热压钢板构件、其制造方法以及热压用钢板技术领域
本发明涉及在机械结构部件等中使用的热压钢板构件、其制造方法
以及热压用钢板。
背景技术
为了汽车的轻量化，谋求车体中使用的钢材的高强度化，正在进行
减少钢材的使用重量的努力。在广泛使用于汽车的薄钢板中，一般伴随
着强度的增加，冲压成形性降低，从而制造复杂形状的部件变得困难。
例如，伴随着延展性的降低，加工度高的部位发生断裂，或者回弹增大
而使尺寸精度劣化。因此，高强度钢板、特别是具有980MPa以上的抗
拉强度的钢板难以通过冲压成形而制造部件。虽然不是通过冲压成形、
而是通过辊轧成形容易加工高强度钢板，但其适用对象限定于在长度方
向具有同样的断面的部件。
在专利文献1和2中记载着对于高强度钢板，以获得高成形性为目
的的被称之为热压的方法。通过热压，以高精度对高强度钢板进行成形，
可以得到高强度的热压钢板构件。
另一方面，热压钢板构件还要求在汽车中使用时的碰撞特性的提
高。碰撞特性可以通过提高延展性而得到某种程度的提高。但是，由专
利文献1和2中记载的方法得到的钢板的钢组织实质上为马氏体单相，
从而难以提高延展性。
另外，在专利文献3～5中，虽然记载着以延展性的提高为目的的
高强度热压钢板构件，但通过这些以前的热压钢板构件也难以得到充分
的碰撞特性。在专利文献6～8中，也记载着涉及热压的技术，但通过
它们也难以得到充分的碰撞特性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：英国专利公报1490535号
专利文献2：日本特开平10-96031号公报
专利文献3：日本特开2010-65292号公报
专利文献4：日本特开2007-16296号公报
专利文献5：日本特开2005-329449号公报
专利文献6：日本特开2006-104546号公报
专利文献7：日本特开2006-265568号公报
专利文献8：日本特开2007-154258号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明的目的在于：提供具有高强度、且可以得到优良的碰撞特性
的热压钢板构件、其制造方法以及热压用钢板。
用于解决课题的手段
本发明人就即使通过以延展性的提高为目的的以前的高强度热压
钢板构件也难以得到优良的碰撞性能的原因进行了研究。结果表明：在
碰撞性能的提高方面，重要的不仅有延展性的提高，而且也有弯曲性的
提高。之所以弯曲性也是重要的，是因为碰撞时往往在热压钢板构件中
产生极端的塑性变形，从而热压钢板构件的表层部经受严重的弯曲变
形。还表明弯曲性的重要性在抗拉强度为980MPa以上时变得显著。
本发明人基于这样的见解而反复进行了潜心的研究，结果发现：通
过采用适当条件下的脱碳处理等对具备含有规定量的C和Mn并比较多
地含有Si的化学组成、且具备规定的钢组织的热压用钢板进行处理，
可以得到钢组织为包含铁素体和马氏体的复相组织、且表层部的铁素体
的面积率比内层部得以提高的热压钢板构件。本发明人进而发现：该热
压钢板构件具有980MPa以上的高抗拉强度，还具有优良的延展性和弯
曲性。而且本发明人想到以下所示的发明的诸方式。
(1)一种热压钢板构件，其特征在于，所述热压钢板构件以质量
％计，具有以下所示的化学组成：
C：0.10％～0.34％、
Si：0.5％～2.0％、
Mn：1.0％～3.0％、
sol.Al：0.001％～1.0％、
P：0.05％以下、
S：0.01％以下、
N：0.01％以下、
Ti：0％～0.20％、
Nb：0％～0.20％、
V：0％～0.20％、
Cr：0％～1.0％、
Mo：0％～1.0％、
Cu：0％～1.0％、
Ni：0％～1.0％、
Ca：0％～0.01％、
Mg：0％～0.01％、
REM：0％～0.01％、
Zr：0％～0.01％、
B：0％～0.01％、
Bi：0％～0.01％、以及
剩余部分：Fe和杂质；
从表面至15μm深的表层部的铁素体的面积率超过除所述表层部以
外的部位即内层部的铁素体的面积率的1.20倍，所述内层部以面积％
计，具有铁素体：10％～70％、马氏体：30％～90％、铁素体和马氏体
的合计面积率：90％～100％的钢组织；
抗拉强度为980MPa以上。
(2)根据上述(1)所述的热压钢板构件，其特征在于，所述化学
组成以质量％计，含有选自
Ti：0.003％～0.20％、
Nb：0.003％～0.20％、
V：0.003％～0.20％、
Cr：0.005％～1.0％、
Mo：0.005％～1.0％、
Cu：0.005％～1.0％、以及
Ni：0.005％～1.0％之中的1种或2种以上。
(3)根据上述(1)或(2)所述的热压钢板构件，其特征在于，
所述化学组成以质量％计，含有选自
Ca：0.0003％～0.01％、
Mg：0.0003％～0.01％、
REM：0.0003％～0.01％、以及
Zr：0.0003％～0.01％之中的1种或2种以上。
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的热压钢板构件，其特
征在于，所述化学组成以质量％计，含有B：0.0003％～0.01％。
(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的热压钢板构件，其特
征在于，所述化学组成以质量％计，含有Bi：0.0003％～0.01％。
(6)一种热压用钢板，其特征在于，所述热压用钢板以质量％计，
具有以下所示的化学组成：
C：0.11％～0.35％、
Si：0.5％～2.0％、
Mn：1.0％～3.0％、
sol.Al：0.001％～1.0％、
P：0.05％以下、
S：0.01％以下、
N：0.01％以下、
Ti：0％～0.20％、
Nb：0％～0.20％、
V：0％～0.20％、
Cr：0％～1.0％、
Mo：0％～1.0％、
Cu：0％～1.0％、
Ni：0％～1.0％、
Ca：0％～0.01％、
Mg：0％～0.01％、
REM：0％～0.01％、
Zr：0％～0.01％、
B：0％～0.01％、
Bi：0％～0.01％、以及
剩余部分：Fe和杂质；
具有厚度为30μm以下的内部氧化层；
且具有如下的钢组织：从表面至100μm深的区域的铁素体的面积
率为30％～90％，除从表面至100μm深的区域以外的区域的平均粒径在
5μm以上的珠光体的面积率为10％～70％。
(7)根据上述(6)所述的热压用钢板，其特征在于，所述化学组
成以质量％计，含有选自
Ti：0.003％～0.20％、
Nb：0.003％～0.20％、
V：0.003％～0.20％、
Cr：0.005％～1.0％、
Mo：0.005％～1.0％、
Cu：0.005％～1.0％、以及
Ni：0.005％～1.0％之中的1种或2种以上。
(8)根据上述(6)或(7)所述的热压用钢板，其特征在于，所
述化学组成以质量％计，含有选自
Ca：0.0003％～0.01％、
Mg：0.0003％～0.01％、
REM：0.0003％～0.01％、以及
Zr：0.0003％～0.01％之中的1种或2种以上。
(9)根据上述(6)～(8)中任一项所述的热压用钢板，其特征
在于，所述化学组成以质量％计，含有B：0.0003％～0.01％。
(10)根据上述(6)～(9)中任一项所述的热压用钢板，其特征
在于，所述化学组成以质量％计，含有Bi：0.0003％～0.01％。
(11)一种热压钢板构件的制造方法，其特征在于，该制造方法具
有以下工序：
将上述(6)～(10)中任一项所述的热压用钢板加热至720℃～
Ac3点的温度区域的工序；
在所述加热之后，进行将所述热压用钢板的表面的C含量减少
0.0005质量％～0.015质量％的脱碳处理的工序；以及
在所述脱碳处理之后进行热压，并以10℃/秒～500℃/秒的平均冷
却速度冷却至Ms点的工序。
(12)根据上述(11)所述的热压钢板构件的制造方法，其特征在
于：进行所述脱碳处理的工序具有进行5秒钟～50秒钟的空冷的工序。
发明的效果
根据本发明，可以得到较高的抗拉强度，而且可以得到优良的碰撞
特性。特别是在本发明的热压钢板构件用于汽车的车身结构部件的情况
下，即使发生产生极端塑性变形的碰撞，也可以与表层部的弯曲变形相
伴随而吸收冲击。
具体实施方式
下面就本发明的实施方式进行说明。本发明的实施方式涉及一种抗
拉强度为980MPa以上的热压钢板构件。
首先，就本发明的实施方式的热压钢板构件(以下有时称之为“钢
板构件”)以及在其制造中使用的热压用钢板的化学组成进行说明。在
以下的说明中，钢板构件或者热压用钢板中包含的各元素含量的单位
“％”只要没有特别说明，就意味着“质量％”。
本实施方式的钢板构件的化学组成以质量％计，用C：0.10％～
0.34％、Si：0.5％～2.0％、Mn：1.0％～3.0％、sol.Al：0.001％～1.0％、
P：0.05％以下、S：0.01％以下、N：0.01％以下、Ti：0％～0.20％、Nb：
0％～0.20％、V：0％～0.20％、Cr：0％～1.0％、Mo：0％～1.0％、Cu：
0％～1.0％、Ni：0％～1.0％、Ca：0％～0.01％、Mg：0％～0.01％、REM：
0％～0.01％、Zr：0％～0.01％、B：0％～0.01％、Bi：0％～0.01％、剩余
部分：Fe和杂质来表示。本实施方式的钢板构件的制造中使用的热压用
钢板的化学组成以质量％计，用C：0.11％～0.35％、Si：0.5％～2.0％、
Mn：1.0％～3.0％、sol.Al：0.001％～1.0％、P：0.05％以下、S：0.01％
以下、N：0.01％以下、Ti：0％～0.20％、Nb：0％～0.20％、V：0％～
0.20％、Cr：0％～1.0％、Mo：0％～1.0％、Cu：0％～1.0％、Ni：0％～
1.0％、Ca：0％～0.01％、Mg：0％～0.01％、REM：0％～0.01％、Zr：
0％～0.01％、B：0％～0.01％、Bi：0％～0.01％、剩余部分：Fe和杂质
来表示。作为杂质，可以例示出在矿石和废料等原材料中含有的杂质、
在制造工序中含有的杂质。
(热压用钢板构件的C：0.10％～0.34％、热压用钢板的C：0.11％～
0.35％)
C是提高热压用钢板的淬透性、而且是主要决定钢板构件的强度的
非常重要的元素。当钢板构件的C含量低于0.10％时，难以确保980MPa
以上的抗拉强度。因此，钢板构件的C含量设定为0.10％以上。当钢板
构件的C含量超过0.34％时，弯曲性和焊接性的降低明显。因此，钢板
构件的C含量设定为0.34％以下。从用于获得热压用钢板的热轧和冷轧
的生产率的角度考虑，热压用钢板的C含量优选为0.30％以下，更优选
为0.25％以下。如后所述，热压钢板构件在制造时由于进行热压用钢板
的脱碳处理，因而热压用钢板相应地含有较多的C，其C含量设定为
0.11％～0.35％。
(Si：0.5％～2.0％)
Si对于提高钢板构件的延展性以及确保使钢板构件的强度稳定是
非常有效的元素。当Si含量低于0.5％时，难以获得上述的作用。因此，
Si含量设定为0.5％以上。当Si含量超过2.0％时，由上述作用产生的效
果达到饱和，从而在经济上是不利的，而且镀层润湿性的降低变得明显，
镀覆不上的现象经常发生。因此，Si含量设定为2.0％以下。从提高焊
接性的角度考虑，Si含量优选为0.7％以上。从抑制钢板构件的表面缺
陷的角度考虑，Si含量优选为1.8％以下。
(Mn：1.0％～3.0％)
Mn是对热压用钢板的淬透性的提高以及钢板构件的强度的确保非
常有效的元素。当Mn含量低于1.0％时，使钢板构件确保980MPa以上
的抗拉强度是非常困难的。因此，Mn含量设定为1.0％以上。为了更切
实地获得上述的作用，Mn含量优选为1.1％以上。当Mn含量超过3.0％
时，钢板构件的钢组织成为明显的带状，从而弯曲性的劣化变得明显。
因此，Mn含量设定为3.0％以下。从用于获得热压用钢板的热轧和冷轧
的生产率的角度考虑，Mn含量优选为2.5％以下。
(sol.Al(酸溶性Al)：0.001％～1.0％)
Al是具有对钢脱氧而使钢材健全化的作用的元素。当sol.Al含量低
于0.001％时，难以获得上述的作用。因此，sol.Al含量设定为0.001％
以上。为了更切实地获得上述的作用，sol.Al含量优选为0.015％以上。
当sol.Al含量超过1.0％时，焊接性的降低变得明显，而且氧化物系夹杂
物增加，从而表面性状的劣化变得明显。因此，sol.Al含量设定为1.0％
以下。为了获得更良好的表面性状，sol.Al含量优选为0.080％以下。
(P：0.05％以下)
P不是必须元素，例如作为杂质在钢中含有。从焊接性的角度考虑，
P含量越低越好。特别在P含量超过0.05％时，焊接性的降低明显。因
此，P含量设定为0.05％以下。为了确保更良好的焊接性，P含量优选
为0.018％以下。另一方面，P具有通过固溶强化而使钢的强度得以提高
的作用。为了获得该作用，也可以含有0.003％以上的P。
(S：0.01％以下)
S不是必须元素，例如作为杂质在钢中含有。从焊接性的角度考虑，
S含量越低越好。特别在S含量超过0.01％时，焊接性的降低明显。因
此，S含量设定为0.01％以下。为了确保更良好的焊接性，S含量优选
为0.003％以下，更优选为0.0015％以下。
(N：0.01％以下)
N不是必须元素，例如作为杂质在钢中含有。从焊接性的角度考虑，
N含量越低越好。特别在N含量超过0.01％时，焊接性的降低明显。因
此，N含量设定为0.01％以下。为了确保更良好的焊接性，N含量优选
为0.006％以下。
Ti、Nb、V、Cr、Mo、Cu、Ni、Ca、Mg、REM、Zr、B以及Bi
不是必须元素，是钢板构件以及热压用钢板也能够以规定量为限度而适
当含有的任选元素。
(Ti：0％～0.20％、Nb：0％～0.20％、V：0％～0.20％、Cr：0％～
1.0％、Mo：0％～1.0％、Cu：0％～1.0％、Ni：0％～1.0％)
Ti、Nb、V、Cr、Mo、Cu以及Ni对于确保使钢板构件的强度稳定
都是有效的元素。因此，也可以含有选自这些元素中的1种或2种以上。
但是，对于Ti、Nb以及V，如果任一种的含量超过0.20％，则不仅用
于得到热压用钢板的热轧和冷轧变得困难，而且相反地，稳定并确保强
度变得困难。因此，Ti含量、Nb含量以及V含量均设定为0.20％以下。
对于Cr和Mo，如果任一种的含量超过1.0％，则用于得到热压用钢板
的热轧和冷轧变得困难。因此，Cr含量和Mo含量均设定为1.0％以下。
对于Cu和Ni，如果任一种的含量为1.0％，则由上述作用产生的效果达
到饱和，从而在经济上是不利的，而且用于得到热压用钢板的热轧和冷
轧变得困难。因此，Cu含量和Ni含量均设定为1.0％以下。为了确保使
钢板构件的强度稳定，Ti含量、Nb含量以及V含量均优选为0.003％以
上，Cr含量、Mo含量、Cu含量以及Ni含量均优选为0.005％以上。也
就是说，“Ti：0.003％～0.20％”、“Nb：0.003％～0.20％”、“V：
0.003％～0.20％”、“Cr：0.005％～1.0％”、“Mo：0.005％～1.0％”、
“Cu：0.005％～1.0％”以及“Ni：0.005％～1.0％”之中的至少一个优
选得到满足。
(Ca：0％～0.01％、Mg：0％～0.01％、REM：0％～0.01％、Zr：
0％～0.01％)
Ca、Mg、REM以及Zr都有助于夹杂物的控制，特别有助于夹杂
物的微细分散化，是具有提高低温韧性的作用的元素。因此，也可以含
有选自这些元素中的1种或2种以上。但是，如果任一种的含量超过
0.01％，则表面性状的劣化往往变得显著。因此，Ca含量、Mg含量、
REM含量以及Zr含量均设定为0.01％以下。为了提高低温韧性，Ca含
量、Mg含量、REM含量以及Zr含量均优选为0.0003％以上。也就是
说，“Ca：0.0003％～0.01％”、“Mg：0.0003％～0.01％”、“REM：
0.0003％～0.01％”以及“Zr：0.0003％～0.01％”之中的至少一个优选
得到满足。
REM(稀土类金属)是指Sc、Y以及镧系元素合计17种元素，“REM
含量”意味着这17种元素的合计含量。镧系元素在工业上例如以混合
稀土(mischmetal)的形式添加。
(B：0％～0.01％)
B是具有提高钢板的低温韧性的作用的元素。因此，也可以含有B。
但是，如果B含量超过0.01％，则热加工性劣化，从而使用于得到热压
用钢板的热轧变得困难。因此，B含量设定为0.01％以下。为了提高低
温韧性，B含量优选为0.0003％以上。也就是说，B含量优选为0.0003％～
0.01％。
(Bi：0％～0.01％)
Bi为具有使钢组织均匀、且提高钢板的低温韧性的作用的元素。因
此，也可以含有Bi。但是，如果Bi含量超过0.01％，则热加工性劣化，
从而使用于得到热压用钢板的热轧变得困难。因此，Bi含量设定为
0.01％以下。为了提高低温韧性，Bi含量优选为0.0003％以上。也就是
说，Bi含量优选为0.0003％～0.01％。
接着，就本实施方式的钢板构件的钢组织进行说明。关于该钢板构
件，从表面至15μm深的表层部的铁素体的面积率超过除表层部以外的
部位即内层部的铁素体的面积率的1.20倍，内层部以面积％计，具有铁
素体：10％～70％、马氏体：30％～90％、铁素体和马氏体的合计面积
率：90％～100％的钢组织。所谓钢板构件的表层部，意味着从表面至
15μm深的表面部位，所谓内层部，意味着除该表层部以外的部位。也
就是说，内层部是钢板构件的除表层部以外的部分。与内层部的钢组织
有关的数值例如是内层部的整个厚度方向的平均值，但可以用距钢板构
件表面的深度为钢板构件的厚度的1/4这一地点(以下有时将该地点称
为“1/4深度位置”)的与钢组织有关的数值来代表。例如，如果钢板
构件的厚度为2.0mm，则可以用距表面的深度为0.50mm这一地点的数
值来代表。这是因为1/4深度位置的钢组织表示钢板构件在厚度方向上
的平均的钢组织。于是，在本发明中，将在1/4深度位置测得的铁素体
的面积率以及马氏体的面积率分别设定为内层部的铁素体的面积率以
及马氏体的面积率。
(表层部的铁素体的面积率：超过内层部的铁素体的面积率的1.20
倍)
相对于内层部的铁素体的面积率，提高表层部的铁素体的面积率，
由此可以使表层部富有延展性，从而即使在具有980MPa以上这一高抗
拉强度的情况下，也可以得到优良的延展性和弯曲性。当表层部的铁素
体的面积率在内层部的铁素体的面积率的1.20倍以下时，容易在表层部
产生微小的裂纹，从而不能得到充分的弯曲性。因此，表层部的铁素体
的面积率设定为超过内层部的铁素体的面积率的1.20倍。
(内层部的铁素体的面积率：10％～70％)
通过使内层部存在适量的铁素体，便可以得到良好的延展性。当内
层部的铁素体的面积率低于10％时，铁素体的大部分陷于孤立，从而不
能得到良好的延展性。因此，内层部的铁素体的面积率设定为10％以上。
当内层部的铁素体的面积率超过70％时，不能充分确保作为强化相的马
氏体，从而难以确保980MPa以上的抗拉强度。因此，内层部的铁素体
的面积率设定为70％以下。
(内层部的马氏体的面积率：30％～90％)
通过使内层部存在适量的马氏体，便可以得到较高的强度。当内层
部的马氏体的面积率低于30％时，难以确保980MPa以上的抗拉强度。
因此，内层部的马氏体的面积率设定为30％以上。当内层部的马氏体的
面积率超过90％时，铁素体的面积率则低于10％，从而如上所述，不能
得到良好的延展性。因此，内层部的马氏体的面积率设定为90％以下。
(内层部的铁素体和马氏体的合计面积率：90％～100％)
本实施方式的热压钢板构件的内层部优选由铁素体和马氏体构成，
即铁素体和马氏体的合计面积率优选为100％。但是，作为铁素体和马
氏体以外的相或者组织，有时也根据制造条件的不同，含有选自贝氏体、
残余奥氏体、渗碳体以及珠光体之中的1种或2种以上。在此情况下，
如果铁素体和马氏体以外的相或者组织的面积率超过10％，则在这些相
或者组织的影响下，有时不能得到目标的特性。因此，内层部的铁素体
和马氏体以外的相或者组织的面积率设定为10％以下。也就是说，内层
部的铁素体和马氏体的合计面积率设定为90％以上。
作为以上的钢组织中的各相的面积率的测定方法，可以采用本领域
技术人员周知的方法。这些面积率例如以在垂直于轧制方向的断面测得
的值和在垂直于板宽度方向(与轧制方向垂直的方向)的断面测得的值
的平均值的形式求出。也就是说，例如以在2断面测得的面积率的平均
值的形式求出。
这样的钢板构件可以通过在规定的条件下对规定的热压用钢板进
行处理来制造。
在此，就本实施方式的钢板构件的制造中使用的热压用钢板的钢组
织等进行说明。该热压用钢板具有厚度为30μm以下的内部氧化层，且
具有如下的钢组织：从表面至100μm深的区域的铁素体的面积率为
30％～90％，除从表面至100μm深的区域以外的区域的平均粒径在5μm
以上的珠光体的面积率为10％～70％。
(内部氧化层的厚度：30μm以下)
内部氧化层越厚，钢板构件的弯曲性越降低，当内部氧化层的厚度
超过30μm时，该弯曲性的降低明显。因此，内部氧化层的厚度设定为
30μm以下。例如，内部氧化层可以采用电子显微镜进行观察，内部氧
化层的厚度可以采用电子显微镜进行测定。
(从表面至100μm深的区域的铁素体的面积率：30％～90％)
从表面至100μm深的区域的铁素体有助于确保钢板构件的表层部
的铁素体。当该区域的铁素体的面积率低于30％时，难以将钢板构件的
表层部的铁素体的面积率设定为超过内层部的面积率的1.20倍。因此，
从表面至100μm深的区域的铁素体的面积率设定为30％以上。当该区
域的铁素体的面积率超过90％时，难以将钢板构件的内层部的铁素体的
面积率设定为70％以下。因此，从表面至100μm深的区域的铁素体的
面积率设定为90％以下。
(除从表面至100μm深的区域以外的区域的平均粒径在5μm以上
的珠光体的面积率：10％～70％)
除从表面至100μm深的区域以外的区域的平均粒径在5μm以上的
珠光体有助于钢板构件的内层部的马氏体的生成。当该区域的平均粒径
在5μm以上的珠光体的面积率低于10％时，难以将钢板构件的内层部
的马氏体的面积率设定为30％以上。因此，该珠光体的面积率设定为
10％以上。当该区域的平均粒径在5μm以上的珠光体的面积率超过70％
时，难以将钢板构件的内层部的马氏体的面积率设定为90％以下。因此，
该珠光体的面积率设定为70％以下。此外，该珠光体的面积率容易受到
热压用钢板的C含量的影响，在珠光体的面积率超过70％的情况下，在
其制造中使用的热压用钢板的C含量大多超过0.35％。因此，为了将除
从表面至100μm深的区域以外的区域的平均粒径在5μm以上的珠光体
的面积率设定为70％以下，例如使用C含量为0.35％以下的热压用钢板
是有效的。在此，所谓珠光体的平均粒径，意味着珠光体晶粒在轧制方
向的直径和在板宽度方向(与轧制方向垂直的方向)的直径的平均值。
作为热压用钢板，例如可以使用热轧钢板、冷轧钢板、热浸镀锌冷
轧钢板等。例如，具有上述钢组织的热轧钢板可以采用如下的热轧而进
行制造：在850℃以上使精轧结束，在720℃～650℃的范围保持10秒
钟以上，然后在600℃以上的温度区域进行卷取。例如，具有上述钢组
织的冷轧钢板以及热浸镀锌冷轧钢板可以在冷轧后，经过在将露点设定
为-10℃以上的氮和氢的混合气体气氛中加热至720℃～850℃的温度区
域的退火来制造。
接着，就本实施方式的钢板构件的制造方法、即对热压用钢板进行
处理的方法进行说明。在该热压用钢板的处理中，将该热压用钢板加热
至720℃～Ac3点的温度区域，在该加热之后，进行将热压用钢板的表
面的C含量减少0.0005质量％～0.015质量％的脱碳处理，在该脱碳处
理之后进行热压，并以10℃/秒～500℃/秒的平均冷却速度冷却至Ms
点。
(热压用钢板的加热温度：720℃～Ac3点的温度区域)
供给热压的钢板即热压用钢板的加热在720℃～Ac3点的温度区域
进行。Ac3点为由下述实验式(i)规定的成为奥氏体单相的温度(单位：
℃)。
Ac3＝910-203×(C0.5)-15.2×Ni+44.7×Si+104×V+31.5×Mo-30×Mn
-11×Cr-20×Cu+700×P+400×Al+50×Ti(i)
在此，上述式中的元素符号表示钢板的化学组成中的各元素的含量
(单位：质量％)。
当加热温度低于720℃时，与渗碳体的固溶相伴的奥氏体的生成困
难或者不充分，难以将钢板构件的抗拉强度设定为980MPa以上。因此，
加热温度设定为720℃以上。如果加热温度超过Ac3点，则钢板构件的
钢组织成为马氏体单相，从而延展性的劣化明显。因此，加热温度设定
为Ac3点以下。
直至720℃～Ac3点的温度区域的加热速度以及在上述温度区域保
持的加热时间并没有特别的限定，但分别优选为以下的范围。
直至720℃～Ac3点的温度区域的加热中的平均加热速度优选设定
为0.2℃/秒～100℃/秒。通过将平均加热速度设定为0.2℃/秒以上，可
以确保更高的生产率。另外，通过将上述平均加热速度设定为100℃/
秒以下，在使用通常的炉进行加热的情况下，加热温度的控制变得容易。
720℃～Ac3点的温度区域的加热时间优选设定为1分钟～10分钟。
在此，所谓加热时间，是从钢板的温度到达720℃时至加热结束时的时
间。所谓加热结束时，具体地说，是在炉加热的情况下钢板从加热炉取
出时，在通电加热或者感应加热的情况下使通电等结束时。通过将加热
时间设定为1分钟以上，在加热中的脱碳的作用下，表层部容易形成铁
素体，从而表层部的铁素体的面积率容易超过内层部的铁素体的面积率
的1.20倍。为了更切实地得到上述作用，更优选将加热时间设定为4
分钟以上。通过将加热时间设定为10分钟以下，可以使钢板构件的钢
组织更加微细，因而钢板构件的低温韧性得以进一步提高。
(脱碳处理中的脱碳的量：0.0005质量％～0.015质量％)
通过脱碳处理，使钢板构件的成为表层部的部分比成为内层部的部
分更容易形成铁素体。当脱碳的量低于0.0005质量％时，不能充分得到
上述作用，从而难以将表层部的铁素体的面积率设定为超过内层部的铁
素体的面积率的1.20倍。因此，脱碳的量设定为0.0005质量％以上。
当脱碳的量超过0.015质量％时，因脱碳处理中产生贝氏体相变而在钢
板构件中难以确保充分量的马氏体，也就是说，难以得到980MPa以上
的抗拉强度。因此，脱碳的量设定为0.015质量％以下。脱碳的量例如
可以使用辉光放电发射光谱分析装置(GDS：glowdischarge
spectroscope)或者电子探针显微分析装置(EPMA：electronprobemicro
analyzer)进行测定。也就是说，如果在脱碳处理的前后进行热压用钢
板的表面分析，并对其结果进行比较，就可以求出脱碳的量。
脱碳处理的方法并没有特别的限定，例如可以通过空冷来进行。例
如，可以在从抽离上述加热中使用的加热炉等加热装置至投向热压装置
的期间，通过进行对气氛、温度以及时间等加以适当控制的空冷来进行
脱碳处理。更具体地说，空冷例如可以在抽离加热装置时、从加热装置
至热压装置的输送时、以及向热压装置的投入时进行。
而且在进行这样的空冷的情况下，在从加热结束至热压开始这一期
间的空冷时间优选设定为5秒钟～50秒钟。通过将空冷时间设定为5
秒钟以上，可以进行充分的脱碳处理，从而能够容易将表层部的铁素体
的面积率设定为超过内层部的铁素体的面积率的1.20倍。通过将空冷时
间设定为50秒钟以下，可以抑制贝氏体相变的进行，容易确保作为强
化相的马氏体的面积率，从而容易将热压钢板构件的抗拉强度设定为
980MPa以上。为了更切实地得到上述作用，空冷时间优选为30秒钟以
下，更优选为20秒钟以下。
空冷时间的调整例如可以通过调整从抽离加热装置至热压装置的
压力加工模具的输送时间来进行。
(至Ms点的平均冷却速度：10℃/秒～500℃/秒)
空冷后进行热压，以10℃/秒～500℃/秒的平均冷却速度冷却至Ms
点。当平均冷却速度低于10℃/秒时，贝氏体相变等扩散型相变过度地
进行，从而不能确保作为强化相的马氏体的面积率，难以将钢板构件的
抗拉强度设定为980MPa以上。因此，该平均冷却速度设定为10℃/秒
以上。当平均冷却速度超过500℃/秒时，保持构件的均热变得极其困难，
从而使强度变得不稳定。因此，该平均冷却速度设定为500℃/秒以下。
此外，该冷却在温度到达400℃以后，因相变引起的发热容易变得
非常大。因此，在采用与400℃以上的温度区域中的冷却同样的方法进
行低于400℃的低温区域中的冷却的情况下，往往不能确保充分的平均
冷却速度。于是，与直至400℃的冷却相比，优选更强有力地进行400℃～
Ms点的冷却。例如，优选采用以下的方法。
一般地说，热压中的冷却可以采用如下的方法来进行：预先使在被
加热的钢板的成形中使用的钢制模具达到常温或者几十℃左右的温度，
然后使该钢板与该模具接触。因此，平均冷却速度例如可以通过与模具
尺寸的变更相伴的热容量的变化来进行控制。即使通过将模具的材料变
更为异种金属(例如Cu等)，也可以控制平均冷却速度。即使通过使用
水冷型模具，并使在该模具中流过的冷却水的量发生变化，也可以控制
平均冷却速度。即使通过预先在模具中形成多个沟槽，并在热压中向沟
槽通水，也可以控制平均冷却速度。即使通过在热压的途中抬起热压机，
并使水流过其间，也可以控制平均冷却速度。即使通过调整模具余隙，
使模具与钢板的接触面积发生变化，也可以控制平均冷却速度。
作为提高400℃左右以后的冷却速度的方法，例如可以列举出以下
3种。
(a)在到达400℃之后，立即使钢板向热容量不同的模具或者室温
状态的模具移动。
(b)使用水冷模具，在到达400℃之后立即使模具中的流水量增加。
(c)在到达400℃之后，立即使水流过模具和钢板之间。在该方法
中，根据温度的不同而增加水量，由此也可以更加提高冷却速度。
本实施方式的热压中的成形的方式并没有特别的限制。作为成形的
方式，例如可以列举出弯曲加工、拉深成形、鼓凸成形、扩孔成形以及
凸缘成形。成形的方式可以根据目标的钢板构件的种类而进行适当的选
择。作为钢板构件的代表例，可以列举出汽车用增强部件即门护栏(door
guardbar)和保险杠加强件(bumperreinforcement)等。另外，只要能
够在成形的同时或者在成形之后立即冷却钢板，热成形就不限定于热
压。例如，作为热成形，也可以进行辊轧成形。
通过对上述规定的热压用钢板实施这样的一连串的处理，便可以制
造出本实施方式的钢板构件。也就是说，可以获得具有所希望的钢组织、
抗拉强度为980MPa、且具有优良的延展性和弯曲性的热压钢板构件。
例如，延展性可以采用拉伸试验的总拉伸率(EL)来进行评价，在
本实施方式中，拉伸试验的总拉伸率优选为12％以上。总拉伸率更优选
为14％以上。例如，弯曲性可以通过顶端角度为90°的V弯曲试验的极
限弯曲半径来进行评价，在本实施方式中，当将热压钢板构件的厚度表
示为t时，该极限弯曲半径优选为5×t以下。
在热压以及冷却后，也可以进行喷丸处理。通过喷丸处理，可以除
去氧化皮。喷丸处理由于还具有在钢板构件的表面导入压缩应力这样的
效果，因而也能够获得抑制延迟断裂、提高疲劳强度这样的效果。
此外，在上述钢板构件的制造方法中，热压并不伴随着预成形，而
是将热压用钢板加热至720℃～Ac3点的温度区域而产生直至某种程度
的奥氏体相变，然后进行成形。因此，加热前的室温下的热压用钢板的
机械性质并不重要。
本实施方式的钢板构件也可以经过与预成形相伴的热压而进行制
造。例如，也可以在满足上述加热、脱碳处理、冷却的各条件的范围内，
采用规定形状的模具对热压用钢板实施压力加工而进行预成形，将其投
入至同一类型的模具中，施加挤压压力并进行骤冷，从而制造出热压钢
板构件。在此情况下，也并不限定热压用钢板的种类以及其钢组织，但
为了使预成形变得容易，优选尽可能使用低强度且具有延展性的钢板。
例如，抗拉强度优选为700MPa以下。
此外，上述实施方式都只不过示出了实施本发明时的具体化的例
子，不能由上述的实施方式限定性地解释本发明的技术范围。也就是说，
本发明不会脱离其技术思想、或其主要特征而能够以各种形式加以实
施。
实施例
下面，对本发明人进行的实验加以说明。在该实验中，首先，使用
具有表1所示的化学组成的19种钢材，制作出具有表2所示的钢组织
的28种热压用钢板(供给热处理的钢板)。此外，各钢材的剩余部分为
Fe以及杂质。供给热处理的钢板的厚度均设定为2.0mm。表2中的“全
硬质”(fullhard)表示全硬质钢板，“镀覆钢板”表示每单面的镀层
附着量为60g/m2的热浸镀锌冷轧钢板。在该实验中使用的全硬质钢板
是将厚度为3.6mm的热轧钢板进行冷轧而得到的钢板，冷轧后不进行
退火。表2中的“铁素体的面积率”一栏的数值(单位：％)表示该钢
板的从表面至100μm深的区域的铁素体的面积率。另外，表2中的“珠
光体的面积率”一栏的数值(单位：％)表示除从表面至100μm深的区
域以外的区域的平均粒径在5μm以上的珠光体的面积率。这些面积率
是对垂直于轧制方向的断面以及垂直于板宽度方向(与轧制方向垂直的
方向)的断面这2个断面的电子显微镜观察图像进行图像解析而算出的
值的平均值。
供给热处理的钢板在制作后，在将空燃比设定为0.9的气体加热炉
内，于表2所示的条件下对钢板进行加热。表2中的“加热时间”表示
在钢板装入气体加热炉后，从钢板的温度达到720℃的时点直至将钢板
从气体加热炉取出的时间。另外，表2中的“加热温度”不是钢板的温
度，而是表示气体加热炉内的温度。接着，将钢板从气体加热炉取出，
进行基于空冷的钢板的脱碳处理，对钢板进行热压，并使钢板冷却。在
热压中，使用平板的钢制的模具。也就是说，没有进行成形。在脱碳处
理中，在直至将钢板从气体加热炉取出而盛入模具中的期间进行空冷，
并对该空冷的时间进行调整。在钢板的冷却时，保持钢板与模具接触的
状态不变，以表2所示的平均冷却速度冷却至Ms点以下即150℃，然
后从模具中取出并放冷。在直至150℃的冷却中，用冷却水冷却模具的
周围直至钢板的温度达到150℃，或者事先准备处在常温下的模具，在
该模具内保持钢板直至钢板的温度达到150℃。在直至150℃的平均冷
却速度的测定中，事先将热电偶贴附在钢板上，并对其温度过程进行了
解析。这样一来，便制作出28种试验材料(供试验用钢板)。以下有时
将试验材料(供试验用钢板)称为“进行过热压的钢板”。
在得到进行过热压的钢板之后，对于这些钢板，分别求出表层部的
铁素体的面积率、内层部的铁素体的面积率以及内层部的马氏体的面积
率。这些面积率是对垂直于轧制方向的断面以及垂直于板宽度方向(与
轧制方向垂直的方向)的断面这2个断面的电子显微镜观察图像进行图
像解析而算出的值的平均值。在表层部的钢组织的观察中，对钢板的从
表面至15μm深的区域进行了观察。在内层部的钢组织的观察中，进行
了1/4深度位置的观察。表3示出了表层部的铁素体的面积率相对于内
层部的铁素体的面积率之比、以及内层部的铁素体的面积率和马氏体的
面积率。
另外，也调查了进行过热压的钢板的机械性质。在该调查中，进行
了抗拉强度(TS)和总拉伸率(EL)的测定、以及弯曲性的评价。在
抗拉强度和总拉伸率的测定中，从各钢板上沿着与轧制方向成直角的方
向采集JIS5号拉伸试验片而进行了拉伸试验。在弯曲性的评价中，从
各钢板上以弯曲棱线为轧制方向的方式采集试验片(30mm×60mm)，进
行顶端角度为90°、顶端半径为10mm的V弯曲试验。然后，用肉眼观
察试验后的弯曲部的表面，将不能看到裂纹的情况设定为良好，将可以
看到裂纹的情况设定为不良。这些调查结果也如表3所示。此外，虽然
对进行过热压的钢板实施了使用平板的钢制模具的热压，但在热压时没
有实施成形。但是，该进行过热压的钢板的机械性质反映出成形时受到
与本实验的热压同样的热过程而制作的热压钢板构件的机械性质。也就
是说，不论热压时的成形的有无，只要热过程实质上是相同的，其后的
机械性质也实质上相同。
表3
下划线表示偏离本发明范围
如表3所示，作为发明例的试验材料No.2、No.6、No.8～No.10、
No.12～No.14、No.16、No.18、No.22、No.23、No.26以及No.27显示
出优良的延展性和弯曲性。由此可知：热压用钢板即使为全硬质钢板、
冷轧钢板、热轧钢板、热浸镀锌冷轧钢板之中的任一种，本发明也显示
出优良的效果。
另一方面，试验材料No.1由于化学组成在本发明范围外，因而延
展性较差。试验材料No.3、No.17以及No.20由于制造条件在本发明范
围外、且热压后的钢组织也在本发明范围外，因而在冷却后(淬火后)
没有得到980MPa以上的抗拉强度。试验材料No.4由于制造条件在本
发明范围外、且热压后的钢组织也在本发明范围外，因而弯曲性较差。
试验材料No.5以及试验材料No.7由于供给热处理的钢板的钢组织在本
发明范围外、且热压后的钢组织也在本发明范围外，因而在冷却后没有
得到980MPa以上的抗拉强度。试验材料No.11由于供给热处理的钢板
的钢组织在本发明范围外，因而弯曲性较差。No.19由于供给热处理的
钢板的钢组织在本发明范围外、且热压后的钢组织也在本发明范围外，
因而弯曲性较差。试验材料No.15以及No.21由于化学组成在本发明范
围外，因而在冷却后(淬火后)没有得到980MPa以上的抗拉强度。试
验材料No.24由于制造条件在本发明范围外、且热压后的钢组织也在本
发明范围外，因而延展性较差。试验材料No.25由于化学组成在本发明
范围外，因而弯曲性较差。试验材料No.28由于化学组成在本发明范围
外、且热压后的钢组织也在本发明范围外，因而延展性较差。
此外，作为比较例的试验材料No.17尽管表层部的铁素体的面积率
相对于内层部的铁素体的面积率之比低于1.20，但弯曲性良好，不过，
这是因为抗拉强度(TS)非常低，为591MPa。
产业上的可利用性
本发明例如可以在重视优良的碰撞特性的汽车的车身结构部件等
制造产业以及使用行业中加以利用。本发明也可以利用于其它机械结构
部件的制造产业以及使用行业等。