(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
部材の鋼成分組成が、質量％で、Ｃ：0.28％以上0.42％未満、Si：0.05％以上1.5％以下、Mn：1.0％以上3.0％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.01％以上0.50％以下、Ｎ：0.005％以下、Nb：0.001％以上0.10％以下、Ti：0.001％以上0.15％以下およびＢ：0.0002％以上0.0040％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、
部材のミクロ組織が、旧オーステナイト平均結晶粒径が７μm以下で、かつマルテンサイトの体積率が90％以上で、部材表面から板厚方向に100μm以内の範囲において、粒径が0.08μm未満のNb系析出物が部材の厚さ方向に平行な断面100μm2当たり平均で５個以上存在し、
さらに部材の表層にNi拡散領域が厚さ0.5μm以上存在し、引張強さが1780MPa以上である、熱間プレス部材。
【請求項２】
前記部材が、質量％で、さらにMo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上0.020％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下、Ｖ：0.15％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Sn：0.50％以下、Zn：0.10％以下、Co：0.10％以下、Zr：0.10％以下、Ta：0.10％以下およびＷ：0.10％以下から選択される一種または二種以上を含有する請求項１に記載の熱間プレス部材。
【請求項３】
鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：0.28％以上0.42％未満、Si：0.05％以上1.5％以下、Mn：1.0％以上3.0％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.01％以上0.50％以下、Ｎ：0.005％以下、Nb：0.001％以上0.10％以下、Ti：0.001％以上0.15％以下およびＢ：0.0002％以上0.0040％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、
鋼板のミクロ組織が、結晶粒の平均アスペクト比が2.5以下のフェライトを体積率で20％以上含有し、さらに平均結晶粒径が６μm以内のマルテンサイトを体積率で10％以上含有し、鋼板表面から板厚方向に100μm以内の範囲において、粒径が0.08μm未満のNb系析出物を鋼板の板厚方向に平行な断面100μm2当たり平均で10個以上含有し、
さらに鋼板表面に厚さ0.5μm以上のNi系めっき層を有する、熱間プレス用冷延鋼板。
【請求項４】
前記鋼板が、質量％で、さらにMo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上0.020％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下、Ｖ：0.15％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Sn：0.50％以下、Zn：0.10％以下、Co：0.10％以下、Zr：0.10％以下、Ta：0.10％以下およびＷ：0.10％以下から選択される一種または二種以上を含有する請求項３に記載の熱間プレス用冷延鋼板。
【請求項５】
請求項３に記載の熱間プレス用冷延鋼板を製造する方法であって、
鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：0.28％以上0.42％未満、Si：0.05％以上1.5％以下、Mn：1.0％以上3.0％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.01％以上0.50％以下、Ｎ：0.005％以下、Nb：0.001％以上0.10％以下、Ti：0.001％以上0.15％以下およびＢ：0.0002％以上0.0040％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、
仕上げ圧延終了温度が850〜1000℃の条件で熱間圧延し、
上記の熱間圧延後、40℃／s以上の平均冷却速度で、500℃以下の巻取り温度まで冷却し、
ついで、巻き取った熱延鋼板を、酸洗後、冷間圧延を行ったのち、850℃以上の温度域まで加熱後、350〜450℃の温度域まで冷却し、当該温度域で300秒以上保持した後に室温まで冷却して、ベイナイト単相とする第１の焼鈍を施し、
ついで、３〜30℃／ｓの平均加熱速度で720〜820℃の温度域まで加熱し、当該温度域で15秒以上保持した後、平均冷却速度５℃／ｓ以上で、600℃以下の冷却停止温度域まで冷却する第２の熱処理をし、
その後、鋼板表面にNi系めっき処理を施す、熱間プレス用冷延鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記鋼素材が、質量％で、さらにMo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上0.020％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下、Ｖ：0.15％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Sn：0.50％以下、Zn：0.10％以下、Co：0.10％以下、Zr：0.10％以下、Ta：0.10％以下およびＷ：0.10％以下から選択される一種または二種以上を含有する請求項５に記載の熱間プレス用冷延鋼板の製造方法。
【請求項７】
請求項３または４に記載の熱間プレス用冷延鋼板を、Ａc3変態点〜1000℃の温度域で加熱後、熱間プレスを行うことにより、
ミクロ組織が、旧オーステナイト平均結晶粒径が７μm以下で、かつマルテンサイトの体積率が90％以上で、部材表面から板厚方向に100μm以内の範囲において、粒径が0.08μm未満のNb系析出物が部材の厚さ方向に平行な断面100μm2当たり平均で５個以上存在し、さらに部材の表層にNi拡散領域が厚さ0.5μm以上存在し、引張強さが1780MPa以上である熱間プレス部材とする熱間プレス部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】  本発明は、熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板およびその製造方法に関し、特に熱間プレス部材について、耐抵抗溶接割れ性および抵抗溶接後の耐遅れ破壊特性の向上を図ろうとするものである。  本発明において熱間プレス部材とは、焼き入れ性を有する冷延鋼板を熱間プレス成形して高強度化した部材のことを意味する。
【背景技術】
【０００２】  近年、環境問題の高まりからCO2排出規制が厳格化しており、自動車分野においては燃費向上に向けた車体の軽量化が課題となっている。そのために自動車部品への高強度鋼板の適用による薄肉化が進められており、引張強さ（TS）が1780MPa以上の鋼板の適用が検討されている。【０００３】  自動車の構造用部材や補強用部材に使用される高強度鋼板は、成形性に優れることが要求される。しかしながら、TS：1780MPa以上の鋼板は延性が低いため、冷間プレス成形時に割れが発生したり、降伏強度が高いことに起因して大きなスプリング・バックが発生するため、冷間プレス成形後に高い寸法精度が得られない。【０００４】  このような状況で、高強度を得る手法として、最近は、熱間プレス（ホットスタンプ、ダイクエンチ、プレスクエンチ等とも呼称される）でのプレス成形が着目されている。熱間プレスとは、鋼板をオーステナイト単相の温度域まで加熱した後に、高温のままで成形（加工）することにより、高い寸法精度での成形を可能とし、成形後の冷却により焼き入れを行うことで高強度化を可能とした成形方法である。【０００５】  しかしながら、自動車組立工程の多くは抵抗スポット溶接により組立てられるが、その際、熱間プレス用冷延鋼板の表面にZnを含んだめっきが存在する場合や、熱間プレス用冷延鋼板は非めっき（めっき処理無し）であってもZnを含んだめっき鋼板と抵抗スポット溶接によって組立てられる場合には、溶接時に鋼板表面の亜鉛が溶融すること、また溶接部近傍に残留応力が生成することにより、液体金属脆性が発生し、鋼板に割れが生じてしまう抵抗溶接割れが懸念される。【０００６】  さらに、板隙がある状態で抵抗スポット溶接された場合は、ナゲットの端部に応力がかかるため、その状態で腐食環境に曝されると水素の侵入と共にナゲット端部から割れが発生する抵抗溶接後の遅れ破壊が危惧される。【０００７】  従来、熱間プレス時の液体金属脆性を抑制する方法として、特許文献１には、プレス時の金型の肩部の曲率半径、鋼板の板厚および成形開始温度を制御する方法が開示されている。  また、抵抗スポット溶接部の遅れ破壊を抑制する方法として、特許文献２には、溶接条件を制御する方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開2013−226599号公報
【特許文献２】特開2015−93282号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】  しかしながら、抵抗スポット溶接時に発生する液体金属脆性は、熱間プレス時に発生する液体金属脆性と比較して、短時間かつ高温域で生じる脆性であるため、両者で液体金属脆性の発生メカニズムが全く異なる。  また、特許文献２のように溶接条件を変化させることで液体金属脆性の発生を抑制することも考えらえるが、その場合は溶接機の更新が必要となり高コストとなることから、鋼板そのものの改良により、抵抗溶接割れや抵抗溶接後の遅れ破壊を抑制することが望まれていた。
【課題を解決するための手段】
【００１０】  そこで、本発明者らは、上記の実情に鑑み鋭意検討を重ねた結果、熱間プレス部材の抵抗溶接割れおよび抵抗溶接後の遅れ破壊を抑制するためには、部材のミクロ組織として、旧オーステナイト粒界を制御すると共に、部材の表層に微細なNb系析出物を分散させ、さらに部材の表層にNiの拡散層を存在させることが有効であり、これにより高い引張強度を有した上で、熱間プレス部材の抵抗溶接割れおよび抵抗溶接後の遅れ破壊を抑制できることを見出した。【００１１】  熱間プレス部材の抵抗スポット溶接時における液体金属脆性は、抵抗スポット溶接の際ナゲット近傍のHAZ（溶接熱影響部）において、旧オーステナイト粒界にZnが侵入して、凝固収縮による引張応力や、打角等が発生した際に曲げモーメントが発生することで電極開放時に引張応力が発生することに起因して生じる。【００１２】  この問題の対策としては、具体的には、微細なNb系析出物を部材表面から板厚方向に100μm以内に分散させて、旧オーステナイト平均結晶粒径を微細化し、抵抗スポット溶接中もこの微細化を維持することで高温中での靭性を向上させることにより、熱間プレス部材の耐抵抗溶接割れ性が向上することを見出した。【００１３】  また、部材の表層にNi拡散領域（Ni拡散層ともいう）を存在させることで抵抗溶接時に溶融したZnに対して旧オーステナイト粒界への侵入を抑制できるため、熱間プレス部材の耐抵抗溶接割れ性が向上することを見出した。【００１４】  さらに、抵抗溶接後の遅れ破壊に関しては、微細なNb系析出物を部材表面から板厚方向に100μm以内に分散させて水素のトラップサイトとすることにより、腐食環境においても水素の影響を抑制することができ、しかもNi拡散層は電位を貴に上昇させる効果があるため、水素の発生量も抑制することができ、その結果、抵抗溶接後の耐遅れ破壊特性が向上することを見出した。  本発明は、上記の知見に立脚するものである。【００１５】  すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。１．部材の鋼成分組成が、質量％で、Ｃ：0.28％以上0.42％未満、Si：0.05％以上1.5％以下、Mn：1.0％以上3.0％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.01％以上0.50％以下、Ｎ：0.005％以下、Nb：0.001％以上0.10％以下、Ti：0.001％以上0.15％以下およびＢ：0.0002％以上0.0040％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、  部材のミクロ組織が、旧オーステナイト平均結晶粒径が７μm以下で、かつマルテンサイトの体積率が90％以上で、部材表面から板厚方向に100μm以内の範囲において、粒径が0.08μm未満のNb系析出物が部材の厚さ方向に平行な断面100μm2当たり平均で５個以上存在し、  さらに部材の表層にNi拡散領域が厚さ0.5μm以上存在し、引張強さが1780MPa以上である、熱間プレス部材。【００１６】２．前記部材が、質量％で、さらにMo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上0.020％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下、Ｖ：0.15％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Sn：0.50％以下、Zn：0.10％以下、Co：0.10％以下、Zr：0.10％以下、Ta：0.10％以下およびＷ：0.10％以下から選択される一種または二種以上を含有する前記１に記載の熱間プレス部材。【００１７】３．鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：0.28％以上0.42％未満、Si：0.05％以上1.5％以下、Mn：1.0％以上3.0％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.01％以上0.50％以下、Ｎ：0.005％以下、Nb：0.001％以上0.10％以下、Ti：0.001％以上0.15％以下およびＢ：0.0002％以上0.0040％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、  鋼板のミクロ組織が、結晶粒の平均アスペクト比が2.5以下のフェライトを体積率で20％以上含有し、さらに平均結晶粒径が６μm以内のマルテンサイトを体積率で10％以上含有し、鋼板表面から板厚方向に100μm以内の範囲において、粒径が0.08μm未満のNb系析出物を鋼板の板厚方向に平行な断面100μm2当たり平均で10個以上含有し、  さらに鋼板表面に厚さ0.5μm以上のNi系めっき層を有する、熱間プレス用冷延鋼板。【００１８】４．前記鋼板が、質量％で、さらにMo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上0.020％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下、Ｖ：0.15％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Sn：0.50％以下、Zn：0.10％以下、Co：0.10％以下、Zr：0.10％以下、Ta：0.10％以下およびＷ：0.10％以下から選択される一種または二種以上を含有する前記３に記載の熱間プレス用冷延鋼板。【００１９】５，前記３に記載の熱間プレス用冷延鋼板を製造する方法であって、  鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：0.28％以上0.42％未満、Si：0.05％以上1.5％以下、Mn：1.0％以上3.0％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.01％以上0.50％以下、Ｎ：0.005％以下、Nb：0.001％以上0.10％以下、Ti：0.001％以上0.15％以下およびＢ：0.0002％以上0.0040％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、  仕上げ圧延終了温度が850〜1000℃の条件で熱間圧延し、  上記の熱間圧延後、40℃／s以上の平均冷却速度で、500℃以下の巻取り温度まで冷却し、  ついで、巻き取った熱延鋼板を、酸洗後、冷間圧延を行ったのち、850℃以上の温度域まで加熱後、350〜450℃の温度域まで冷却し、当該温度域で300秒以上保持した後に室温まで冷却する第１の焼鈍を施し、  ついで、３〜30℃／ｓの平均加熱速度で720〜820℃の温度域まで加熱し、当該温度域で15秒以上保持した後、平均冷却速度５℃／ｓ以上で、600℃以下の冷却停止温度域まで冷却する第２の熱処理をし、  その後、鋼板表面にNi系めっき処理を施す、熱間プレス用冷延鋼板の製造方法。【００２０】６．前記鋼素材が、質量％で、さらにMo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上0.020％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下、Ｖ：0.15％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Sn：0.50％以下、Zn：0.10％以下、Co：0.10％以下、Zr：0.10％以下、Ta：0.10％以下およびＷ：0.10％以下から選択される一種または二種以上を含有する前記５に記載の熱間プレス用冷延鋼板の製造方法。【００２１】７．前記３または４に記載の熱間プレス用冷延鋼板を、Ａc3変態点〜1000℃の温度域で加熱後、熱間プレスを行う熱間プレス部材の製造方法。
【発明の効果】
【００２２】  本発明によれば、熱間プレス後に極めて高い引張強さを有すると同時に、優れた耐抵抗溶接割れ性および抵抗溶接後の耐遅れ破壊特性（以下、抵抗溶接後の耐遅れ破壊特性を、ただ単に、耐遅れ破壊特性と呼ぶこともある）を兼ね備えた熱間プレス部材を得ることができる。例えば、引張強さが1780MPa以上で、鋼板と角度が付いた電極で溶接した場合も抵抗溶接割れが生じず、また抵抗溶接後に塩酸浸漬した後も割れが生じない、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が優れた熱間プレス部材を安定して得ることができる。  また、本発明によれば、加熱時にバラツキの大きい熱間プレス条件であっても、特性の安定した熱間プレス部材を得ることができる。
【発明を実施するための形態】
【００２３】  以下、本発明を具体的に説明する。  まず、本発明の熱間プレス部材および熱間プレス用冷延鋼板の成分組成を前記の範囲にした理由について説明する。なお、成分についての「％」表示は「質量％」を意味する。Ｃ：0.28％以上0.42％未満  Ｃは、鋼の高強度化に有効な元素であり、熱間プレス後にマルテンサイトを強化して鋼の強度を高めるのに重要な元素である。しかしながら、Ｃの含有量が0.28％未満では熱間プレス後のマルテンサイトの硬度が不十分のため、引張強さ：1780MPa以上が得られない。好ましいC量は0.30％以上である。一方、Ｃを0.42％以上添加すると、抵抗スポット溶接後の硬度が硬くなり、靭性が低下して、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、Ｃ量は0.40％未満とする。好ましくは0.39％未満である。
【００２４】Si：0.05％以上1.5％以下  Siは、フェライトを固溶強化し、高強度化に有効な元素である。その効果を得るためには、Si量を0.05％以上とする必要がある。しかしながら、Siの過剰な添加は抵抗スポット溶接の際に粒内強度と比較して粒界強度の相対的な低下を招き、粒界にZnが侵入して脆化しやすくなるとともに、溶融したZnの合金化挙動が変化することから、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が劣化するため、その含有量は1.5％以下とする。好ましくは1.2％以下、より好ましくは0.8％以下である。
【００２５】Mn：1.0％以上3.0％以下  Mnは、熱間プレス時の焼入れ性を高めるため、熱間プレス後のマルテンサイトの形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。その効果を得るためには、Mn量を1.0％以上とする必要がある。好ましくは1.2％以上である。一方、Mnを過剰に含有した場合、抵抗溶接後のHAZにおけるマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、HAZの靭性が劣化するため耐抵抗溶接割れ性が低下する。そのため、Mn量は3.0％以下とする。好ましくは2.8％以下である。
【００２６】Ｐ：0.05％以下  Ｐは、固溶強化により高強度化に寄与するが、過剰に添加された場合には、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させるため、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が低下することから、Ｐ含有量は0.05％以下とする。好ましくは0.04％以下である。なお、Ｐの下限は特に規定されないが、極低Ｐ化は製鋼コストの上昇を招くため、0.0005％とすることが好ましい。
【００２７】Ｓ：0.005％以下  Ｓの含有量が多い場合には、MnSなどの硫化物が多く生成し、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、Ｓ含有量の上限を0.005％とする。好ましくは0.0045％以下である。なお、Ｓの下限は特に規定されないが、極低Ｓ化はＰと同様に、製鋼コストの上昇を招くため、0.0002％とすることが好ましい。
【００２８】Al：0.01％以上0.50％以下  Alは、脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには0.01％以上含有することが必要である。一方、0.50％を超えてAlを含有しても効果が飽和するため、Al量は0.50％以下とする。好ましくは0.40％以下である。
【００２９】Ｎ：0.005％以下  Ｎは、Tiと粗大な窒化物を形成して耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。特にＮ量が0.005％超になると、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量は0.005％以下とする。好ましくは0.004％以下であり、さらに好ましくは0.0035％以下である。
【００３０】Nb：0.001％以上0.10％以下  Nbは、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与する元素である。さらに、本発明においては、微細なNb系析出物が、熱間プレス時のオーステナイト粒径を微細化し、さらに抵抗スポット溶接後もその微細化が維持されるため、靭性が向上する結果、耐抵抗溶接割れ性が向上する。また、微細なNb系析出物は、水素のトラップサイトとなるため、抵抗溶接後の耐遅れ破壊特性も向上する。このような効果を発揮させるためには、Nbを0.001％以上含有させる必要がある。一方、Nbを多量に添加しても上記の効果は飽和し、かえってコスト増を招くため、Nb含有量は0.10％以下とする。好ましくは0.09％以下である。
【００３１】Ti：0.001％以上0.15％以下  Tiは、Nbと同様に微細な炭窒化物を形成することで、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性の向上に寄与する元素である。このような効果を発揮させるためには、Tiを0.001％以上含有させる必要がある。一方、Tiを多量に添加すると、熱間プレス後の伸びが著しく低下するため、Ti含有量は0.15％以下とする。好ましく0.12％以下である。
【００３２】Ｂ：0.0002％以上0.0040％以下  Ｂは、熱間プレス時の焼入れ性を高めるため、熱間プレス後のマルテンサイトの形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。また、粒界に偏析することで粒界強度を向上させるため、耐抵抗溶接割れ性にも有効である。このような効果を発現させるためには、Ｂを0.0002％以上含有させる必要がある。しかし、過剰にＢを添加しても効果は飽和するため、Ｂ含有量を0.0040％以下とする。
【００３３】  また、本発明では、以下の成分を適宜含有させることもできる。Mo：0.50％以下  Moは、熱間プレス時の焼入れ性を高めるため、熱間プレス後のマルテンサイトの形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。その効果を得るためには、Moを0.005％以上含有するのが好ましい。さらに好ましくは0.01％以上である。一方、多量にMoを添加しても上記効果は飽和し、かえってコスト増を招き、さらに化成処理性が劣化するため、そのMo含有量は0.50％以下とする。
【００３４】Cr：0.50％以下  Crも、Moと同様、熱間プレス時の焼入れ性を高めるため、熱間プレス後のマルテンサイトの形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。その効果を得るためには0.005％以上含有することが好ましい。さらに好ましくは0.01％以上である。一方、多量にCrを添加しても上記効果は飽和し、さらに表面酸化物を形成することからめっき性が劣化するため、Cr含有量は0.50％以下とすることが好ましい。
【００３５】Sb：0.001％以上0.020％以下  Sbは、熱間プレス前に鋼板を加熱してから熱間プレスの一連の処理によって鋼板を冷却する前に、鋼板表層部に生じる脱炭層を抑制する効果を有する。そのため、板面の硬度分布が均一となり、局所的な応力に対する耐力が増加することから耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が向上する。このような効果を発現するためには、Sbの添加量は0.001％以上とすることが好ましい。一方、Sbが0.020％を超えて添加されると、圧延負荷荷重が増大し、生産性を低下させることから、Sb量は0.020％以下とすることが好ましい。
【００３６】Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下  Ca、Mg、REMは、硫化物および酸化物の形状を制御し、粗大な介在物の生成を抑制することから、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が向上する。このような効果を発現するためには、それぞれ0.0005％以上添加するのが好ましい。一方、過度の添加は、介在物の増加を引き起こし耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性を劣化させるため、それぞれの添加量は0.005％以下とすることが好ましい。ここでREMはSc、Ｙおよびランタノイドを含む元素である。
【００３７】Ｖ：0.15％以下  Ｖは、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ｖを0.01％以上含有させることが好ましい。一方、多量のＶ添加は、抵抗溶接時における靭性が低下して、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が劣化するため、Ｖ添加量は0.15％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.10％以下である。
【００３８】Cu：0.50％以下  Cuは、固溶強化により高強度化に寄与するだけでなく、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮するためにはCuを0.05％以上含有させることが好ましい。一方、Cuを0.50％超含有させても効果が飽和し、またCuに起因する表面欠陥が発生しやすくなるため、Cu含有量は0.50％以下とすることが好ましい。
【００３９】Ni：0.50％以下  Niも、Cuと同様、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。また、Cuと同時に添加すると、Cu起因の表面欠陥を抑制する効果があるので、Cu添加時に有効である。これら効果を発揮するためにはNiを0.05％以上含有させることが好ましい。しかし、多量のNi添加は、抵抗溶接時における靭性が低下して耐抵抗溶接割れ性が劣化するため、Ni含有量は0.50％以下とすることが好ましい。
【００４０】Sn：0.50％以下  Snも、CuやNiと同様、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮するためにはSnを0.05％以上含有させることが好ましい。しかし、多量のSn添加は、抵抗溶接時における靭性が低下して耐抵抗溶接割れ性が劣化するため、Sn含有量は0.50％以下とすることが好ましい。
【００４１】Zn：0.10％以下  Znは、熱間プレス時の焼入れ性を高めるため、熱間プレス後のマルテンサイトの形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。これら効果を発揮するためにはZnを0.005％以上含有させることが好ましい。しかし、多量のZn添加は、抵抗溶接時における靭性が低下して耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が劣化するため、Zn含有量は0.10％以下とすることが好ましい。
【００４２】Co：0.10％以下  Coも、CuやNiと同様、水素過電圧を向上させて耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮するためにはCoを0.005％以上含有させることが好ましい。しかし、多量のCo添加は、抵抗溶接時における靭性が低下して耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が劣化するため、Co含有量は0.10％以下とすることが好ましい。
【００４３】Zr：0.10％以下  Zrも、CuやNiと同様、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮するためにはZrを0.005％以上含有させることが好ましい。しかし、多量のZr添加は、抵抗溶接時における靭性が低下して耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が劣化するため、Zr含有量は0.10％以下とすることが好ましい。
【００４４】Ta：0.10％以下  Taは、Tiと同様に、合金炭化物や合金窒化物を生成して高強度化に寄与する。その効果を得るためには0.005％以上添加することが好ましい。一方、Taを過剰に添加してもその添加効果が飽和する上、合金コストも増加する。そのため、その添加量は0.10％以下とすることが好ましい。
【００４５】Ｗ：0.10％以下  Ｗも、CuやNiと同様、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮するためにはＷを0.005％以上含有させることが好ましい。しかし、多量のＷ添加は、抵抗溶接時における靭性が低下して耐抵抗溶接割れ性が低下するため、Ｗ含有量は0.10％以下とすることが好ましい。
【００４６】  以上述べた以外の残部はFeおよび不可避不純物とする。
【００４７】  次に、本発明の熱間プレス部材および熱間プレス用冷延鋼板のミクロ組織について詳細に説明する。〔熱間プレス部材のミクロ組織〕  熱間プレス部材のミクロ組織は、旧オーステナイト平均結晶粒径が７μm以下で、かつマルテンサイトの体積率が90％以上であり、部材表面から板厚方向に100μm以内の範囲において、粒径が0.08μm未満のNb系析出物が部材の厚さ方向に平行な断面100μm2当たり平均で５個以上存在するミクロ組織とする。
【００４８】  熱間プレス後に旧オーステナイト平均結晶粒径が７μmを超えると、抵抗溶接後の靭性が低下するため耐抵抗溶接割れ性が劣化する。このため、旧オーステナイトの平均結晶粒径は７μm以下とする。好ましくは6.5μm以下である。  また、マルテンサイトの体積率が90％未満であると所望の引張強さが得られない。そのため、マルテンサイトの体積率は90％以上とする。
【００４９】  熱間プレス後の部材表面から板厚方向に100μmまでの範囲において、粒径が0.08μm未満のNb系析出物が部材の厚さ方向に平行な断面100μm2当たり平均で５個未満では、抵抗溶接中にオーステナイト単相に逆変態するうちにオーステナイト粒が粗大化してしまい、Znがオーステナイト粒界に侵入して引張応力がかかる時の靭性が劣化することから耐抵抗溶接割れ性が低下する。また、水素トラップサイトとしての機能も不十分となり、抵抗溶接後の耐遅れ破壊特性も低下する。なお、測定する部材の厚さ方向に平行な断面については特に制限はなく、いずこであっても良い。  なお、本発明でいうNb系析出物とは、例えばNbC、NbN、Nb(C,N)などのことである。
【００５０】  また、部材の表層にNi拡散領域が厚さ0.5μm以上存在することで、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が向上する。そのため、熱間プレス後の部材表層にNi拡散領域が厚さ0.5μm以上存在することとする。
【００５１】〔熱間プレス用冷延鋼板のミクロ組織〕  熱間プレス部材として所望の特性を得るためには、熱間プレス用冷延鋼板のミクロ組織を制御することが重要である。すなわち、熱間プレス用冷延鋼板のミクロ組織としては、結晶粒の平均アスペクト比が2.5以下のフェライトを体積率で20％以上を含有し、さらに平均結晶粒径が６μm以内のマルテンサイトを体積率で10％以上を含有し、鋼板表面から板厚方向に100μm以内の範囲において、粒径が0.08μm未満のNb系析出物を鋼板の板厚方向に平行な断面100μm2当たり平均で10個以上含有することとする。
【００５２】  熱間プレス用冷延鋼板において、フェライト粒の平均アスペクト比が2.5を超えると、熱間プレス後に所望の旧オーステナイト結晶粒径が確保できないため、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が低下する。フェライトの体積率が20％未満でも、熱間プレス時の逆変態による再結晶が不十分となり、熱間プレス後に所望の旧オーステナイト結晶粒径が得られなくなるため、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が低下する。
【００５３】  また、マルテンサイト平均結晶粒径が６μmを超えると、熱間プレス後に所望の旧オーステナイト結晶粒径が確保できないため、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が低下する。マルテンサイトの体積率が10％未満の場合も同様に熱間プレス後に所望の旧オーステナイト粒径が確保できないため、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が低下する。
【００５４】  さらに、鋼板表面から板厚方向に100μmまでの範囲において、粒径が0.08μm未満のNb系析出物が鋼板の板厚方向に平行な断面100μm2当たり平均で10個未満では、熱間プレス後に、部材表面から板厚方向に100μmまでの範囲において、粒径が0.08μm未満のNb系析出物を部材の板厚方向に平行な断面100μm2当たり平均で５個以上確保することが困難となるため、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が劣化する。なお、測定する鋼板の板厚方向に平行な断面については特に制限はなく、いわゆるＣ断面でもＬ断面いずれでも良い。
【００５５】  次に、本発明の熱間プレス用冷延鋼板および熱間プレス部材のめっき層について詳細に説明する。〔熱間プレス用冷延鋼板のめっき層〕  本発明において熱間プレス用冷延鋼板の表面に付与されるめっき層は、Ni系めっき層である。かかるめっき層を熱間プレス用冷延鋼板の表面に付与することにより、熱間プレス後に、部材の表層にNi拡散層が存在することで熱間プレス部材の耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が向上する。
【００５６】  Ni系めっき層としては、Niが含まれていれば、溶融めっき層でも電気めっき層でも良い。たとえば、溶融めっき法により形成された溶融Znめっき層、これを合金化した合金化溶融Znめっき層、溶融Alめっき層、電気めっき法により形成された電気Znめっき層等の中にNiを含有させためっき層などが例示される。その他、電気Zn−Ni合金めっき層などが挙げられる。
【００５７】  ただし、Ni系めっき層は上記のめっき層に限定されるものではなく、主成分であるNi以外に、Al、Zn、Si、Mg、Fe、Co、Mn、Sn、Pb、Be、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ti、Ｖ、Ｗ、Mo、Sb、Cd、Nb、Cr、Sr等の１種または２種以上を含有するめっき層であってもよい。Ni系めっき層の形成方法についても何ら限定されるものではなく、公知の溶融めっき法、電気めっき法、蒸着めっき法等がいずれも適用可能である。また、Ni系めっき層は、めっき工程後に合金化処理を施しためっき層であってもよい。
【００５８】  本発明では、特に熱間プレス部材の耐食性をより一層向上させたり、熱間プレス成形時の溶融Znに起因する液体金属脆性割れを防止する上で、Ni系めっき層がZn−Ni合金めっき層であるとより好適である。
【００５９】  めっき層の厚さは、熱間プレス後に鋼板表層に所望厚のNi拡散層を存在させるために、0.5μm以上の厚さとする。なお、めっき層厚の上限は特に限定されないが、熱間プレス時の金型にめっきが付着するのを避けるため、100μm以下とするのが好ましい。
【００６０】〔熱間プレス部材のめっき層〕  Ni系めっき層が付与された熱間プレス用冷延鋼板を、加熱した後、熱間プレスを行うと、Ni系めっき層に含有されるめっき層成分の一部またはすべてが下地鋼板中に拡散して固溶相や金属間化合物を生成すると同時に、逆に、下地鋼板成分であるFeがNi系めっき層中に拡散して固溶相や金属間化合物を生成し、部材の表層にNi拡散領域を形成する。  ここに、かかるNi拡散領域の厚さが0.5μmに満たないと、満足いくほど優れた耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が得かられないので、部材表層におけるNi拡散領域の厚さは0.5μm以上とする。なお、このNi拡散領域の厚さの上限は20μmとするのが好ましい。
【００６１】  一例を挙げると、Niを含有する、溶融Znめっき層、合金化溶融Znめっき層、電気Znめっき層等を加熱すると、FeにZnが固溶したFeZn固溶相、ZnFe金属間化合物、表層のZnO層等が形成されると同時に、Feにめっき層成分が固溶したNiを含有する固溶層、ZnNiを主体とする金属間化合物等が形成される。
【００６２】  次に、本発明の熱間プレス用冷延鋼板の好ましい製造方法について説明する。  本発明では、上記冷延鋼板の製造に際し、まず前記した所定の成分組成を有する鋼素材（スラブ）を、仕上げ圧延終了温度が850〜1000℃の条件で熱間圧延する。  上記の熱間圧延後、40℃／s以上の平均冷却速度で、500℃以下の巻取り温度まで冷却する。  ついで、巻き取った熱延鋼板を、酸洗後、冷間圧延を行ったのち、850℃以上の温度域まで加熱後、350〜450℃の温度域まで冷却し、当該温度域で300秒以上保持した後に室温まで冷却する第１の焼鈍を施す。  ついで、３〜30℃／ｓの平均加熱速度で720〜820℃の温度域まで加熱し、当該温度域で15秒以上保持した後、平均冷却速度５℃／ｓ以上で、600℃以下の冷却停止温度域まで冷却する第２の熱処理を施す。  その後、鋼板表面にNi系めっき処理を施す。
【００６３】  以下、上記した製造工程を各工程毎に詳細に説明する。〔加熱工程〕  素材である鋼スラブは、鋳造後、再加熱することなく1150〜1270℃で熱間圧延を開始するか、もしくは1150〜1270℃に再加熱したのち、熱間圧延を開始することが好ましい。熱間圧延の好ましい条件は、まず1150〜1270℃の熱間圧延開始温度で鋼スラブを熱間圧延する。  本発明では、鋼スラブを製造したのち、一旦室温まで冷却し、その後再加熱する従来法に加え、冷却することなく温片のままで加熱炉に装入する、あるいは保熱を行った後に直ちに圧延する、あるいは鋳造後そのまま圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
【００６４】〔熱間圧延工程〕・仕上げ圧延終了温度：850〜1000℃  熱間圧延は、鋼板のミクロ組織の均一化、材質の異方性低減により、耐抵抗溶接割れ性を向上させるため、オーステナイト単相域にて終了する必要があるので、仕上げ圧延終了温度は850℃以上とする。一方、仕上げ圧延終了温度が1000℃超えでは、熱延組織が粗大になり、焼鈍後の耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が低下するため、仕上げ圧延終了温度は1000℃以下とする。  熱間圧延における圧下率については特に制限はなく、常法に従って90％以上の圧下率で行えばよい。
【００６５】・冷却工程：40℃／ｓ以上の平均冷却速度で500℃以下まで冷却  熱間圧延終了後の冷却過程でオーステナイトがフェライト変態するが、高温ではフェライトが粗大化するため、熱間圧延終了後は急冷することで、ミクロ組織をできるだけ均質化すると同時に、Nb系析出物の生成を抑制する。そのため、40℃／ｓ以上の平均冷却速度で500℃以下まで冷却する。この平均冷却速度が40℃／s未満ではフェライトが粗大化されるため、熱延鋼板のミクロ組織が不均質となり、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性の低下を招く。一方、冷却停止温度が500℃超えでは、粗大なNb系析出物が生成してしまい、熱間プレス後に所望のNb系析出物の個数密度が得られない。なお、この平均冷却速度の上限は200℃／s程度とするのが好適である。
【００６６】〔巻取り工程〕・巻取り温度：500℃以下  巻取り温度が500℃超では、熱延鋼板のミクロ組織内で粗大なNb系析出物が生成してしまい、熱間プレス後に所望のNb系析出物の個数密度が得られないため、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が低下する。これを回避するには、ベイナイト単相となる温度域で巻き取ることが重要である。そのため、本発明では、巻取り温度の上限は500℃とした。好ましくは480℃以下である。なお、巻取り温度の下限については、特に規定はしないが、巻取り温度が低温になりすぎると、硬質なマルテンサイトが過剰に生成し、冷間圧延負荷が増大するため、300℃以上が好ましい。
【００６７】〔酸洗工程〕  熱間圧延工程後、酸洗を実施し、熱延板表層のスケールを除去する。この酸洗処理は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
【００６８】〔冷間圧延工程〕  所定の板厚の冷延板に圧延する冷間圧延工程を行う。この冷間圧延工程は特に限定されず常法に従って実施すればよい。
【００６９】〔焼鈍工程〕  この焼鈍工程においては、冷間圧延後の再結晶を進行させると共に、熱間プレス後のNb系析出物を制御したり、鋼板のミクロ組織を微細化するために実施する。そのためには、第１の焼鈍および第２の焼鈍の２回に分けて焼鈍を施すことが必要である。  第１の焼鈍として、850℃以上の温度域まで加熱後、350〜450℃の温度域まで冷却し、当該温度域で300秒以上保持した後、室温まで冷却する。  次いで、第２の焼鈍として、３〜30℃／ｓの平均加熱速度で720〜820℃の温度域まで加熱し、当該温度域で15秒以上保持した後、平均冷却速度５℃／ｓ以上で、600℃以下の冷却停止温度域まで冷却する。
【００７０】〔第１の焼鈍工程〕・加熱温度：850℃以上  第１の焼鈍工程では、まずベイナイト単相とすることが重要であり、それにより、第２の焼鈍工程で鋼板のミクロ組織結晶粒が微細化する。第１の焼鈍工程においてベイナイト単相とするには、一旦、オーステナイト単相とする必要があるため、加熱温度は850℃以上とする。加熱温度が850℃未満ではフェライトが生成して、好ましくない。
【００７１】・冷却温度、350〜450℃、保持時間、300秒以上  上記の加熱後に350〜450℃の温度域まで冷却をする。冷却速度は特に限定されないが、フェライトやパーライトが生成することを抑制するため、２℃／ｓ以上とするのが好ましい。  そして、350〜450℃の温度域で300秒以上保持とする。保持温度が350℃未満もしくは300秒未満の保持ではマルテンサイトが過剰に生成し、鋼板のミクロ組織結晶粒の微細化効果が小さくなるため、熱間プレス後に所望の旧オーステナイト粒径を確保できない。一方、保持温度が450℃を超えると、パーライトが過剰に生成するため、やはり熱間プレス後に所望の旧オーステナイト粒径を確保できない。なお、保持時間の上限は特に限定されないが、1800秒以内が好ましい。
【００７２】〔第２の焼鈍工程〕・平均加熱速度：３〜30℃／ｓ  第２の焼鈍工程における加熱速度を制御することによって、焼鈍後の結晶粒を微細化させることができる。急速に加熱すると再結晶が進行しにくくなるため、平均加熱速度の上限は30℃／ｓとする。一方、平均加熱速度が小さすぎるとフェライトやマルテンサイトが粗大化して所定の平均粒径が得られないため、平均昇温速度の下限は３℃／ｓとする。好ましくは５℃／ｓ以上である。
【００７３】・均熱温度：720〜820℃、保持時間：15秒以上  均熱温度は、フェライトとオーステナイトの２相域である温度域とする。この均熱温度が720℃未満ではフェライトの分率が多くなり、所望のマルテンサイトの体積率を得られなくなるため、均熱温度の下限は720℃とする。好ましくは740℃以上である。一方、均熱温度が高すぎると、結晶粒が粗大化することに加えて、Nb系析出物も粗大化するため、均熱温度の上限は820℃とする。好ましくは800℃以下である。  上記の均熱温度域において、再結晶の進行および一部をオーステナイト変態させるためには、保持時間は15秒以上必要である。なお、上限は特に限定されないが、600秒以内が好ましい。
【００７４】・平均冷却速度：５℃／ｓ以上、冷却停止温度域：600℃以下  上記の均熱処理（焼鈍処理）後は、均熱温度から600℃以下の温度域（冷却停止温度）まで、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する必要がある。平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、冷却中にフェライト変態が進行して、冷延鋼板のマルテンサイトの体積率が減少し、Nb系析出物が粗大化するため、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性の確保が困難となる。なお、この平均冷却速度の上限については特に規定されないが、設備上の観点およびコストの面から、30℃/ｓ以下が好適である。  また、冷却停止温度が600℃を超える場合には、パーライトが過剰に生成し、鋼板のミクロ組織における所定の体積率を得られないため、耐遅れ破壊特性が低下する。なお、冷却停止温度の下限は300℃とするのが好ましい。
【００７５】〔めっき工程〕  本発明の熱間プレス用冷延鋼板は、Ni系めっき層を形成するためのめっき工程を施す。  めっき工程は何ら限定されるものではなく、公知の溶融めっき法、電気めっき法、蒸着めっき法等がいずれも適用可能である。また、めっき工程後に合金化処理を施してもよい。  Ni系めっき層としては、Niが含まれていれば、いずれもが適合するが、Zn−Ni合金めっき層はとりわけ好適である。
【００７６】  なお、冷延鋼板に対して調質圧延を実施しても良い。この際の好適な伸び率は0.05〜2.0％である。
【００７７】  次に、得られた冷延鋼板に対して行う熱間プレスについて説明する。  熱間プレスの方法および条件は何ら限定されるものではなく、公知の熱間プレス方法がすべて適用可能である。以下に一例を示すが、これに限定されるものではない。  例えば、素材である熱間プレス用冷延鋼板を、電気炉、ガス炉、通電加熱炉、遠赤外線加熱炉等を使用して、Ａc3変態点〜1000℃の温度範囲に加熱し、この温度範囲で０〜600秒間保持した後、鋼板をプレス機に搬送して、550〜800℃の範囲で熱間プレスを行えばよい。熱間プレス用冷延鋼板を加熱する際の昇温速度は、３〜200℃/sとすればよい。
【００７８】  ここに、Ａc3変態点は、次式によって求めることができる。    Ａc3変態点（℃）＝881−206Ｃ＋53Si−15Mn−20Ni−１Cr−27Cu＋41Mo    ただし、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、元素を含有しない場合は０として計算する。
【実施例】
【００７９】  以下、本発明の実施例について説明する。  なお、本発明は、もとより以下に述べる実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲において適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。【００８０】  表１に示す成分組成の鋼を溶製し、鋳造してスラブとした後、1250℃に加熱後、仕上げ圧延終了温度（FDT）を表２に示す条件で熱間圧延を行った。ついで、熱延鋼板を、表２に示す第１平均冷却速度（冷速１）で巻取り温度（CT）まで冷却し、コイルに巻取った。  ついで、得られた熱延板を、酸洗後、50％の圧下率で冷間圧延を施して、冷延板（板厚：1.4mm）とした。  ついで、かくして得られた冷延鋼板を、連続焼鈍ライン（CAL）もしくは連続溶融めっきライン（CGL）において、表２に示す条件で第１および第２の焼鈍処理を行い、CGLを通過した鋼板についてはNiを含有する溶融亜鉛めっき鋼板（GI）を得た。なお、CGLを通過した鋼板の一部については、Niを含有する溶融亜鉛めっき処理を施した後、さらに550℃で合金化処理を行い、Ni含有合金化溶融亜鉛めっき鋼板（GA）を得た。また、Niを含有する溶融アルミめっき処理を施して、溶融アルミめっき鋼板（AS）を得た。さらに、一部はCALにて焼鈍した後に電気亜鉛めっきライン（EGL）において、電気亜鉛ニッケルめっき鋼板（EZN）を得た。表２に上記のめっき層の厚さを示す。  なお、比較のため、一部の試料については、冷間圧延後、２段階の焼鈍処理を行わず、常法に従い焼鈍処理は一回のみとした。【００８１】  ついで、得られた冷延鋼板（めっき鋼板を含む）に対し、表３に示す条件で熱間プレスを実施した。  熱間プレスで使用した金型は、パンチ幅70mm、パンチ肩Ｒ４mm、ダイ肩Ｒ４mmで、成形深さは30mmである。冷延鋼板に対する加熱は、加熱速度に応じて赤外線加熱炉または雰囲気加熱炉のいずれかを用い、大気中で行った。また、プレス後の冷却は、鋼板のパンチ・ダイ間での挟み込みと挟み込みから開放したダイ上での空冷とを組み合わせて行い、プレス(開始)温度から150℃まで冷却した。このとき、パンチを下死点にて保持する時間を１〜60秒の範囲で変えることで冷却速度を調整した。【００８２】  かくして得られた熱間プレス部材のハット底部の位置からJIS 5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して引張試験を行い、引張強さ（TS）を測定した。【００８３】  抵抗溶接割れの試験に関しては、得られた熱間プレス部材のハット底部から50mm×150mmに切断した試験片を用いて抵抗溶接（スポット溶接）を実施した。溶接する板組としては、この熱間プレス部材と980MPa級合金化溶融亜鉛めっき鋼板を重ねた板組を用いた。溶接機は２枚の鋼板を重ねた板組について、溶接ガンに取付けられたサーボモータ加圧式で単相交流（50Hz）の抵抗溶接機を用いて板組を4°傾けた状態で抵抗スポット溶接を実施した。溶接条件は加圧力を5.0kN、ホールドタイムは0.36秒とした。溶接電流と溶接時間はナゲット径が6.0mmになるように調整した。溶接後は試験片を半切して、厚さ方向に平行な断面を光学顕微鏡で観察し、0.15mm以上のき裂が認められないものを耐抵抗溶接割れ性が良好（○）、0.15mm以上のき裂が認められたものを耐抵抗溶接割れ性が劣（×）とした。【００８４】  抵抗溶接���の耐遅れ破壊特性については、次のようにして調査した。得られた熱間プレス部材のハット底部から50mm×150mmに切断した試験片を２枚用いて、50mm×50mmのサイズの鋼板（スペーサー、板厚は0.5mm）を試験片の端で挟んだ後、抵抗溶接でスペーサーを仮止めし、試験片の中央部を抵抗溶接した。すなわち、溶接機は２枚の鋼板を重ねた板組について、溶接ガンに取付けられたサーボモータ加圧式で単相交流（50Hz）の抵抗溶接機を用いて、板組は水平の状態で抵抗スポット溶接を実施した。溶接条件は加圧力を5.0kN、ホールドタイムは0.36秒とした。溶接電流と溶接時間はナゲット径が6.0mmになるように調整した。溶接後は試験片をpH＝３の塩酸に96時間浸漬させた後に試験片を半切して、厚さ方向に平行な断面を光学顕微鏡で観察して、ナゲット内部に割れが確認されない場合は耐遅れ破壊特性を良好（○）、割れが確認された場合は耐遅れ破壊特性を劣（×）とした。【００８５】  焼鈍後の冷延鋼板および熱間プレス後の部材のマルテンサイトの体積率は、鋼板の圧延方向に平行かつ厚さ方向に平行な断面を研磨後、３vol％ナイタールで腐食し、SEM（走査型電子顕微鏡）を用いて5000倍の倍率で観察し、ポイントカウント法（ASTM  E562−83（1988）に準拠）により、面積率を測定し、その面積率を体積率とした。【００８６】  Nb系析出物の粒径は、厚さ方向に平行な断面について、TEM（透過型電子顕微鏡）を用いて50000倍の倍率で0.5μｍ×0.5μｍの視野範囲を10箇所観察し、Media Cybernetics社のImage-Proを用いて、下限を0.005μmとして、その円相当直径を算出することで粒径を求めた。粒径が0.08μｍ未満のNb系析出物の個数はTEM（透過型電子顕微鏡）を用いて50000倍の倍率で0.5μｍ×0.5μｍの視野範囲を10箇所観察し、10箇所の平均個数密度を求めた。この方法では粒径が0.005μm 以上のNb系析出物であれば数えることができた。【００８７】  熱間プレス部材における旧オーステナイト平均結晶粒径は、次のようにして求めた。すなわち、部材の厚さ方向に平行な断面を研磨後、３vol％ナイタールで腐食し、SEM（走査型電子顕微鏡）を用いて3000倍の倍率で観察し、Media Cybernetics社のImage−Proを用いて、旧オーステナイト粒の円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。【００８８】  熱間プレス部材の表層におけるNi拡散領域の厚さは、次のようにして求めた。すなわち、熱間プレス後の部材の厚さ方向に平行な断面を研磨後、EPMA（電子線マイクロアナライザー）を用いて、表層についてFeおよびNiの元素分布マッピングを行い、FeおよびNiの両方が検出される箇所をNi拡散領域として、その長さ（厚さ）の平均を求めた。【００８９】  焼鈍後の冷延鋼板におけるマルテンサイトの体積率およびマルテンサイトの平均結晶粒径ならびにフェライトの体積率およびフェライト粒の平均アスペクト比は、次のようにして求めた。  焼鈍後の冷延鋼板のフェライト、マルテンサイトの体積率は、鋼板の圧延方向に平行かつ厚さ方向に平行な断面を研磨後、３vol％ナイタールで腐食し、SEM（走査型電子顕微鏡）を用いて5000倍の倍率で観察し、ポイントカウント法（ASTM  E562−83（1988）に準拠）により、面積率を測定し、その面積率を体積率とした。マルテンサイトの平均結晶粒径は、Media Cybernetics社のImage−Proを用いて、鋼板のミクロ組織写真（5000倍の倍率で20μｍ×20μｍの視野範囲を10カ所撮影したもの）から予め各々のマルテンサイト結晶粒を識別しておいた写真を取り込むことで各相の面積が算出可能であり、その円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。フェライトのアスペクト比については、上記写真をもとに各粒でのアスペクト比（長径／短径）を求め、それらを平均して求めた。【００９０】  かくして得られた冷延鋼板および熱間プレス部材のミクロ組織を表４に示す。また、熱間プレス部材の引張特性、耐抵抗溶接割れ性および抵抗溶接後の耐遅れ破壊特性の測定結果を表５に示す。【００９１】
【表１】
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【００９２】
【表２−１】
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【００９３】
【表２−２】
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【００９４】
【表３−１】
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【００９５】
【表３−２】
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【００９６】
【表４−１】
0006501045.tif 000007
【００９７】
【表４−２】
0006501045.tif 000008
【００９８】
【表５−１】
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【００９９】
【表５−２】
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【０１００】  表５に示したとおり、成分組成および熱間プレス後の部材のミクロ組織が本発明の適正範囲を満足する発明例はいずれも、高い引張強度は言うまでもなく、優れた耐抵抗溶接割れ性および抵抗溶接後の耐遅れ破壊特性を併せて得ることができた。
【要約】  熱間プレス部材について、その成分組成を適正に調整した上で、そのミクロ組織を、旧オーステナイト平均結晶粒径が７μｍ以下で、かつマルテンサイトの体積率が９０％以上で、部材表面から板厚方向に１００μｍ以内の範囲において、粒径が０．０８μｍ未満のＮｂ系析出物が部材の厚さ方向に平行な断面１００μｍ２当たり平均で５個以上存在し、さらに部材の表層にＮｉ拡散領域が厚さ０．５μｍ以上存在するミクロ組織とすることにより、熱間プレス後にＴＳ：１７８０ＭＰａ以上という極めて高い引張強度と、優れた耐抵抗溶接割れ性および抵抗溶接後の耐遅れ破壊特性を併せて得ることができる。