T字的形状的高强度骨架构件L51的一个例子的图。通过使用日本专利6020596号公报中记载的制造方法，变得能够使用抗拉强度为1180MPa以上的冷轧高强度钢材料来制造具有L字及T字的形状的高强度骨架构件L51。由此，能够实现车体部件的进一步高强度和薄壁化。
产业上的可利用性
根据本发明，可以提供能够减少在涵盖汽车的制造、使用及废弃的一系列生命周期中所产生的温室效应气体的总量的汽车车体。
符号说明
1 内燃机
2 电动发动机
10 外装面板
12 发动机罩
14 门
15 地板
16 车顶
17 保险杠
18 挡泥板
19 行李箱盖
20 框架
22 冲击吸收骨架构件
24 座舱骨架构件
26 中柱
30 地板骨架构件
32 侧梁
100 汽车车体

Claims (21)

1.一种汽车车体，其是从碰撞安全性优异的公路行驶用汽车中除去了电池、轮胎及包含水分或油分的液体后的汽车车体，所述公路行驶用汽车至少具有包含抗拉强度为1180MPa以上的钢板的钢铁材料、非铁金属材料和树脂材料而构成，
其中，抗拉强度为1180MPa以上的所述钢板的以kg计的质量mh相对于所述汽车车体的以kg计的质量m之比为9％以上，
在将所述汽车车体的质量以kg计设定为m、将所述汽车车体从上方的投影面积以m2计设定为s时，满足以下的式(1)及式(2)，
6<s<11 (1)
m<(272.37×s-835)×0.98 (2)。
2.一种汽车车体，其是从碰撞安全性优异的公路行驶用汽车中除去了电池、轮胎及包含水分或油分的液体后的汽车车体，所述公路行驶用汽车至少具有包含抗拉强度为1180MPa以上的钢板的钢铁材料、非铁金属材料和树脂材料而构成，
其中，抗拉强度为1180MPa以上的所述钢板的以kg计的质量mh相对于所述汽车车体的以kg计的质量m之比为9％以上，
在将由所述汽车车体的原材料构成计算出的制造时、使用时及废弃时的各CO2排出量的总和设定为M、将所述汽车车体从上方的投影面积以m2计设定为s、将所述汽车车体的高度以m计设定为h时，满足以下的式(3)及式(4)，
9<s×h<19 (3)
M<(1925.1×s×h-81.4)×0.98 (4)。
3.根据权利要求1或2所述的汽车车体，其中，
所述钢铁材料的以kg计的质量ms相对于所述汽车车体的以kg计的质量m之比为64％以上，
由抗拉强度为1.9GPa以上的所述钢板制成的钣金部件的以kg计的质量的总和mhs相对于所述汽车车体的以kg计的质量m之比为9％以上。
4.根据权利要求1或2所述的汽车车体，其中，由抗拉强度为1180MPa以上的所述钢板制成的钣金部件的以kg计的质量的总和mht相对于构成所述汽车车体的以kg计的车身重量mb之比为24％以上。
5.根据权利要求1或2所述的汽车车体，其中，包含0.013％以上的Cu、0.018％以上的Ni及0.002％以上的Sn的钣金部件的以kg计的质量的总和msc相对于所述汽车车体的钣金部件的以kg计的质量的总和msp之比为20％以上。
6.根据权利要求3所述的汽车车体，其具有：
热冲压成形体，其化学组成以质量％计含有：C：0.30～0.50％、Si：0.50～3.00％、Mn：0.50～3.00％、Al：0.0002～2.000％、P：0.100％以下、S：0.1000％以下、N：0.0100％以下、Nb：0～0.150％、Ti：0～0.150％、Co：0～2.00％、Mo：0～1.00％、Cr：0～1.00％、Cu：0～1.00％、V：0～1.00％、W：0～1.00％、Ni：0～3.00％、Mg：0～1.00％、Zr：0～1.00％、Sb：0～1.00％、Ca：0～0.10％、REM：0～0.30％及B：0～0.0100％，剩余部分包含Fe和杂质，所述热冲压成形体具有下述显微组织：以面积率计包含5％以上且低于10％的残留奥氏体、合计超过90％且为95％以下的贝氏体及回火马氏体以及低于5％的剩余组织，在所述贝氏体及所述回火马氏体的晶粒的晶界中，相对于以<011>方向为旋转轴而旋转角成为4°～12°的晶界的长度、旋转角成为49°～54°的晶界的长度以及旋转角成为55°～75°的晶界的长度的合计长度，所述旋转角成为55°～75°的晶界的长度比例为30％以上，所述热冲压成形体的抗拉强度为1500MPa以上；
骨架构件，其通过对钢板进行热冲压来形成，所述骨架构件具有与长度方向垂直的截面为闭合截面的闭合截面部，所述闭合截面部具有作为曲率半径比该截面中的最大外形尺寸更大的部位的至少一个平坦部位，在将所述至少一个平坦部位中的具有相对于通过卡门的有效宽度式求出的有效宽度而言的比例为最大的宽度的平坦部位定义为基准平坦部位时，所述基准平坦部位处的板厚中心部的维氏硬度为300Hv以上，所述基准平坦部位的宽度为所述有效宽度的2.0倍以下，用所述基准平坦部位的表层部处的硬度频率分布的标准偏差除以所述基准平坦部位的板厚中心部处的硬度频率分布的标准偏差而求出的标准偏差比小于1.0；以及
热冲压成形体，其化学组成以质量％计含有：C：0.15～0.50％、Si：0.0010～3.000％、Mn：0.30～3.00％、Al：0.0002～2.000％、P：0.100％以下、S：0.1000％以下、N：0.0100％以下、Nb：0～0.15％、Ti：0～0.15％、V：0～0.15％、Mo：0～1.0％、Cr：0～1.0％、Cu：0～1.0％、Ni：0～1.0％、B：0～0.0100％、Ca：0～0.010％及REM：0～0.30％，剩余部分包含Fe和杂质，所述热冲压成形体具有包含以面积率计合计为90％以上的马氏体、贝氏体及回火马氏体的金属组织，在表面～距离所述表面为板厚1/4位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比低于1.8，在距离所述表面为所述板厚1/4位置～距离所述表面为板厚1/2位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比低于2.3。
7.根据权利要求3所述的汽车车体，其具有：
热冲压成形体，其化学组成以质量％计含有：C：0.15～0.50％、Si：0.0010～3.000％、Mn：0.30～3.00％、Al：0.0002～2.000％、P：0.100％以下、S：0.1000％以下、N：0.0100％以下、Nb：0～0.15％、Ti：0～0.15％、V：0～0.15％、Mo：0～1.0％、Cr：0～1.0％、Cu：0～1.0％、Ni：0～1.0％、B：0～0.0100％、Ca：0～0.010％及REM：0～0.30％，剩余部分包含Fe和杂质，所述热冲压成形体具有包含以面积率计合计为90％以上的马氏体、贝氏体及回火马氏体的金属组织，在表面～距离所述表面为板厚1/4位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比低于1.8，在距离所述表面为所述板厚1/4位置～距离所述表面为板厚1/2位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比低于2.3；以及
骨架构件，其通过对钢板进行热冲压来形成，所述骨架构件具有与长度方向垂直的截面为闭合截面的闭合截面部，所述闭合截面部具有作为曲率半径比该截面中的最大外形尺寸更大的部位的至少两个平坦部位和形成于所述两个平坦部位之间的凹加强筋部位，所述凹加强筋部位具有曲率半径为50mm以上的一对壁部，所述一对壁部从所述两个平坦部位中的相互对置的端部介由朝向闭合截面内部弯曲的一对弯曲部而向所述闭合截面部的内侧突出，所述壁部中的板厚中心部的维氏硬度为520Hv以上，所述壁部的宽度为通过卡门的有效宽度式求出的有效宽度We的0.5倍～2.5倍，用所述壁部的表层部处的硬度频率分布的标准偏差除以所述壁部的板厚中心部处的硬度频率分布的标准偏差而求出的标准偏差比小于1.0。
8.根据权利要求3所述的汽车车体，其具有：
通过对钢板进行冷压成形而形成的骨架构件，所述骨架构件具有与长度方向垂直的截面为闭合截面的闭合截面部，所述闭合截面部具有作为曲率半径比该截面中的最大外形尺寸更大的部位的至少一个平坦部位，在将所述至少一个平坦部位中的具有相对于通过卡门的有效宽度式求出的有效宽度而言的比例为最大的宽度的平坦部位定义为基准平坦部位时，所述基准平坦部位处的板厚中心部的维氏硬度为300Hv以上，所述基准平坦部位的宽度为所述有效宽度的2.0倍以下，用所述基准平坦部位的表层部处的硬度频率分布的标准偏差除以所述基准平坦部位的板厚中心部处的硬度频率分布的标准偏差而求出的标准偏差比大于1.0；
通过对钢板进行热冲压而形成的骨架构件，所述骨架构件具有与长度方向垂直的截面为闭合截面的闭合截面部，所述闭合截面部具有作为曲率半径比该截面中的最大外形尺寸更大的部位的至少一个平坦部位，在将所述至少一个平坦部位中的具有相对于通过卡门的有效宽度式求出的有效宽度而言的比例为最大的宽度的平坦部位定义为基准平坦部位时，所述基准平坦部位处的板厚中心部的维氏硬度为300Hv以上，所述基准平坦部位的宽度为所述有效宽度的2.0倍以下，用所述基准平坦部位的表层部处的硬度频率分布的标准偏差除以所述基准平坦部位的板厚中心部处的硬度频率分布的标准偏差而求出的标准偏差比小于1.0；以及
通过对钢板进行热冲压而形成的骨架构件，所述骨架构件具有与长度方向垂直的截面为闭合截面的闭合截面部，所述闭合截面部具有作为曲率半径比该截面中的最大外形尺寸更大的部位的至少两个平坦部位和形成于所述两个平坦部位之间的凹加强筋部位，所述凹加强筋部位具有曲率半径为50mm以上的一对壁部，所述一对壁部从所述两个平坦部位中的相互对置的端部介由朝向闭合截面内部弯曲的一对弯曲部而向所述闭合截面部的内侧突出，所述壁部中的板厚中心部的维氏硬度为520Hv以上，所述壁部的宽度为通过卡门的有效宽度式求出的有效宽度We的0.5倍～2.5倍，用所述壁部的表层部处的硬度频率分布的标准偏差除以所述壁部的板厚中心部处的硬度频率分布的标准偏差而求出的标准偏差比小于1.0。
9.根据权利要求8所述的汽车车体，其具有：
汽车车体用结构构件，其沿着规定方向延伸而形成，并且具有顶板部、与所述顶板部连续的棱线部及与所述棱线部连续的纵壁部，所述汽车车体用结构构件由与所述规定方向交叉的截面形成为大致槽型截面的钢板制的压制成形体制成，所述汽车车体用结构构件具备在所述顶板部从所述规定方向的端部沿所述规定方向延伸而形成的至少一个槽部和形成于所述端部中的至少所述棱线部的范围的外向凸缘，所述端部中的所述槽部的深度(h)、所述槽部的宽度(w)以及所述钢板的板厚(t)满足下述关系：
0.2×H0≤h≤3.0×H0、
H0＝(0.037t-0.25)×w-5.7t+29.2；以及
高强度骨架构件，其具有L字及T字的形状。
10.根据权利要求3所述的汽车车体，其具有：
热冲压成形体，其化学组成以质量％计含有：C：0.15～0.50％、Si：0.0010～3.000％、Mn：0.30～3.00％、Al：0.0002～2.000％、P：0.100％以下、S：0.1000％以下、N：0.0100％以下、Nb：0～0.15％、Ti：0～0.15％、V：0～0.15％、Mo：0～1.0％、Cr：0～1.0％、Cu：0～1.0％、Ni：0～1.0％、B：0～0.0100％、Ca：0～0.010％及REM：0～0.30％，剩余部分包含Fe和杂质，所述热冲压成形体具有包含以面积率计合计为90％以上的马氏体、贝氏体及回火马氏体的金属组织，在表面～距离所述表面为板厚1/4位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比低于1.8，在距离所述表面为所述板厚1/4位置～距离所述表面为板厚1/2位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比低于2.3；以及
骨架构件，其是通过将第一钢板构件和第二钢板构件在点焊部进行点焊而接合的骨架构件，所述骨架构件具有与所述骨架构件的长度方向垂直的截面为闭合截面的截面区域，所述第一钢板构件具有1900MPa以上的抗拉强度，所述点焊部具有通过所述点焊而形成的熔融金属部和与所述熔融金属部的外侧相邻的热影响部，在包含所述熔融金属部的中心点的与所述长度方向垂直的截面中，将相当于所述熔融金属部的区域定义为第一区域，将相当于所述热影响部的区域定义为第二区域，将由从所述第一区域与所述第二区域的边界至向所述第一区域侧间隔100μm为止的区域和从所述边界至向所述第二区域侧间隔100μm为止的区域构成的区域定义为第三区域，在沿着从所述第一区域的中央部向所述第二区域侧延伸的假想直线，以10gf的载荷以15μm间距测定维氏硬度时，所述假想直线上的与所述第一区域相对应的测定部位处的平均维氏硬度HvAve和所述假想直线上的与所述第三区域相对应的测定部位处的最低维氏硬度HvMin满足HvAve-HvMin≤100。
11.根据权利要求10所述的汽车车体，其具有：
汽车车体用结构构件，其沿着规定方向延伸而形成，并且具有顶板部、与所述顶板部连续的棱线部及与所述棱线部连续的纵壁部，所述汽车车体用结构构件由与所述规定方向交叉的截面形成为大致槽型截面的钢板制的压制成形体制成，所述汽车车体用结构构件具备在所述顶板部从所述规定方向的端部沿所述规定方向延伸而形成的至少一个槽部和形成于所述端部中的至少所述棱线部的范围的外向凸缘，所述端部中的所述槽部的深度(h)、所述槽部的宽度(w)以及所述钢板的板厚(t)满足下述关系：
0.2×H0≤h≤3.0×H0、
H0＝(0.037t-0.25)×w-5.7t+29.2；以及
高强度骨架构件，其具有L字及T字的形状。
12.根据权利要求10所述的汽车车体，其具有热冲压成形品，所述热冲压成形品具有母材钢板，所述母材钢板具有下述化学组成：以质量％计含有：C：超过0.40％且为0.70％以下、Si：低于2.00％、Mn：0.01％以上且低于0.50％、P：0.200％以下、S：0.0200％以下、sol.Al：0.001～1.000％、N：0.0200％以下、Mo：0.01％以上且低于0.50％、B：0.0002～0.0200％、Ti：0～0.200％、Nb：0～0.200％、V：0～0.200％、Zr：0～0.200％、Cr：0～2.00％、W：0～2.00％、Cu：0～2.00％、Ni：0～2.00％、Ca：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％、REM：0～0.1000％、Bi：0～0.0500％、剩余部分：Fe及杂质，在以距离所述母材钢板的表面为所述母材钢板的板厚的1/4深度位置作为中心的沿板厚方向为0.05mm的范围内，通过使用了EPMA的线分析对所述母材钢板的Mo含量进行测定时，将Mo含量的最大值、Mo含量的最小值及Mo含量的平均值设定为：
[Mo]mMAX：母材钢板的以质量％计的Mo含量的最大值
[Mo]mMIN：母材钢板的以质量％计的Mo含量的最小值
[Mo]mAVE：母材钢板的以质量％计的Mo含量的平均值，
满足([Mo]mMAX-[Mo]mMIN)/[Mo]mAVE<0.50，所述母材钢板的金属组织含有90.0％以上的马氏体，在以距离所述母材钢板的所述表面为所述母材钢板的所述板厚的1/4深度位置作为中心的沿所述板厚方向为0.3mm且沿与所述板厚方向正交的方向为0.6mm的区域中的维氏硬度的标准偏差为20Hv以下，所述母材钢板的抗拉强度为2300MPa以上。
13.根据权利要求11所述的汽车车体，其具有热冲压成形品，所述热冲压成形品具有母材钢板，所述母材钢板具有下述化学组成：以质量％计含有：C：超过0.40％且为0.70％以下、Si：低于2.00％、Mn：0.01％以上且低于0.50％、P：0.200％以下、S：0.0200％以下、sol.Al：0.001～1.000％、N：0.0200％以下、Mo：0.01％以上且低于0.50％、B：0.0002～0.0200％、Ti：0～0.200％、Nb：0～0.200％、V：0～0.200％、Zr：0～0.200％、Cr：0～2.00％、W：0～2.00％、Cu：0～2.00％、Ni：0～2.00％、Ca：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％、REM：0～0.1000％、Bi：0～0.0500％、剩余部分：Fe及杂质，在以距离所述母材钢板的表面为所述母材钢板的板厚的1/4深度位置作为中心的沿板厚方向为0.05mm的范围内，通过使用了EPMA的线分析对所述母材钢板的Mo含量进行测定时，将Mo含量的最大值、Mo含量的最小值及Mo含量的平均值设定为：
[Mo]mMAX：母材钢板的以质量％计的Mo含量的最大值
[Mo]mMIN：母材钢板的以质量％计的Mo含量的最小值
[Mo]mAVE：母材钢板的以质量％计的Mo含量的平均值，
满足([Mo]mMAX-[Mo]mMIN)/[Mo]mAVE<0.50，所述母材钢板的金属组织含有90.0％以上的马氏体，在以距离所述母材钢板的所述表面为所述母材钢板的所述板厚的1/4深度位置作为中心的沿所述板厚方向为0.3mm且沿与所述板厚方向正交的方向为0.6mm的区域中的维氏硬度的标准偏差为20Hv以下，所述母材钢板的抗拉强度为2300MPa以上。
14.根据权利要求3所述的汽车车体，其具有：
热冲压成形体，其化学组成以质量％计含有：C：0.15～0.50％、Si：0.0010～3.000％、Mn：0.30～3.00％、Al：0.0002～2.000％、P：0.100％以下、S：0.1000％以下、N：0.0100％以下、Nb：0～0.15％、Ti：0～0.15％、V：0～0.15％、Mo：0～1.0％、Cr：0～1.0％、Cu：0～1.0％、Ni：0～1.0％、B：0～0.0100％、Ca：0～0.010％及REM：0～0.30％，剩余部分包含Fe和杂质，所述热冲压成形体具有包含以面积率计合计为90％以上的马氏体、贝氏体及回火马氏体的金属组织，在表面～距离所述表面为板厚1/4位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比低于1.8，在距离所述表面为所述板厚1/4位置～距离所述表面为板厚1/2位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>形成的取向群的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>形成的取向群的极密度之比低于2.3；以及
车体的侧面构件结构，其具备沿着车体的前后方向延伸的筒体和配置于所述筒体的内部的冲击吸收构件，所述冲击吸收构件具有沿着所述前后方向延伸且在车宽方向上为扁平的腹板、与所述腹板的车外侧端部接合且沿着所述前后方向延伸的车外侧凸缘、以及与所述腹板的车内侧端部接合且沿着所述前后方向延伸的车内侧凸缘，所述车外侧凸缘及所述车内侧凸缘具有以从上下夹持所述腹板的方式配置且沿着所述前后方向延伸的肋。
15.根据权利要求14所述的汽车车体，其具有：
汽车车体用结构构件，其沿着规定方向延伸而形成，并且具有顶板部、与所述顶板部连续的棱线部及与所述棱线部连续的纵壁部，所述汽车车体用结构构件由与所述规定方向交叉的截面形成为大致槽型截面的钢板制的压制成形体制成，所述汽车车体用结构构件具备在所述顶板部从所述规定方向的端部沿所述规定方向延伸而形成的至少一个槽部和形成于所述端部中的至少所述棱线部的范围的外向凸缘，所述端部中的所述槽部的深度(h)、所述槽部的宽度(w)以及所述钢板的板厚(t)满足下述关系：
0.2×H0≤h≤3.0×H0、
H0＝(0.037t-0.25)×w-5.7t+29.2；以及
高强度骨架构件，其具有L字及T字的形状。
16.根据权利要求14所述的汽车车体，其具有钢构件，所述钢构件具有钢板基材和形成于所述钢板基材的表面的含有Al及Fe的被覆，所述钢板基材具有下述化学组成：以质量％计含有：C：0.10～0.65％、Si：0.10～2.00％、Mn：0.30～3.00％、P：0.050％以下、S：0.0100％以下、N：0.010％以下、O：0.010％以下、Ti：0～0.100％、B：0～0.0100％、Cr：0～1.00％、Mo：0～1.00％、Ni：0～1.00％、Nb：0～0.10％、Cu：0～1.00％、V：0～1.00％、Ca：0～0.010％、Mg：0～0.010％、Al：0～1.00％、Sn：0～1.00％、W：0～1.00％、Sb：0～1.00％、Zr：0～1.00％、Co：0～1.00％及REM：0～0.30％、剩余部分包含Fe及杂质，所述钢板基材具有形成于所述被覆侧的脱碳层，所述脱碳层具有形成于所述被覆侧的内部氧化层，所述脱碳层的距离所述钢板基材与所述被覆的界面的深度为30μm以上，所述内部氧化层的距离所述界面的深度低于20μm，在所述钢板基材与含有Al及Fe的所述被覆之间不包含氧化皮。
17.根据权利要求15所述的汽车车体，其具有钢构件，所述钢构件具有钢板基材和形成于所述钢板基材的表面的含有Al及Fe的被覆，所述钢板基材具有下述化学组成：以质量％计含有：C：0.10～0.65％、Si：0.10～2.00％、Mn：0.30～3.00％、P：0.050％以下、S：0.0100％以下、N：0.010％以下、O：0.010％以下、Ti：0～0.100％、B：0～0.0100％、Cr：0～1.00％、Mo：0～1.00％、Ni：0～1.00％、Nb：0～0.10％、Cu：0～1.00％、V：0～1.00％、Ca：0～0.010％、Mg：0～0.010％、Al：0～1.00％、Sn：0～1.00％、W：0～1.00％、Sb：0～1.00％、Zr：0～1.00％、Co：0～1.00％及REM：0～0.30％、剩余部分包含Fe及杂质，所述钢板基材具有形成于所述被覆侧的脱碳层，所述脱碳层具有形成于所述被覆侧的内部氧化层，所述脱碳层的距离所述钢板基材与所述被覆的界面的深度为30μm以上，所述内部氧化层的距离所述界面的深度低于20μm，在所述钢板基材与含有Al及Fe的所述被覆之间不包含氧化皮。
18.根据权利要求14所述的汽车车体，其具有通过如下制造方法制造的托盘，所述制造方法包括：焊接工序，其将具有高抗拉强度的高强度部与具有比所述高强度部低的抗拉强度的低强度部进行焊接；和成形工序，其对所述低强度部以使其包含凹部的方式进行压制加工，所述凹部具有相互成劣角而相邻的第1侧壁的第1侧壁内表面及第2侧壁的第2侧壁内表面中的角部和相对于所述角部中的所述第1侧壁内表面及所述第2侧壁内表面分别成劣角的底壁的上表面中的拐角部，其中，所述托盘具备底壁和从所述底壁的外周立式设置的周侧壁，并且所述托盘具备具有高抗拉强度的高强度部和具有比所述高强度部低的抗拉强度的低强度部，所述低强度部包含凹部而形成，所述凹部具有相互成劣角而相邻的第1侧壁的第1侧壁内表面及第2侧壁的第2侧壁内表面中的角部和相对于所述角部中的所述第1侧壁内表面及所述第2侧壁内表面分别成劣角的所述底壁的上表面中的拐角部。
19.根据权利要求15所述的汽车车体，其具有通过如下制造方法制造的托盘，所述制造方法包括：焊接工序，其将具有高抗拉强度的高强度部与具有比所述高强度部低的抗拉强度的低强度部进行焊接；和成形工序，其对所述低强度部以使其包含凹部的方式进行压制加工，所述凹部具有相互成劣角而相邻的第1侧壁的第1侧壁内表面及第2侧壁的第2侧壁内表面中的角部和相对于所述角部中的所述第1侧壁内表面及所述第2侧壁内表面分别成劣角的底壁的上表面中的拐角部，其中，所述托盘具备底壁和从所述底壁的外周立式设置的周侧壁，并且所述托盘具备具有高抗拉强度的高强度部和具有比所述高强度部低的抗拉强度的低强度部，所述低强度部包含凹部而形成，所述凹部具有相互成劣角而相邻的第1侧壁的第1侧壁内表面及第2侧壁的第2侧壁内表面中的角部和相对于所述角部中的所述第1侧壁内表面及所述第2侧壁内表面分别成劣角的所述底壁的上表面中的拐角部。
20.根据权利要求16所述的汽车车体，其具有通过如下制造方法制造的托盘，所述制造方法包括：焊接工序，其将具有高抗拉强度的高强度部与具有比所述高强度部低的抗拉强度的低强度部进行焊接；和成形工序，其对所述低强度部以使其包含凹部的方式进行压制加工，所述凹部具有相互成劣角而相邻的第1侧壁的第1侧壁内表面及第2侧壁的第2侧壁内表面中的角部和相对于所述角部中的所述第1侧壁内表面及所述第2侧壁内表面分别成劣角的底壁的上表面中的拐角部，其中，所述托盘具备底壁和从所述底壁的外周立式设置的周侧壁，并且所述托盘具备具有高抗拉强度的高强度部和具有比所述高强度部低的抗拉强度的低强度部，所述低强度部包含凹部而形成，所述凹部具有相互成劣角而相邻的第1侧壁的第1侧壁内表面及第2侧壁的第2侧壁内表面中的角部和相对于所述角部中的所述第1侧壁内表面及所述第2侧壁内表面分别成劣角的所述底壁的上表面中的拐角部。
21.根据权利要求17所述的汽车车体，其具有通过如下制造方法制造的托盘，所述制造方法包括：焊接工序，其将具有高抗拉强度的高强度部与具有比所述高强度部低的抗拉强度的低强度部进行焊接；和成形工序，其对所述低强度部以使其包含凹部的方式进行压制加工，所述凹部具有相互成劣角而相邻的第1侧壁的第1侧壁内表面及第2侧壁的第2侧壁内表面中的角部和相对于所述角部中的所述第1侧壁内表面及所述第2侧壁内表面分别成劣角的底壁的上表面中的拐角部，其中，所述托盘具备底壁和从所述底壁的外周立式设置的周侧壁，并且所述托盘具备具有高抗拉强度的高强度部和具有比所述高强度部低的抗拉强度的低强度部，所述低强度部包含凹部而形成，所述凹部具有相互成劣角而相邻的第1侧壁的第1侧壁内表面及第2侧壁的第2侧壁内表面中的角部和相对于所述角部中的所述第1侧壁内表面及所述第2侧壁内表面分别成劣角的所述底壁的上表面中的拐角部。
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