本發明涉及將薄鋼板熱壓而成的部件(熱壓部件)，特別涉及兼具拉伸強度ts：1500mpa以上的高強度和均勻伸長率uel：6.0％以上的高延性的高強度熱壓部件。這里所說的“熱壓”是指在用模具將加熱的薄鋼板加壓成型的同時進行驟冷的工藝。應予說明，這里所說的“熱壓”包含作為與該技術相關的其它通稱的“熱成型”、“熱沖壓(hotstamp)”、“模壓淬火(diequench)”等。
背景技術：
近年來，從保全地球環境的觀點考慮，強烈地迫切期望汽車的燃料效率的提高。因此，強烈要求汽車車體的輕量化，特別是在汽車用部件中在研究作為坯料的鋼板的高強度化。但是，一般隨著鋼板的強度變高而成型性降低，因此在使用高強度鋼板的部件的制造中，產生難以成型、形狀凍結性不良等制造上的問題。
因此，對于這樣的問題，對鋼板應用熱壓工藝來制造高強度汽車用部件等技術正在實用化。在熱壓工藝中，將鋼板加熱到奧氏體區域后輸送到沖壓機，利用沖壓機內的模具成型為所希望的成型形狀的部件的同時進行驟冷。在該模具內的冷卻過程(驟冷)中，部件的組織由奧氏體相相變成馬氏體相，由此，能夠制成具有所希望的成型形狀的同時兼具高強度的部件。
另外，最近，從確保乘客的安全性的觀點考慮，迫切期望汽車用部件的耐沖擊特性的提高。對于提高部件的耐沖擊特性而言，從提高吸收碰撞時的能量的能力(沖擊能量吸收能力)的觀點考慮，認為制成具有高均勻伸長率的部件是有效的，因此，強烈地迫切期望高強度且均勻伸長率優異的熱壓部件。
對于這樣的迫切期望，例如專利文獻1中提出了一種將薄鋼板利用熱壓成型法成型的熱壓成型品。專利文獻1中記載的熱壓成型品具有如下組成和如下組織：上述組成是以質量％計含有c：0.15～0.35％、si：0.5～3％、mn：0.5～2％、al：0.01～0.1％、cr：0.01～1％、b：0.0002～0.01％、ti：(n的含量)×4～0.1％、n：0.001～0.01％，上述組織是以面積率計，由馬氏體：80～97％、殘余奧氏體：3～20％、剩余部分組織：5％以下構成。根據專利文獻1中記載的技術，能夠制成殘余有適當量的殘余奧氏體的金屬組織，能夠實現進一步提高了成型品所固有的延性(殘余延性)的熱壓部件。
另外，在專利文獻2中提出了一種延性優異的熱壓部件。專利文獻2中記載的熱壓部件為具有如下組成和如下微觀組織的熱壓部件：上述組成是以質量％計含有c：0.15～0.30％、si：0.05～3.0％、mn：1.0～4.0％、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，上述微觀組織是組織整體中所占的鐵素體相的面積率為5～65％，馬氏體相的面積率為35～95％，且鐵素體相和馬氏體相的平均粒徑為7μm以下；上述熱壓部件具有拉伸強度ts：1300～1450mpa的高強度，伸長率el：8％以上，延性優異。
另外，在專利文獻3中提出了一種延性優異的熱壓部件。專利文獻3中記載的熱壓部件為具有如下組成和如下微觀組織的熱壓部件：上述組成是以質量％計含有c：0.20～0.40％、si：0.05～3.0％、mn：1.0～4.0％、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，上述微觀組織是組織整體中所占的鐵素體相的面積率為5～55％，馬氏體相的面積率為45～95％，且鐵素體相和馬氏體相的平均粒徑為7μm以下；上述熱壓部件具有拉伸強度ts：1470～1750mpa的高強度，伸長率el：8％以上，延性優異。
另外，在專利文獻4中提出了一種延性優異的熱壓部件。專利文獻4中記載的熱壓部件為具有如下組成和如下微觀組織的熱壓部件：上述組成是以質量％計，含有c：0.30～0.45％、si：0.05～3.0％、mn：1.0～4.0％、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，上述微觀組織是組織整體中所占的鐵素體相的面積率為5～40％，馬氏體相的面積率為60～95％，且鐵素體相和馬氏體相的平均粒徑為7μm以下；上述熱壓部件具有拉伸強度ts：1770～1940mpa的高強度，總伸長率el：8％以上，延性優異。
另外，在專利文獻5中提出了一種延性優異的熱壓部件。專利文獻5中記載的熱壓部件為具有如下組成和如下微觀組織的熱壓部件：上述組成是以質量％計含有c：0.35～0.50％、si：0.05～3.0％、mn：1.0～4.0％、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，上述微觀組織是組織整體中所占的鐵素體相的面積率為5～35％，馬氏體相的面積率為65～95％，且鐵素體相和馬氏體相的平均粒徑為7μm以下；上述熱壓部件具有拉伸強度ts：1960～2130mpa的高強度，伸長率el：8％以上，延性優異。
另外，在專利文獻6中提出了一種延性優異的熱壓部件。專利文獻6中記載的熱壓部件為具有如下組成和如下微觀組織的熱壓部件：上述組成是以質量％計含有c：0.18～0.21％、si：0.05～2.0％、mn：0.5～3.0％、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，上述微觀組織是組織整體中所占的馬氏體相的面積率為90～100％，且原始奧氏體粒子的平均粒徑為8μm以下；上述熱壓部件具有拉伸強度ts：1300～1450mpa的高強度，伸長率el：10.0～14％左右，延性優異。
另外，在專利文獻7中提出了一種延性優異的熱壓部件。專利文獻7中記載的熱壓部件為具有如下組成和如下微觀組織的熱壓部件：上述組成是以質量％計含有c：0.22～0.29％、si：0.05～2.0％、mn：0.5～3.0％、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，上述微觀組織是組織整體中所占的馬氏體相的面積率為90～100％且原始奧氏體粒子的平均粒徑為8μm以下；上述熱壓部件具有拉伸強度ts：1470～1750mpa的高強度，伸長率el：9.5～12％左右，延性優異。
另外，在專利文獻8中提出了一種延性優異的熱壓部件。專利文獻8中記載的熱壓部件為具有如下組成和如下微觀組織的熱壓部件：上述組成是以質量％計含有c：0.30～0.34％、si：0.05～2.0％、mn：0.5～3.0％、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，上述微觀組織是組織整體中所占的馬氏體相的面積率為90～100％且原始奧氏體粒子的平均粒徑為8μm以下，上述熱壓部件具有拉伸強度ts：1770～1940mpa的高強度，伸長率el：8.0～11％左右，延性優異。
另外，在專利文獻9中提出了一種延性優異的熱壓部件。專利文獻9中記載的熱壓部件為具有如下組成和如下微觀組織的熱壓部件：上述組成是以質量％計含有c：0.35～0.40％、si：0.05～2.0％、mn：0.5～3.0％、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，上述微觀組織是組織整體中所占的馬氏體相的面積率為90～100％且原始奧氏體粒子的平均粒徑為8μm以下；上述熱壓部件具有拉伸強度ts：1960～2130mpa的高強度，伸長率el：8.0～10％左右，延性優異。
另外，在專利文獻10中提出了一種通過熱壓成型的高強度加壓部件。專利文獻10中記載的高強度加壓部件為具有如下組成和如下組織的部件：上述組成是以質量％計含有c：0.12～0.69％、si：3.0％以下、mn：0.5～3.0％、al：3.0％以下、n：0.010％以下，滿足si+al：0.7％以上，上述組織具有馬氏體、殘余奧氏體和含有貝氏體鐵素體的貝氏體，以相對于組織整體的面積率計馬氏體為10～85％，馬氏體中的25％以上為回火馬氏體，殘余奧氏體為5～40％，貝氏體中的貝氏體鐵素體的相對于組織整體的面積率為5％以上，以相對于組織整體的面積率計，馬氏體、殘余奧氏體和貝氏體鐵素體的合計滿足65％以上，且殘余奧氏體中的平均c量為0.65％以上；是滿足拉伸強度ts：980mpa以上、ts×el：17000mpa％以上的延性優異的部件。
現有技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本特開2013-79441號公報
專利文獻2：日本特開2010-65292號公報
專利文獻3：日本特開2010-65293號公報
專利文獻4：日本特開2010-65294號公報
專利文獻5：日本特開2010-65295號公報
專利文獻6：日本特開2010-174280號公報
專利文獻7：日本特開2010-174281號公報
專利文獻8：日本特開2010-174282號公報
專利文獻9：日本特開2010-174283號公報
專利文獻10：日本特開2011-184758號公報
技術實現要素：
然而，在專利文獻1所記載的技術中，為了實現用于使部件進一步薄壁化所需的拉伸強度ts：1500mpa以上的高強度，需要設為提高了c含量的組成，從確保更優異的耐沖擊特性的觀點考慮，尤其是從提高沖擊能量吸收能力的觀點考慮，存在均勻伸長率不夠的問題。
另外，在專利文獻2～9所記載的各技術中也同樣地為了實現拉伸強度ts：1500mpa以上的高強度，需要設為提高了c含量的組成，從提高沖擊能量吸收能力的觀點考慮，存在均勻伸長率不足的問題。
另外，在專利文獻10所記載的技術中，大量含有si、al而成為將(si+al)含量提高到0.7％以上的組成，存在材料成本上升的問題，為了實現用于使部件進一步薄壁化所需的的拉伸強度ts：1500mpa以上這樣的高強度，設為提高了c含量的組成，從確保優異的耐沖擊特性的觀點考慮，特別是從提高沖擊能量吸收能力的觀點考慮，存在均勻伸長率不夠的問題。
本發明的目的在于解決上述現有技術的問題，提供具有拉伸強度ts：1500mpa以上的高強度和均勻伸長率uel：6.0％以上的高均勻伸長率的高強度熱壓部件及其制造方法。
本發明人等為了實現上述目的，對影響具有拉伸強度ts：1500mpa以上的高強度的熱壓部件的均勻伸長率的各種主要因素進行了深入研究。其結果發現為了使均勻伸長率保持為6.0％以上這樣較高，需要制成具有適當量的具有優異的穩定性的殘余奧氏體的熱壓部件。而且，首次發現為了制成c：小于0.30質量％且具有穩定性優異的殘余奧氏體的高強度熱壓部件，需要含有至少3.5質量％以上的mn。另外，發現mn也有助于強度增加，在c：小于0.30質量％時也能夠確保更高強度。
而且，新發現為了在高強度熱壓部件中生成適當量的具有優異的穩定性的殘余奧氏體，作為熱壓部件的坯料，對含有上述mn量的冷軋鋼板在實施熱壓前需要預先實施如下熱處理，即，加熱成鐵素體-奧氏體二相溫度區域、保持100s以上、從而使mn在奧氏體中稠化的熱處理。發現由此能夠在熱壓后的部件(熱壓部件)中生成適當量的特別是穩定性優異的殘余奧氏體，能夠制成具有高均勻伸長率的熱壓部件。
本發明是基于上述見解進行進一步研究而完成的。即，本發明的主旨如下。
(1)一種高強度熱壓部件，是將薄鋼板利用熱壓工藝進行成型而成的熱壓部件，其特征在于，具有：以質量％計含有c：0.090％以上且小于0.30％、mn：3.5％以上且小于11.0％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的雜質構成的組成，以及，由以體積率計為80％以上的馬氏體相和以體積率計為3.0～20.0％的殘余奧氏體相構成的組織；并且，所述高強度熱壓部件具有拉伸強度ts：1500mpa以上且均勻伸長率uel：6.0％以上的拉伸特性。
(2)根據(1)所述的高強度熱壓部件，其特征在于，所述組成為以質量％計含有c：0.090％以上且小于0.12％、mn：4.5％以上且小于6.5％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的雜質構成，所述拉伸強度為拉伸強度ts：1500mpa以上且小于1700mpa。
(3)根據(1)所述的高強度熱壓部件，其特征在于，所述組成為以質量％計含有c：0.12％以上且小于0.18％、mn：3.5％以上且小于5.5％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的雜質構成，所述拉伸強度為拉伸強度ts：1500mpa以上且小于1700mpa。
(4)根據(1)所述的高強度熱壓部件，其特征在于，所述組成為以質量％計含有c：0.090％以上且小于0.12％、mn：6.5％以上且小于8.5％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的雜質構成，所述拉伸強度為拉伸強度ts：1700mpa以上且小于1900mpa。
(5)根據(1)所述的高強度熱壓部件，其特征在于，所述組成為以質量％計含有c：0.12％以上且小于0.18％、mn：5.5％以上且小于7.5％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的雜質構成，所述拉伸強度為拉伸強度ts：1700mpa以上且小于1900mpa。
(6)根據(1)所述的高強度熱壓部件，其特征在于，所述組成為以質量％計含有c：0.18％以上且小于0.30％、mn：3.5％以上且小于4.5％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的雜質構成，所述拉伸強度為拉伸強度ts：1800mpa以上且小于1980mpa。
(7)根據(1)所述的高強度熱壓部件，其特征在于，所述組成為以質量％計含有c：0.090％以上且小于0.12％、mn：8.5％～11.0％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的雜質構成，所述拉伸強度為拉伸強度ts：2000mpa以上且小于2300mpa。
(8)根據(1)所述的高強度熱壓部件，其特征在于，所述組成為以質量％計含有c：0.12％以上且小于0.18％、mn：7.5％以上且小于11.0％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的雜質構成，所述拉伸強度為拉伸強度ts：2000mpa以上且小于2300mpa。
(9)根據(1)所述的高強度熱壓部件，其特征在于，所述組成為以質量％計含有c：0.18％以上且小于0.30％、mn：4.5％以上且小于6.5％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的雜質構成，所述拉伸強度為拉伸強度ts：2000mpa以上且小于2300mpa。
(10)根據(1)～(9)中任一項所述的高強度熱壓部件，其特征在于，在所述組成的基礎上，以質量％計進一步含有選自以下a～e組中的1組或2組以上，
a組：選自ni：0.01～5.0％、cu：0.01～5.0％、cr：0.01～5.0％、mo：0.01～3.0％中的1種或2種以上，
b組：選自ti：0.005～3.0％、nb：0.005～3.0％、v：0.005～3.0％、w：0.005～3.0％中的1種或2種以上，
c組：選自rem：0.0005～0.01％、ca：0.0005～0.01％、mg：0.0005～0.01％中的1種或2種以上，
d組：sb：0.002～0.03％，
e組：b：0.0005～0.05％。
(11)根據(1)～(10)中的任一項所述的高強度熱壓部件，其特征在于，在所述高強度熱壓部件表面具有鍍覆層。
(12)根據(11)所述的高強度熱壓部件，其特征在于，所述鍍覆層為zn系鍍覆層或al系鍍覆層。
(13)根據(12)所述的高強度熱壓部件，其特征在于，所述zn系鍍覆層為含有ni：10～25質量％的zn-ni系鍍覆層。
(14)一種高強度熱壓部件的制造方法，是對坯料實施加熱工序和熱壓成型工序而制成規定形狀的熱壓部件的熱壓部件的制造方法，其特征在于，所述坯料為對具有如下組成的冷軋鋼板實施加熱到ac1相變點～850℃的溫度區域的溫度，以該溫度保持100s～48h、在此之后進行冷卻的處理而成的鋼板，所述組成以質量％計含有c：0.090％以上且小于0.30％、mn：3.5％以上且小于11.0％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的雜質構成，所述加熱工序為以800～1000℃的溫度區域的溫度保持600s以下(包括0s)的工序，所述熱壓成型工序為使用成型用模具對在所述加熱工序中加熱的所述坯料同時實施加壓成型和淬火的工序，得到具有拉伸強度ts：1500mpa以上且均勻伸長率uel：6.0％以上的拉伸特性的熱壓部件。
(15)根據(14)所述的高強度熱壓部件的制造方法，其特征在于，所述組成為以質量％計含有c：0.090％以上且小于0.12％、mn：4.5％以上且小于6.5％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的雜質構成，所述拉伸強度為拉伸強度ts：1500mpa以上且小于1700mpa。
(16)根據(14)所述的高強度熱壓部件的制造方法，其特征在于，所述組成為以質量％計含有c：0.12％以上且小于0.18％、mn：3.5％以上且小于5.5％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的雜質構成，所述拉伸強度為拉伸強度ts：1500mpa以上且小于1700mpa。
(17)根據(14)所述的高強度熱壓部件的制造方法，其特征在于，所述組成為以質量％計含有c：0.090％以上且小于0.12％、mn：6.5％以上且小于8.5％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的雜質構成，所述拉伸強度為拉伸強度ts：1700mpa以上且小于1900mpa。
(18)根據(14)所述的高強度熱壓部件的制造方法，其特征在于，所述組成為以質量％計含有c：0.12％以上且小于0.18％、mn：5.5％以上且小于7.5％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的雜質構成，所述拉伸強度為拉伸強度ts：1700mpa以上且小于1900mpa。
(19)根據(14)所述的高強度熱壓部件的制造方法，其特征在于，所述組成為以質量％計，含有c：0.18％以上且小于0.30％、mn：3.5％以上且小于4.5％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的雜質構成，所述拉伸強度為拉伸強度ts：1800mpa以上且小于1980mpa。
(20)根據(14)所述的高強度熱壓部件的制造方法，其特征在于，所述組成為以質量％計含有c：0.090％以上且小于0.12％、mn：8.5％～11.0％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的雜質構成，所述拉伸強度為拉伸強度ts：2000mpa以上且小于2300mpa。
(21)根據(14)所述的高強度熱壓部件的制造方法，其特征在于，所述組成為以質量％計含有c：0.12％以上且小于0.18％、mn：7.5％以上且小于11.0％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的雜質構成，所述拉伸強度為拉伸強度ts：2000mpa以上且小于2300mpa。
(22)根據(14)所述的高強度熱壓部件的制造方法，其特征在于，所述組成為以質量％計含有c：0.18％以上且小于0.30％、mn：4.5％以上且小于6.5％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的雜質構成，所述拉伸強度為拉伸強度ts：2000mpa以上且小于2300mpa。
(23)根據(14)～(22)中任一項所述的高強度熱壓部件的制造方法，其特征在于，所述冷軋鋼板在所述組成的基礎上，以質量％計進一步含有選自以下a～e組中的1組或2組以上，
a組：選自ni：0.01～5.0％、cu：0.01～5.0％、cr：0.01～5.0％、mo：0.01～3.0％中的1種或2種以上，
b組：選自ti：0.005～3.0％、nb：0.005～3.0％、v：0.005～3.0％、w：0.005～3.0％中的1種或2種以上，
c組：選自rem：0.0005～0.01％、ca：0.0005～0.01％、mg：0.0005～0.01％中的1種或2種以上，
d組：sb：0.002～0.03％，
e組：b：0.0005～0.05％。
(24)根據(14)～(23)中的任一項所述的高強度熱壓部件的制造方法，其特征在于，在所述冷軋鋼板表面實施鍍覆層。
(25)根據(24)所述的高強度熱壓部件的制造方法，其特征在于，所述鍍覆層為zn系鍍覆層或al系鍍覆層。
(26)根據(25)所述的高強度熱壓部件的制造方法，其特征在于，所述zn系鍍覆層為含有ni：10～25質量％的zn-ni系鍍覆層。
(27)根據(24)～(26)中任一項所述的高強度熱壓部件的制造方法，其特征在于，所述鍍覆層的附著量以每個單面計為10～90g/m2。
根據本發明，能夠容易且廉價地制造拉伸強度ts為1500mpa以上且優選小于2300mpa，并且具有均勻伸長率為6.0％以上的高均勻伸長率的特別適用于汽車部件的高強度熱壓部件，在產業上起到顯著的效果。而且，本發明的高強度熱壓部件適合制成如汽車的防撞梁、中立柱、保險杠等的在碰撞時需要高能量吸收能力的結構部件。采用本發明的高強度熱壓部件，順應汽車車體更輕量化的迫切期望而能夠實現部件的更薄壁化，而且還有對地球環境保全作出貢獻的效果。
具體實施方式
本發明的高強度熱壓部件為將薄鋼板利用熱壓工藝進行成型而成的熱壓部件，具有如下組成：以質量％計含有c：0.090％以上且小于0.30％、mn：3.5％以上且小于11.0％、si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％，剩余部分由fe和不可避免的雜質構成。在本發明中，將上述組成作為基本組成。首先，對基本組成的組成限定理由進行說明。以下，只要沒有特別說明，質量％就簡記為％。
c：0.090％以上且小于0.30％
c為增加鋼強度的元素，為了得到這樣的效果并作為熱壓部件確保拉伸強度ts：1500mpa以上的高強度，需要含有0.090％以上。另一方面，如果含有0.30％以上，則基于c的固溶強化量變大，因此難以將熱壓部件的拉伸強度ts調整為小于2300mpa。
mn：3.5％以上且小于11.0％
mn為增加鋼強度的同時在奧氏體中稠化而使奧氏體的穩定性提高的元素，在本發明中是最重要的元素。為了得到這樣的效果并確保熱壓部件的拉伸強度ts：1500mpa以上以及均勻伸長率uel：6.0％以上，需要含有3.5％以上。另一方面，含有11.0％以上時，基于mn的固溶強化量變大，作為熱壓部件難以將拉伸強度ts調整為小于2300mpa。
只要為上述的c和mn的范圍內，就能夠制成拉伸強度ts：1500mpa以上且優選小于2300mpa的范圍內穩定地具有均勻伸長率為6.0％以上的拉伸特性的熱壓部件。應予說明，更詳細而言，為了確保拉伸強度ts：1500以上且小于1700mpa的強度，優選為c：0.090％以上且小于0.12％、并且mn：4.5％以上且小于6.5％，或者c：0.12％以上且小于0.18％、并且mn：3.5％以上且小于5.5％。另外，為了確保拉伸強度ts：1700mpa以上且小于1900mpa的強度，優選為c：0.090％以上且小于0.12％、并且mn：6.5％以上且小于8.5％，或者c：0.12％以上且小于0.18％、并且mn：5.5％以上且小于7.5％。另外，為了確保拉伸強度ts：1800mpa以上且小于1980mpa的強度，優選為c：0.18％以上且小于0.30％、并且mn：3.5％以上且小于4.5％。另外，為了確保拉伸強度ts：2000mpa以上且小于2300mpa的強度，優選為c：0.090％以上且小于0.12％、并且mn：8.5～11.0％，或者c：0.12％以上且小于0.18％、并且mn：7.5％以上且小于11.0％，或者c：0.18％以上且小于0.30％、并且mn：4.5％以上且小于6.5％。
在本發明中，制成在上述的c、mn的基礎上進一步含有si：0.01～2.5％、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.005～0.1％、n：0.01％以下的組成。
si：0.01～2.5％
si是因固溶強化而使鋼強度增加的元素，為了得到這樣的效果，需要含有0.01％以上。另一方面，超過2.5％含有時，在熱軋時被稱為紅鱗的表面缺陷的產生明顯增大，并且軋制負荷增大。因此，si限定在0.01～2.5％的范圍。應予說明，優選為0.02～1.5％。應予說明，不可避免地含有時，si為小于0.01％的程度。
p：0.05％以下
p是在鋼中作為不可避免的雜質存在并在晶界等進行偏析而造成使部件的韌性降低等不良影響的元素，優選盡可能減少。在本發明中，0.05％以下可以允許，因此p限定為0.05％以下。應予說明，更優選為0.02％以下。另外，過度的脫p處理會導致精煉成本上升，因此p優選為0.0005％以上。
s：0.05％以下
s不可避免地含有而在鋼中作為硫化物系夾雜物存在，使熱壓部件的延性、韌性等降低。因此，優選s盡可能減少。在本發明中，0.05％以下可以允許，因此s限定為0.05％以下。應予說明，更優選為0.005％以下。另外，過度的脫s處理會導致精煉成本上升，因此s優選為0.0005％以上。
al：0.005～0.1％
al是作為脫氧劑而發揮作用的元素，為了表達這樣的效果，需要含有0.005％以上。另一方面，超過0.1％地過量含有時，與氮結合而生成大量的氮化物，使作為坯料的鋼板的沖裁加工性、淬透性降低。因此，al限定為0.005～0.1％的范圍。應予說明，更優選為0.02～0.05％。應予說明，沒有特別含有時，即不可避免的雜質水平時，為小于0.0010％的程度。
n：0.01％以下
n通常在鋼中不可避免地含有。然而，如果過量含有超過0.01％，則在為了熱軋、熱壓而進行加熱時形成aln等氮化物，使作為坯料的鋼板的沖裁加工性、淬透性降低。因此，n限定為0.01％以下。應予說明，更優選為0.002～0.005％。另外，在不進行特別調整而不可避免地含有時，n為0.0010％以下左右。
另外，在本發明中，可以制成如下組成，即，上述基本組成的基礎上，進一步含有選自以下a～e組中的1組或2組以上，
a組：選自ni：0.01～5.0％、cu：0.01～5.0％、cr：0.01～5.0％、mo：0.01～3.0％中的1種或2種以上，
b組：選自ti：0.005～3.0％、nb：0.005～3.0％、v：0.005～3.0％、w：0.005～3.0％中的1種或2種以上，
c組：選自rem：0.0005～0.01％、ca：0.0005～0.01％、mg：0.0005～0.01％中的1種或2種以上，
d組：sb：0.002～0.03％，
e組：b：0.0005～0.05％。
a組：選自ni：0.01～5.0％、cu：0.01～5.0％、cr：0.01～5.0％、mo：0.01～3.0％中的1種或2種以上
a組：ni、cu、cr、mo都是使鋼強度增加且有助于淬透性的提高的元素，可以根據需要選擇含有1種或2種以上。
ni有助于鋼強度增加和淬透性的提高。為了得到這樣的效果，優選含有0.01％以上。另一方面，超過5.0％地大量含有時，導致材料成本明顯上升。因此，在含有時，優選ni限定為0.01～5.0％的范圍。應予說明，更優選為0.01～1.0％。
cu與ni同樣有效地有助于鋼強度增加和淬透性的提高。為了得到這樣的效果，優選含有0.01％以上。另一方面，超過5.0％大量含有時，導致材料成本明顯上升。因此，在含有時，優選cu限定為0.01～5.0％的范圍。應予說明，更優選為0.01～1.0％。
cr與cu、ni同樣有效地有助于鋼強度增加和淬透性提高。為了得到這樣的效果，優選含有0.01％以上。另一方面，超過5.0％大量含有時，導致材料成本明顯上升。因此，在含有時，優選cr限定為0.01～5.0％的范圍。應予說明，更優選為0.01～1.0％。
mo與cr、cu、ni同樣有效地有助于鋼強度增加和淬透性的提高。為了得到這樣的效果，優選含有0.01％以上。另一方面，超過3.0％大量含有時，導致材料成本明顯上升。因此，在含有時，優選mo限定在0.01～3.0％的范圍。應予說明，更優選為0.01～1.0％。
b組：選自ti：0.005～3.0％、nb：0.005～3.0％、v：0.005～3.0％、w：0.005～3.0％中的1種或2種以上
b組：ti、nb、v、w都是介由析出強化而有助于鋼強度增加并且介由晶粒的微細化而也有助于韌性提高的元素，可以根據需要選擇含有1種或2種以上。
ti介由析出強化而有助于鋼強度增加并且介由晶粒的微細化而也有助于韌性提高。另外，ti比b優先形成氮化物，有效地有助于發揮因固溶b所致的淬透性的提高效果。為了得到這樣的效果，需要含有0.005％以上。另一方面，超過3.0％大量含有時，在熱軋時軋制負荷極端增大，而且熱壓部件的韌性降低。因此，在含有時，優選ti限定在0.005～3.0％的范圍。應予說明，更優選為0.01～1.0％。
nb與ti同樣地經由析出強化而有助于鋼強度增加并且介由晶粒的微細化而也有助于韌性提高。為了得到這樣的效果，需要含有0.005％以上。另一方面，超過3.0％大量含有時，碳氮化合物量增大，延性、耐延遲破壞性降低。因此，在含有時，優選nb限定在0.005～3.0％的范圍。應予說明，更優選為0.01～0.05％。
v與ti、nb同樣地介由析出強化而有助于鋼強度增加并且介由晶粒的微細化而也有助于韌性提高。另外，v以析出物、結晶物的形式析出，作為氫的捕獲點而使耐氫脆性提高。為了得到這樣的效果，需要含有0.005％以上。另一方面，超過3.0％大量含有時，碳氮化合物量明顯增大，延性明顯降低。因此，在含有時，v優選限定在0.005～3.0％的范圍。應予說明，更優選為0.01～2.0％。
w與v、ti、nb同樣有效地有助于強度的增加、韌性的提高、以及耐氫脆性的提高。為了得到這樣的效果，需要含有0.005％以上。另一方面，超過3.0％大量含有時，延性明顯降低。因此，在含有時，w優選限定在0.005～3.0％的范圍。應予說明，更優選為0.01～2.0％。
c組：選自rem：0.0005～0.01％、ca：0.0005～0.01％、mg：0.0005～0.01％中的1種或2種以上
c組：rem、ca、mg都是有效地有助于夾雜物的形態控制的元素，可以根據需要而選擇含有1種或2種以上。
rem介由夾雜物的形態控制而有助于延性、耐氫脆性的提高。為了得到這樣的效果，需要含有0.0005％以上。另一方面，超過0.01％含有時，使熱加工性降低。因此，在含有時，rem優選限定在0.0005～0.01％的范圍。應予說明，更優選為0.0006～0.01％。
ca與rem同樣地介由夾雜物的形態控制而有助于延性、耐氫脆性的提高。為了得到這樣的效果，需要含有0.0005％以上。另一方面，超過0.01％含有時，使熱加工性降低。因此，在含有時，ca優選限定在0.0005～0.01％的范圍。應予說明，更優選為0.0006～0.01％。
mg與ca、rem同樣地介由夾雜物的形態控制而有助于延性提高，并且生成與其它元素的復合析出物、復合結晶物，有助于耐氫脆性提高。為了得到這樣的效果，需要含有0.0005％以上。另一方面，如果超過0.01％含有mg，則生成粗大的氧化物、硫化物而延性降低。因此，在含有時，mg優選限定在0.0005～0.01％的范圍。應予說明，更優選為0.0006～0.01％。
d組：sb：0.002～0.03％
d組：sb是具有在鋼板加熱、冷卻時抑制鋼板表層的脫碳層的形成的作用的元素，可以根據需要而含有。為了得到這樣的效果，需要含有0.002％以上。另一方面，超過0.03％含有時，導致軋制負荷增大，使生產率降低。因此，在含有時，sb優選限定在0.002～0.03％的范圍。應予說明，更優選為0.002～0.02％。
e組：b：0.0005～0.05％
e組：b是有效地有助于熱壓時的淬透性提高以及熱壓后的韌性提高的元素，可以根據需要而含有。為了得到這樣的效果，需要含有0.0005％以上。另一方面，超過0.05％大量含有時，存在熱軋時的軋制負荷增加，在熱軋后生成馬氏體相或貝氏體相而產生鋼板裂紋等情況。因此，在含有時，b優選限定在0.0005～0.05％的范圍。應予說明，更優選為0.0005～0.01％。
上述成分以外的剩余部分由fe和不可避免的雜質構成。應予說明，作為不可避免的雜質，o(氧)：0.0100％以下可以允許。
此外，本發明的高強度熱壓部件具有上述組成，并且，具有由以體積率計為80％以上的馬氏體相和以體積率計為3.0～20.0％的殘余奧氏體相構成的組織。應予說明，除馬氏體相和殘余奧氏體相以外，可以允許合計以體積率計為10％以下(包括0％)的貝氏體相、鐵素體相、滲碳體、珠光體。
馬氏體相：以體積率計為80％以上
為了確保拉伸強度ts：1500mpa以上，需要使以體積率計為80％以上的馬氏體相為主相。馬氏體相小于80％時，無法確保上述所希望的高強度。應予說明，為了含有所希望量的殘余奧氏體相，馬氏體相優選最多為97％以下。
殘余奧氏體相：以體積率計為3.0～20.0％
殘余奧氏體相是因變形時的trip效果(相變誘發塑性)而提高均勻伸長率的、本發明中最重要的組織。在本發明中，含有以體積率計為3.0～20.0％的殘余奧氏體相。隨著殘余奧氏體相的體積率增加，均勻伸長率上升。殘余奧氏體的體積率小于3.0％時，無法確保6.0％以上的均勻伸長率uel。另一方面，如果殘余奧氏體相的體積率超過20.0％，則表達trip效果后相變的硬質的馬氏體相變得過多，韌性降低。因此，殘余奧氏體相限定在以體積率計為3.0～20.0％的范圍。應予說明，優選為5.0～18.0％。
應予說明，在有效地表達trip效果(相變誘發塑性)的殘余奧氏體相的穩定形成中，重要的是：使用含有適量mn的組成的鋼板(坯料)，以及對該坯料實施在熱壓前使mn在奧氏體中稠化的預處理，以及使熱壓時的加熱工序等合理化。
優選在具有上述組成、組織的本發明的高強度熱壓部件的表面具有鍍覆層。
在作為熱壓部件的坯料使用的鋼板為鍍覆鋼板時，在得到的熱壓部件的表層殘余鍍覆層。通過在熱壓部件表面具有鍍覆層，能夠不進行表面的氧化皮剝離地將部件供于使用，熱壓工序的生產率得到提高。這是由于通過使用鍍覆鋼板作為熱壓部件的坯料，從而抑制在熱壓的加熱時生成氧化皮。
應予說明，作為鍍覆層，優選為zn系鍍覆層或al系鍍覆層。在需要耐腐蝕性的部件中，zn系鍍覆比al系鍍覆優異。這是由于可以通過鋅zn的犧牲防腐蝕作用來降低鋼基體的腐蝕速度。應予說明，作為zn系鍍覆，可以例示一般的熔融鋅鍍覆、合金化熔融鋅鍍覆、zn-ni系鍍覆等。其中，優選為含有10～25質量％的ni的zn-ni系鍍覆。通過為zn-ni系鍍覆，從而顯著抑制熱壓加熱時的氧化皮生成以外，還能夠防止液態金屬脆化裂紋。已知液態金屬脆化裂紋是在熱壓時因加熱而熔融的zn成型時的形變，發生鋼基體的裂紋的現象。在zn系鍍覆中含有10％以上的ni時，zn系鍍覆層的熔點上升，能夠防止上述液態金屬脆化裂紋。另外，如果ni超過25％，則該效果飽和。
另外，作為al系鍍覆層，可以例示al-10質量％si鍍覆。
應予說明，在熱壓部件的表層存在的鋅系鍍覆層還有能夠在熱壓工序的加熱初期形成氧化鋅膜并在其后的熱壓部件的處理中防止zn蒸發的效果。
接下來，對本發明的高強度熱壓部件的制造方法進行說明。
優選利用轉爐等公知的熔煉方法對具有上述組成的溶鋼進行熔煉，為了防止宏觀偏析而利用連續鑄造法來制成板坯(鋼坯料)。應予說明，代替連續鑄造法，鑄錠法或薄板坯連鑄法也都沒有任何問題。另外，得到的板坯暫時冷卻至室溫后，為了再加熱而裝入到加熱爐中。
應予說明，在本發明中，應用不將板坯冷卻至室溫地將溫片直接裝入到加熱爐中或者在進行稍微保熱后馬上進行熱軋的直接軋制等的節能工藝也沒有問題。
得到的板坯在加熱到規定的加熱溫度后，實施熱軋工序而制成熱軋鋼板。應予說明，作為規定的加熱溫度，可以例示1000～1300℃。加熱到上述加熱溫度的板坯通常實施精軋入側溫度為1100℃以下、精軋出側溫度為800～950℃的熱軋，以平均冷卻速度：5℃/s以上的條件進行冷卻，以300～750℃的卷取溫度卷取成帶卷狀，由此制成熱軋鋼板。
得到的熱軋鋼板通過進行酸洗、實施冷軋而制成冷軋鋼板。應予說明，為了在熱壓前的加熱時或其后的退火時防止異常晶粒生長，冷軋時的壓下率優選為30％以上。更優選為50％以上。另外，因為軋制負荷增加，生產率降低，所以壓下率優選為85％以下。另外，在軋制負荷明顯提高時，也可以在冷軋前對熱軋鋼板進行軟化退火。軟化退火優選利用分批退火爐、連續退火爐等進行。
在本發明的高強度熱壓部件的制造方法中，使用冷軋鋼板作為坯料。應予說明，使用冷軋鋼板的理由是因為不僅確保薄壁鋼板，而且板厚精度優良。
在本發明的高強度熱壓部件的制造方法中，對坯料實施加熱工序和熱壓成型工序而制成規定形狀的熱壓部件。
在本發明中使用的坯料是制成具有上述組成的冷軋鋼板，進一步對該冷軋鋼板實施向奧氏體中的mn稠化處理而得的鋼板。向奧氏體中的mn稠化處理是加熱到ac1相變點～850℃的溫度區域的溫度，以該溫度保持100s～48h、在此之后進行冷卻的處理。
然后，對具有上述組成的冷軋鋼板實施加熱到ac1相變點～850℃的溫度區域的溫度，以該溫度保持100s～48h、在此之后進行冷卻的處理。該處理對于本發明中確保熱壓部件的所希望的均勻伸長率而言是最重要的工序。
加熱溫度：ac1相變點～850℃
在本發明中，在二相溫度區域進行加熱，使mn在奧氏體中稠化。在稠化有mn的奧氏體中，馬氏體相變結束溫度為室溫以下，變得容易生成殘余奧氏體。加熱溫度小于ac1相變點時，不生成奧氏體，無法使mn向奧氏體中稠化。另一方面，如果加熱溫度超過850℃，則成為奧氏體單相溫度區域，無法進行向奧氏體中的mn稠化。因此，加熱溫度限定為ac1相變點～850℃。應予說明，優選為(ac1相變點+20℃)～700℃。
應予說明，ac1相變點(℃)使用利用下述公式算出的值。
ac1相變點(℃)＝751-16c+11si-28mn-5.5cu-16ni+13cr+3.4mo
(在此，c、si、mn、ni、cu、cr、mo：各元素的含量(質量％))
當計算ac1相變點時，在不含有上述公式中記載的元素的情況下，將該元素的含量計為零而進行計算。
加熱保持時間：100s～48h
向奧氏體中的mn的稠化隨著加熱保持時間的經過而進行。加熱保持時間小于100s時，mn向奧氏體中的稠化不充分，得不到所希望的均勻伸長率。另一方面，如果加熱保持時間超過48h地變為長時間，則生成珠光體，得不到所希望的均勻伸長率。因此，加熱保持時間限定在100s～48h的范圍。應予說明，優選為1～24h。
進一步優選加熱保持時間為2.5～20h。由于在該加熱保持時間范圍內，mn向奧氏體中的稠化充分進行，殘余奧氏體的穩定度增加。由此得到以體積率計為10％以上的殘余奧氏體，得到9.5％以上的均勻伸長率。
應予說明，上述加熱保持后的冷卻無需進行特別限定，優選根據使用的加熱爐等而適當地進行放冷(緩慢冷卻)或控制冷卻等。
優選上述的向奧氏體中的mn稠化處理利用分批退火爐、連續退火爐進行。關于在分批退火爐中的處理條件，無需對除上述加熱保持條件以外的條件進行特別限定。在本發明中，例如從mn稠化的觀點考慮，優選加熱速度為40℃/h以上，加熱保持后的冷卻為40℃/h以上。另外，關于在連續退火爐中的處理條件，也無需對除上述加熱保持條件以外的條件進行特別限定。在本發明中，例如從制造性的觀點考慮，優選在進行上述加熱保持后，以10℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至350～600℃的溫度區域的冷卻停止溫度，繼而在350～600℃的溫度區域滯留10～300s，其后，進行冷卻、卷取的處理。
在本發明中，作為坯料使用的冷軋鋼板可以為非鍍覆鋼板、鍍覆鋼板中的任一種。使用非鍍覆鋼板時，需要在熱壓工序后對熱壓部件進行噴丸等氧化皮剝離處理。另一方面，使用鍍覆鋼板時，為了在熱壓工序的加熱時抑制氧化皮的生成，無需對熱壓后的熱壓部件進行噴丸等氧化皮剝離處理，熱壓工序的生產率得到提高。
作為坯料，使用冷軋鍍覆鋼板時，優選具有附著量為每個單面10～90g/m2的鍍覆層的冷軋鍍覆鋼板。鍍覆附著量小于10g/m2時，抑制加熱時的氧化皮生成的效果不足。另一方面，如果鍍覆附著量超過90g/m2，則在鍍覆鋼板的制造時產生對輥的鍍覆附著，生產率受到阻礙。因此，鍍覆附著量優選限定為每個單面10～90g/m2。應予說明，更優選為30～70g/m2。
以抑制氧化皮生成為目的時，作為鍍覆層，可以例示一般的熔融鋅鍍覆(gi)、合金化熔融鋅鍍覆(ga)等鋅系鍍覆，以及鋁系鍍覆等。應予說明，作為需要耐腐蝕性的部件用途，鋅系鍍覆比鋁系鍍覆優異。這是由于能夠利用鋅zn的犧牲防腐蝕作用來降低鋼基體的腐蝕速度。
另外，作為鋅系鍍覆，優選為含有10～25質量％的ni的zn-ni系鍍覆。作為在鋼板表面形成的鍍覆層，通過制成zn-ni系鍍覆層，從而除了抑制熱壓加熱時的氧化皮生成，還能夠防止液態金屬脆化裂紋。已知液態金屬脆化裂紋是在熱壓時因加熱而熔融的zn成型時的形變，發生鋼基體的裂紋的現象。在zn系鍍覆層中含有10％以上的ni時，zn系鍍覆層的熔點上升，能夠防止上述液態金屬脆化裂紋。另外，如果ni超過25％，則該效果飽和。
接下來，對實施了上述處理的坯料實施加熱工序和熱壓成型工序而制成規定形狀的熱壓部件。
加熱工序是將坯料以800～1000℃的溫度區域的溫度保持600s以下(包括0s)的工序。
在加熱工序中，將坯料加熱成奧氏體單相區。因此，將加熱溫度限定為800℃以上。加熱溫度小于800℃時，奧氏體化變得不充分，熱壓后的部件組織無法確保所希望的馬氏體量，變得無法得到所希望的拉伸強度。另一方面，如果加熱溫度超過1000℃地變為高溫，則由坯料的預處理在奧氏體中稠化的mn均勻化，無法確保所希望的殘余奧氏體量，變得無法得到所希望的均勻伸長率。因此，在加熱工序中，將加熱溫度限定為800～1000℃的溫度區域的溫度。應予說明，優選為800～950℃。
應予說明，向加熱溫度的加熱速度無需進行特別限定。在本發明中，優選為1～400℃/s。加熱速度小于1℃/s時，生產率降低。另一方面，如果超過400℃/s，則有時溫度控制變得不穩定。應予說明，更優選為10～150℃/s。
另外，在上述加熱溫度下的保持時間限定為600s以下(包括0s)。
隨著在加熱溫度下的保持時間的經過，稠化了的mn向周圍擴散而均勻化。因此，如果保持超過600s，則無法確保所希望的殘余奧氏體量。因此，在上述加熱溫度下的保持時間限定為600s以下(包括0s)。應予說明，這里所說的“保持時間0s”表示在達到加熱溫度后，立即結束加熱。
應予說明，坯料的加熱方法也無需進行特別限定，作為一般的加熱方法的電爐、煤氣爐、紅外線加熱、高頻加熱、直接通電加熱等均可以應用。另外，氣氛也無需進行特別限定，大氣中、非活性氣體氣氛中等都可以應用。
另外，熱壓成型工序是使用成型用模具對在加熱工序中加熱過的坯料同時實施加壓成型和淬火的工序。
在加熱工序中加熱成奧氏體單相區的坯料被輸送到沖壓機中，在沖壓機內利用成型用模具進行加壓成型而成型為規定的尺寸形狀的熱壓部件，同時進行淬火。由此，熱壓部件的組織成為以硬質的馬氏體相為主體的組織，成為具有高拉伸強度的熱壓部件。
應予說明，關于沖壓機內的加壓成型開始溫度(加壓溫度)無需進行特別限定。在本發明中，優選為500℃以上。加壓成型開始溫度小于500℃時，成型負荷增大，沖壓機所需負荷增加。因此，加壓成型開始溫度優選為500℃以上。應予說明，更優選為650℃以上。從制造工序來看，加壓成型開始溫度的上限為加熱保持溫度。應予說明，直到成型開始的輸送中一般進行空冷。然而，利用氣體、液體等制冷劑加快冷卻速度時，優選利用保熱箱等保溫器具來降低冷卻速度。
另外，關于模具內的冷卻速度無需進行特別限定。在本發明中，以直到200℃的平均冷卻速度計優選為20℃/s以上。直到200℃的平均冷卻速度小于20℃/s時，在模具中的冷卻時間變長，在熱壓工序中的生產率降低。因此，在模具內的冷卻速度以直到200℃的平均冷卻速度計優選限定為20℃/s以上。應予說明，更優選為40℃/s以上。
另外，對從模具中取出的時間、從模具中取出后的冷卻速度無需進行特別限定。應予說明，作為冷卻方法，例如將凸模在下止點保持1s～60s，使用凹模和凸模來冷卻熱壓部件。其后，從模具中取出熱壓部件，進行冷卻。模具內和從模具中取出后的冷卻可以組合利用氣體、液體等制冷劑進行的冷卻方法，由此還能夠提高生產率。
實施例
將表1-1和1-2所示的組成的鋼水在小型真空熔解爐中熔煉，制成小型鋼錠(50kgf)后，實施開坯軋制-粗軋-精軋工序。在精軋工序中實施加熱到加熱溫度：1100～1300℃、精軋出側溫度：800～950℃的熱軋而制成熱軋鋼板。應予說明，熱軋結束后的冷卻速度在800～600℃平均為5～200℃/s，卷取溫度為500～650℃。對得到的熱軋鋼板進一步實施酸洗和壓下率：45～70％的冷軋而制成冷軋鋼板(板厚：1.6mm)。
應予說明，對得到的冷軋鋼板的一部分實施鍍覆處理，如表2-1～2-3所示，制成在表面具有鍍覆層的冷軋鋼板(鍍覆鋼板)。鍍覆層為熔融鋅鍍覆層(gi)、合金化熔融鋅鍍覆層(ga)、al-10質量％si鍍覆層(al-si)、zn-12質量％ni鍍覆層(ni-zn)中的任一種。另外，鍍覆附著量在任一鍍覆層中都為每個單面30～60g/m2。
從這些冷軋鋼板采取試驗材料(大小：200mm×400mm)，對該試驗材料以表2-1～2-3所示的條件實施熱處理，制成熱壓部件用的坯料。
[表2-1]
＊)al-si：al-10mass％si鍍覆層
zn-ni：zn-12mass％ni鍍覆層
[表2-2]
＊)zn-ni：zn-12mass％ni鍍覆層
[表2-3]
＊)zn-ni：zn-12mass％ni鍍覆層
接下來，對得到的熱壓部件用坯料實施表3-1～3-3所示的條件的加熱工序和表3-1～3-3所示的條件的熱壓成型工序，以表3-1～3-3所示的條件進行冷卻而制成帽型的部件(熱壓部件)。應予說明，熱壓使用寬度：70mm、肩半徑r：6mm的凸模和肩半徑r：6mm的凹模，以成型深度：30mm進行。
應予說明，熱壓的加熱工序使用電熱爐在大氣中進行時，如表3-1～3-3所示，加熱速度在室溫(rt)～750℃平均為3～15℃/s。另外，使用直接通電加熱裝置在大氣中進行時，如表3-1～3-3所示，加熱速度在rt～750℃之間平均為3～200℃/s。加壓開始溫度為800～500℃。另外，冷卻利用將凸模在下止點保持1～60s，使用凹模和凸模的夾緊和在從夾緊打開的模上的空冷的組合，冷卻至150℃以下。如表3-1～3-3所示，加壓溫度到200℃的平均冷卻速度為30～300℃/s。
[表3-1]
[表3-2]
[表3-3]
從得到的熱壓部件的帽頂板部的位置采取jis5號拉伸試驗片(平行部：25mm寬，平行部長度：60mm，gl＝50mm)，按照jisz2241實施拉伸試驗，求出拉伸特性(拉伸強度ts，總伸長率tel，均勻伸長率uel)。
另外，從得到的熱壓部件的帽頂棚部以在壁厚1/4位置與軋制方向平行的截面成為觀察面的方式采取組織觀察用試驗片。對觀察面進行研磨，用3vol.％硝酸酒精溶液進行腐蝕而顯出組織，使用掃描式電子顯微鏡(倍率：2000倍)對組織進行觀察、拍攝。根據得到的組織照片，利用圖像解析而進行組織鑒定并求出組織分率。
應予說明，組織的鑒定和組織分率如下進行。
對在任意設定的50μm×50μm四方的正方形區域內存在的組織進行鑒定后，求出各相的占有面積率，換算成該相的體積率。
應予說明，從掃描式電子顯微鏡組織照片觀察，將觀察到的較平滑的面且黑色的相作為鐵素體相，在晶界觀察到的膜狀或塊狀的白色的相作為滲碳體，鐵素體相和滲碳體形成為層狀的相作為珠光體(應予說明，根據珠光體的生長方向，有時觀察不到層狀)，在板條間生成了碳化物的相和由在晶粒內沒有碳化物的貝氏體鐵素體構成的相作為貝氏體相。應予說明，馬氏體相為將上述各相和殘余奧氏體相的合計量從100％減去而得的值。
另外，從得到的熱壓部件的帽頂棚部切出x射線衍射用試驗片，以壁厚1/4面成為衍射面的方式實施機械研磨、電解研磨后，進行x射線衍射，測定奧氏體相的分率。應予說明，利用x射線衍射來測定奧氏體(γ)的{200}面、{220}面、{311}面和鐵素體(α)的{200}面、{211}面的衍射x射線積分強度，對全部的峰積分強度的組合求出強度比，將它們的平均值作為殘余奧氏體相的體積率。應予說明，射線源為co。
將得到的結果示于表4-1～4-3。
[表4-1]
＊)p：珠光體
[表4-2]
＊)p：珠光體
[表4-3]
＊)p：珠光體
本發明例均成為具有拉伸強度ts：1500mpa以上、均勻伸長率uel：6.0％以上的高均勻伸長率的高強度熱壓部件。另一方面，偏離本發明范圍的比較例的拉伸強度ts小于1500mpa或殘余奧氏體小于3.0％，均勻伸長率uel小于6.0％，伸長率特性降低。