JP6501046B1

JP6501046B1 - 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

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Publication number: JP6501046B1
Application number: JP2018550495A
Authority: JP
Inventors: 克利 ▲高▼島; 崇小林; 船川　義正; 義正船川; 中島　清次; 清次中島
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2017-06-30
Filing date: 2018-03-30
Publication date: 2019-04-17
Anticipated expiration: 2038-03-30
Also published as: KR102296359B1; WO2019003541A1; CN110799662A; EP3647447A4; WO2019003449A1; US11111558B2; US20200131597A1; JPWO2019003541A1; EP3647447A1; KR20200004363A; MX2019015317A; EP3647447B1

Abstract

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、そのミクロ組織につき、旧オーステナイト結晶粒の平均粒径を7.5μm以下とし、かつマルテンサイトの体積率を95％以上とし、部材表面から板厚方向に100μm以内の範囲において、粒径が0.10μm未満のNbおよびTi系析出物を部材の厚さ方向に平行な断面100μm2当たり平均で10個以上存在させ、さらに旧オーステナイト粒界のＢ濃度を該粒界から５nm隔てた位置におけるＢ濃度の3.0倍以上とすることにより、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とを兼備させることができる。

Description

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。
また、本発明の冷延鋼板は、一般的な冷延鋼板だけでなく、溶融亜鉛めっき冷延鋼板（合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板を含む）や電気亜鉛めっき冷延鋼板（電気亜鉛ニッケル合金めっき冷延鋼板を含む）、アルミめっき冷延鋼板等を含む。

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。

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。

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。

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。

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。

特開2013−226599号公報

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、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、鋼板そのものが液体金属脆性に対して耐性をもち、耐抵抗溶接割れ性に優れることが望まれていた。

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を抑制するためには、部材のミクロ組織として、微細なNbおよびTi系析出物を部材の表層に分散させると共に、旧オーステナイト粒界をＢにて粒界強化す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を抑制できることを見出した。

熱間プレス部材の抵抗スポット溶接時の液体金属脆性は、抵抗スポット溶接の際にナゲット近傍の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より、液体金属脆性が発生する。

この問題の対策としては、微細なTiおよび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。
また、旧オーステナイト粒界にＢを偏析させて粒界を強化すると、粒界にZnが侵入してもＢによる粒界強化により脆化が抑制されることにより、耐抵抗溶接割れ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。

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：1.5％以下、Mn：1.0％以上2.4％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：0.005％以上0.15％以下、Ti：0.005％以上0.15％以下およびＢ:0.0005％以上0.0050％以下を含有し、さらに部材の成分中、特にＣ、Si、Nb、TiおよびＢが下記式(1)を満たし、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、旧オーステナイト結晶粒の平均粒径が7.5μm以下で、かつマルテンサイトの体積率が95％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0.10μm未満のNbおよびTi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10個以上存在し、さらに旧オーステナイト粒界のＢ濃度が該粒界から５nm隔てた位置におけるＢ濃度の3.0倍以上であり、引張強さが1780MPa以上である熱間プレス部材。
記
（(Nb＋(Ti−3.4Ｎ)×100Ｂ）／（(Ｃ/８)＋Si）≧0.25 ・・・(1)
ここで、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。

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。

３．前記部材の表層に、Al系めっき層またはZn系めっき層を有する前記１または２に記載の熱間プレス部材。

４．鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：0.28％以上0.42％未満、Si：1.5％以下、Mn：1.0％以上2.4％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：0.005％以上0.15％以下、Ti：0.005％以上0.15％以下およびＢ:0.0005％以上0.0050％以下を含有し、さらに部材の成分中、特にＣ、Si、Nb、TiおよびＢが下記式(1)を満たし、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以下のマルテンサイトを体積率で10％以上含有し、さらに平均結晶粒径が６μm以内のベイナイトを体積率で５％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0.10μm未満のNbおよびTi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20個以上存在する、熱間プレス用冷延鋼板。
記
（(Nb＋(Ti−3.4Ｎ)×100Ｂ）／（(Ｃ/８)＋Si）≧0.25 ・・・(1)
ここで、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。

５．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４に記載の熱間プレス用冷延鋼板。

６．前記鋼板が、表面にAl系めっき層またはZn系めっき層を有する前記４または５に記載の熱間プレス用冷延鋼板。

７．前記４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、
質量％で、Ｃ：0.28％以上0.42％未満、Si：1.5％以下、Mn：1.0％以上2.4％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：0.005％以上0.15％以下、Ti：0.005％以上0.15％以下およびＢ:0.0005％以上0.0050％以下を含有し、さらに鋼板の成分中、特にＣ、Si、Nb、TiおよびＢが下記式(1)を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、
熱間圧延後、冷却停止温度までの第１平均冷却速度を70℃／s以上とし、700℃以下の冷却停止温度まで冷却する１次冷却を施し、
上記の１次冷却後、巻取温度までの第２平均冷却速度を５〜50℃／ｓとし、550℃以下の巻取温度で巻取る２次冷却を施し、
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、
３〜30℃／sの平均昇温速度で800〜900℃の第１均熱温度域まで加熱し、該均熱温度域で15秒以上保持した後、冷却停止温度までの第３平均冷却速度が３℃／ｓ以上で200〜350℃の冷却停止温度域まで冷却し、ついで350℃〜450℃の第２均熱温度域まで加熱し、該均熱温度域で120秒以上保持した後、室温まで冷却する焼鈍処理を施す、熱間プレス用冷延鋼板の製造方法。
記
（(Nb＋(Ti−3.4Ｎ)×100Ｂ）／（(Ｃ/８)＋Si）≧0.25 ・・・(1)
ここで、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。

８．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７に記載の熱間プレス用冷延鋼板の製造方法。

９．前記焼鈍処理後、鋼板表面に、Al系めっき処理またはZn系めっき処理を施す前記７または８に記載の熱間プレス用冷延鋼板の製造方法。

１０．前記４乃至６のいずれか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。

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ることのない引張強度と耐抵抗溶接割れ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。

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、旧オーステナイト結晶粒の平均粒径が7.5μm以下で、かつマルテンサイトの体積率が95％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0.10μm未満のNbおよびTi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10個以上存在し、旧オーステナイト粒界のＢ濃度が該粒界から５nm隔てた位置におけるＢ濃度の3.0倍以上であるミクロ組織とする。

熱間プレス後に旧オーステナイト結晶粒の平均粒径が7.5μm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、旧オーステナイト結晶粒の平均粒径は7.5μm以下とする。好ましくは7.0μm以下である。
また、マルテンサイトの体積率が95％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95％以上とする。100％であってもよい。

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0.10μm未満のNbおよびTi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10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。従って、粒径が0.10μm未満のNbおよびTi系析出物は部材の厚さ方向に平行な断面100μm²当たり平均で10個以上存在させるものとする。好ましくは15個以上である。
ここで、Nbの炭窒化物としては、例えばNbC、NbN、Nb(C,N)等が、またTiの炭窒化物としては、例えばTiC, TiN、Ti(C,N)等が挙げられる。
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。

さらに、旧オーステナイト粒界のＢ濃度が該粒界から５nm隔てた位置におけるＢ濃度の3.0倍未満では、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、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低下するため、耐抵抗溶接割れ性が低下する。従って、旧オーステナイト粒界のＢ濃度が該粒界から５nm隔てた位置におけるＢ濃度の3.0倍以上とする。好ましくは6.0倍以上である。

〔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以下のマルテンサイトを体積率で10％以上を含有し、さらに平均結晶粒径が６μm以内のベイナイトを体積率で５％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0.10μm未満のNbおよびTi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20個以上存在することとする。

熱間プレス用冷延鋼板において、マルテンサ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粒径が確保できない他、Ｂの拡散が不十分となり、所望の粒界と粒内のＢ濃度比が得られないため、耐抵抗溶接割れ性が低下する。マルテンサイトの体積率が10％未満でも同様となるため、結晶粒の平均アスペクト比が2.5以下のマルテンサイトを体積率で10％以上含有する必要がある。好ましくは15％以上である。なお、マルテンサイトの体積率の上限については特に制限はないが、50％程度が好適である。

また、ベイナイトの平均結晶粒径が６μm超もしくはベイナイト量が体積率で５％未満でも、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他、Ｂの拡散が不十分となり、所望の粒界と粒内のＢ濃度比が得られないため、耐抵抗溶接割れ性が低下する。従って、平均結晶粒径が６μm以内のベイナイトは体積率で５％以上とする。好ましくは10％以上である。なお、ベイナイトの体積率の上限については特に制限はないが、40％程度が好適である。

さらに、冷延鋼板の表面から板厚方向に100μmまでの範囲において、粒径が0.10μm未満のNbおよびTi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20個未満では、熱間プレス後に、部材の表面から板厚方向に100μmまでの範囲において、粒径が0.10μm未満のNbおよびTi系析出物を部材の厚み方向に平行な断面100μm²当たり平均で10個以上確保することが困難となるため、耐抵抗溶接割れ性が劣化する。従って、粒径が0.10μm未満のNbおよびTi系析出物は鋼板の板厚方向に平行な断面100μm²当たり平均で20個以上存在させるものとする。好ましくは30個以上である。
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。

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適正成分組成範囲について説明する。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。

Si：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。しかしながら、Siを過剰に添加すると、抵抗スポット溶接時の高温時に粒内強度と比較して粒界強度が相対的に低下し、粒界にZnが侵入することで脆化しやすくなると共に、溶融したZnの合金化挙動が変化して耐抵抗溶接割れ性が劣化する。そのためSi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。なお、Siの下限は特に規定されないが、極低Si化はコストの増加を招くため、0.005％とすることが好ましい。

Mn：1.0％以上2.4％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2.4％以下とする。好ましくは2.0％以下である。

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。

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。

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。

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。

Nb：0.005％以上0.15％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靭性が向上するため、耐抵抗溶接割れ性が向上する。このような効果を発揮させるためには、Nbを0.005％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0.15％以下とする。好ましくは0.12％以下であり、さらに好ましくは0.10％以下である。

Ti：0.005％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、耐抵抗溶接割れ性の向上に寄与する元素である。さらに、Tiは、本発明に必須な元素であるＢをＮと反応させないためにも必要である。このような効果を発揮させるためには、Tiを0.005％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。

Ｂ：0.0005％以上0.0050％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、耐抵抗溶接割れ性の改善に有効である。このような効果を発現させるためには、Ｂを0.0005％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0.0050％以下とする。

また、本発明では、成分中、特にＣ、Si、Nb、TiおよびＢについて次式(1)を満足させることが好ましい。
（(Nb＋(Ti−3.4Ｎ)×100Ｂ）／（(Ｃ/８)＋Si）≧0.25 ・・・(1)
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。
上掲式は、耐抵抗溶接割れ性を確保する上での指標になるもので、左辺の値が0.25に満たないと、耐抵抗溶接割れ性を確保することが困難となる場合がある。

さらに、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。より好ましくは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％以下とすることが好ましい。

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％以上含有させることが好ましい。より好ましくは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。

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耐抵抗溶接割れ性が向上する。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。

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。

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。さらに好ましくは0.10％以下である。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

以上述べた以外の残部はFeおよび不可避不純物とする。

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〕
本発明の熱間プレス用冷延鋼板は、めっき層が付与されていない冷延鋼板ままでもよいが、熱間プレスによる酸化を防止するため、もしくは耐食性を向上させるために、熱間プレス前の冷延鋼板の表面にめっき層を付与してもよい。

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としては、Al系めっき層またはZn系めっき層が好適である。これらの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、熱間プレスによる鋼板表面の酸化が防止され、さらに、熱間プレス部材の耐食性が向上する。

Al系めっき層としては、たとえば、溶融めっき法により形成されたAl−Siめっき層が例示される。また、Zn系めっき層としては、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、電気めっき法により形成された電気Znめっき層、電気Zn−Ni合金めっき層などが例示される。

ただし、Al系めっき層またはZn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AlまたはZn以外に、Si、Mg、Ni、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。Al系めっき層またはZn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、Al系めっき層またはZn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。

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、Zn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。

めっき層の付着量は特に限定されず、一般的なものであればよい。例えば、片面当たりのめっき付着量が５〜150g／m²のめっき層を有することが好ましい。めっき付着量が５g／m²未満では耐食性の確保が困難になる場合があり、一方150g／m²を超えると耐めっき剥離性が劣化する場合がある。

〔熱間プレス部材のめっき層〕
Al系めっき層またはZn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、Al系めっき層またはZn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Al系めっき層中またはZn系めっき層中に拡散して固溶相や金属間化合物を生成する。また、Al系めっき層の表面にはAlを含有する酸化物皮膜が生成し、Zn系めっき層の表面にはZnを含有する酸化物皮膜が生成する。

一例を挙げると、Al−Siめっき層を加熱すると、めっき層は、Siを含有するFe-Al金属間化合物を主体とするめっき層へと変化する。また、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。さらに、電気Zn−Ni合金めっき層を加熱した場合には、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、表層のZnO層等が形成される。
なお、本発明においては、上述のとおり、Al系めっき層が付与された熱間プレス用冷延鋼板を加熱することにより形成されるAlを含有するめっき層をAl系めっき層と呼び、Zn系めっき層が付与された熱間プレス用冷延鋼板を加熱することにより形成されるZnを含有するめっき層をZn系めっき層と呼ぶこととする。

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、熱間圧延後、冷却停止温度までの第１平均冷却速度を70℃／s以上とし、700℃以下の冷却停止温度まで冷却する１次冷却を施す。
上記の１次冷却後、巻取温度までの第２平均冷却速度を５〜50℃／ｓとし、550℃以下の巻取温度で巻取る２次冷却を施す。
ついで、巻き取った熱延鋼板を、酸洗後、冷間圧延を行う。
その後、３〜30℃／sの平均昇温速度で800〜900℃の第１均熱温度域まで加熱し、該均熱温度域で15秒以上保持した後、冷却停止温度までの第３平均冷却速度が３℃／ｓ以上で200〜350℃の冷却停止温度域まで冷却し、ついで350〜450℃の第２均熱温度域まで加熱し、該均熱温度域で120秒以上保持した後、室温まで冷却する焼鈍処理を施す。

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。

〔熱間圧延工程〕
熱間圧延は、鋼板内のミクロ組織の均一化、材質の異方性低減により、焼鈍後の伸びおよび穴広げ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℃以上とするのが好ましい。一方、仕上げ圧延終了温度が1000℃超えでは、熱延後のミクロ組織が粗大になり、焼鈍後の特性が低下するため、仕上げ圧延終了温度は1000℃以下とするのが好ましい。

〔１次冷却工程〕
・70℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で700℃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に変態するが、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およびTi系析出物の生成を抑制する。そのため、まず、１次冷却として、70℃／ｓ以上の平均冷却速度で700℃以下の冷却停止温度まで冷却する。この第１平均冷却速度が70℃／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、耐抵抗溶接割れ性の低下を招く。一方、１次冷却における冷却停止温度が700℃超えでは、熱延鋼板のミクロ組織にパーライトが過剰に生成し、最終的な鋼板のミクロ組織が不均質となるだけでなく、所望のＢの分布状態が得られなくなり、耐抵抗溶接割れ性が低下する。なお、１次冷却における冷却停止温度の下限は500℃程度が好適である。

〔２次冷却工程〕
・５〜50℃／ｓの第２平均冷却速度で550℃以下まで冷却
この２次冷却における平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、熱延鋼板のミクロ組織にフェライトもしくはパーライトが過剰に生成し、最終的な鋼板のミクロ組織が不均質となり、またNbおよびTi系析出物も粗大化するため、耐抵抗溶接割れ性が低下する。一方、２次冷却における平均冷却速度が50℃／ｓを超えると、熱延鋼板のミクロ組織にパーライトを過剰に生成するため、Ｃの元素分布が不均一となり、また所望のＢの分布状態が得られなくなるため、耐抵抗溶接割れ性が低下する。さらに、550℃超の温度までの冷却では、熱延鋼板のミクロ組織にフェライトもしくはパーライトが過剰に生成し、NbおよびTi系析出物も粗大化するため、やはり耐抵抗溶接割れ性が低下する。

〔巻取り工程〕
・巻取り温度：550℃以下
巻取り温度が550℃超では、熱延鋼板のミクロ組織にフェライトおよびパーライトが過剰に生成し、最終的な鋼板のミクロ組織が不均質となり、耐抵抗溶接割れ性が低下する。これを回避するには、ベイナイトを多く含む温度域で巻き取ることが重要である。また、高温で巻き取るとNbおよびTi系析出物が粗大化し、耐抵抗溶接割れ性が低下する。そのため、本発明では、巻取り温度の上限は550℃とした。好ましくは520℃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。

〔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。

〔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。

〔焼鈍工程〕
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ともに、熱間プレス後のNbやTiの析出物制御やＢの分布状態を制御するために実施する。そのために、焼鈍工程は、３〜30℃／ｓの平均昇温速度で800〜900℃の温度域（第１均熱温度）まで加熱し、該均熱温度域で15秒以上保持した後、冷却停止温度までの第３平均冷却速度を３℃／ｓ以上として200〜350℃の冷却停止温度域まで冷却し、その後350℃〜450℃の第２均熱温度域まで加熱し、該均熱温度域で120秒以上保持した後、室温まで冷却する、２段階の熱処理を施す。

・平均昇温速度：３〜30℃／ｓ
後述する第１均熱温度まで加熱するが、その時の昇温速度を制御することにより、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、平均昇温速度の上限は30℃／ｓとする。一方、平均昇温速度が小さすぎるとマルテンサイトやベイナ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。

・第１均熱温度：800〜900℃
第１均熱温度は、フェライトとオーステナイトの２相域もしくはオーステナイト単相域である温度域とする。第１均熱温度が800℃未満では、フェライト分率が多くなり、所望のマルテンサイトおよびベイナイトの体積率を得られなくなるため、均熱温度の下限は800℃とする。一方、均熱温度が高すぎると、オーステナイトの結晶粒成長が顕著となり、結晶粒が粗大化することに加えて、NbおよびTi系析出物も粗大化するため、均熱温度の上限は900℃とする。好ましくは880℃以下である。

・保持時間：15秒以上
上記の第１均熱温度域において、再結晶の進行および一部もしくは全て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。上限は特に限定されないが、600秒以内が好ましい。

・第３平均冷却速度を３℃／ｓ以上として200℃〜350℃の冷却停止温度域まで冷却
第１均熱温度からマルテンサイト変態開始温度以下まで冷却することで、均熱帯で生成したオーステナイトを一部マルテンサイト変態させるために、３℃／ｓ以上の冷却速度で200〜350℃の冷却停止温度域まで冷却する。これにより、その後のベイナイト変態が促進されて所望の体積率が得られ、さらにNbおよびTi系析出物の粗大化も抑制できる。この第３冷却速度の平均が３℃／ｓ未満だと鋼板のミクロ組織中にパーライトや球状セメンタイトが過剰に生成するため、この第３平均冷却速度の下限は３℃／ｓとする。なお、第３平均冷却速度の上限についてはとくに制限はないが、30℃／ｓ程度が好適である。
また、冷却停止温度が200℃未満では冷却時にマルテンサイトが過剰に生成するため、未変態のオーステナイトが減少し、ベイナイトの体積率が低下する。一方、冷却停止温度が350℃超えではベイナイト変態が促進されずに、焼鈍後のミクロ組織に粗大なマルテンサイトが残存するため、所望の組織形態が得られない。そのため、冷却停止温度は200〜350℃とする。好ましくは220〜300℃である。

・第２均熱温度として350〜450℃の温度域で120秒以上保持
上記の第３冷却の途中に生成したマルテンサイトを活用することでベイナイト変態を促進させるために、冷却後に再度加熱し、350〜450℃の温度域で120秒以上保持する。この第２均熱温度の温度域が350℃未満または450℃超では、ベイナイト変態が促進されず、粗大なマルテンサイトが冷延鋼板のミクロ組織として形成される。そのため、熱間プレス後の耐抵抗溶接割れ性が低下する。また、保持時間が120秒未満でもベイナイト変態が十分に進行しないため、耐抵抗溶接割れ性が低下する。従って、350〜450℃の温度域での保持時間は15秒以上とする。好ましくは20秒以上である。なお、保持時間の上限は特に限定されないが、7200秒以内が好ましい。

上述した一連の製造工程において、本発明でとくに重要なのは、１次冷却工程、２次冷却工程、巻取工程および焼鈍工程である。
すなわち、上記した１次冷却工程、２次冷却工程および焼鈍工程を適正に制御することによって、Nb系析出物やTi系析出物の分布状態が改善されと同時に、Ｂの分布状態が改善される結果、粒径が0.10μm未満のNbおよびTi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20個以上存在させることができるだけでなく、プレス成形後に旧オーステナイト粒界のＢ濃度を該粒界から５nm隔てた位置におけるＢ濃度の3.0倍以上とすることができる。また、特に巻取工程および焼鈍工程を適正に制御することによって、平均結晶粒径が６μm以内のベイナイトを体積率で５％以上確保することができる。

その後、溶融亜鉛めっきなどのめっき処理を施してもよいし、かかるめっき処理を施さずに冷延鋼板のままで使用してもよい。
〔めっき工程〕
本発明の熱間プレス用冷延鋼板は、上述の製造工程により製造された冷延鋼板ままで使用してもよいが、目的に応じて、Al系めっき層またはZn系めっき層を形成するためのAl系めっき処理またはZn系めっき処理を行ってもよい。
かかるめっき処理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、めっき処理後に合金化処理を施してもよい。代表的なめっき処理としては、Al系めっき処理としては、溶融アルミ（Aｌ）めっき、溶融Al−Siめっきを施す処理が、またZn系めっき処理としては、溶融亜鉛めっきまたは電気亜鉛ニッケルめっきを施す処理、あるいは溶融亜鉛めっき後さらに合金化処理を施す処理が挙げられる。

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。

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。

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。

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。

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）で冷却停止温度（第１冷却温度）まで冷却した後、第２平均冷却温度（冷速２）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、表２に示す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に示す条件で焼鈍処理を行い、CALを通過した鋼板については冷延鋼板（CR）、CGLを通過した鋼板については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、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、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（GA）を得た。また、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。
なお、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、１段階の焼鈍処理のみを施した。

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。

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。

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GA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直流（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4.5kN、ホールドタイムは0.3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、0.2mm以上のき裂が認められたものを耐抵抗溶接割れ性が劣（×）、0.1mm以上0.2mm未満のき裂が認められたものは耐抵抗溶接割れ性が適（△）、き裂が認められないかまたは0.1mm未満のき裂が認められたもの（0.1mm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（○）とした。

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。

NbおよびTi系析出物の粒径は、冷延鋼板および熱間プレス部材とも、それぞれの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10000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、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0.10μｍ未満のNbおよびTi系析出物の個数はTEM（透過型電子顕微鏡）を用いて10000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およびTi系析出物であれば数えることができた。

熱間プレス部材のＢの分布状態は、FEI製のSTEMを用いて、1000000倍の倍率で観察し、旧オーステナイト粒界を中心に15nmをライン分析し、各所のＢ濃度(at.%)を求め、旧オーステナイト粒界中のＢ濃度とその粒界から５nm離れた箇所のＢ濃度の比を測定した。

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、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、旧オーステナイト結晶粒の円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。

焼鈍後の冷延鋼板におけるマルテンサイトの平均アスペクト比は、次のようにして求めた。すなわち、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3000倍の倍率で観察し、マルテンサイトのアスペクト比（長径／短径）を求め、それらを平均して求めた。

焼鈍後の冷延鋼板におけるベイナイトの平均結晶粒径と体積率は、次のようにして求めた。すなわち、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3000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。ベイナ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（3000倍の倍率で20μｍ×20μｍの視野範囲を10箇所撮影したもの）からベイナイトの円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。

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および耐抵抗溶接割れ性の測定結果を表５に示す。

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を併せて得ることができた。

Claims

部材の鋼成分組成が、質量％で、Ｃ：0.28％以上0.42％未満、Si：1.5％以下、Mn：1.0％以上2.4％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：0.005％以上0.15％以下、Ti：0.005％以上0.15％以下およびＢ:0.0005％以上0.0050％以下を含有し、さらに部材の成分中、Ｃ、Si、Nb、Ti、ＮおよびＢが下記式(1)を満たし、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、旧オーステナイト結晶粒の平均粒径が7.5μm以下で、かつマルテンサイトの体積率が95％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0.10μm未満のNbおよびTi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10個以上存在し、さらに旧オーステナイト粒界のＢ濃度（at.％）が該粒界から５nm隔てた位置におけるＢ濃度の3.0倍以上であり、引張強さが1780MPa以上である熱間プレス部材。
記
（Nb＋(Ti−3.4Ｎ)＋100Ｂ）／（(Ｃ/８)＋Si）≧0.25 ・・・(1)
ここで、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。
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。
前記部材の表層に、Al系めっき層またはZn系めっき層を有する請求項１または２に記載の熱間プレス部材。
鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：0.28％以上0.42％未満、Si：1.5％以下、Mn：1.0％以上2.4％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：0.005％以上0.15％以下、Ti：0.005％以上0.15％以下およびＢ:0.0005％以上0.0050％以下を含有し、さらに鋼板の成分中、Ｃ、Si、Nb、Ti、ＮおよびＢが下記式(1)を満たし、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以下のマルテンサイトを体積率で10％以上含有し、さらに平均結晶粒径が６μm以内のベイナイトを体積率で５％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0.10μm未満のNbおよびTi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20個以上存在する、熱間プレス用冷延鋼板。
記
（Nb＋(Ti−3.4Ｎ)＋100Ｂ）／（(Ｃ/８)＋Si）≧0.25 ・・・(1)
ここで、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。
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４に記載の熱間プレス用冷延鋼板。
前記鋼板が、表面にAl系めっき層またはZn系めっき層を有する請求項４または５に記載の熱間プレス用冷延鋼板。
請求項４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、
質量％で、Ｃ：0.28％以上0.42％未満、Si：1.5％以下、Mn：1.0％以上2.4％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：0.005％以上0.15％以下、Ti：0.005％以上0.15％以下およびＢ:0.0005％以上0.0050％以下を含有し、さらに鋼板の成分中、Ｃ、Si、Nb、Ti、ＮおよびＢが下記式(1)を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、
熱間圧延後、冷却停止温度までの第１平均冷却速度を70℃／s以上とし、700℃以下500℃以上の冷却停止温度まで冷却する１次冷却を施し、
上記の１次冷却後、巻取温度までの第２平均冷却速度を５〜50℃／ｓとし、550℃以下の巻取温度で巻取る２次冷却を施し、
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、
３〜30℃／sの平均昇温速度で800〜900℃の第１均熱温度域まで加熱し、該均熱温度域で15秒以上保持した後、冷却停止温度までの第３平均冷却速度が３℃／ｓ以上で200〜350℃の冷却停止温度域まで冷却し、ついで350℃〜450℃の第２均熱温度域まで加熱し、該均熱温度域で120秒以上保持した後、室温まで冷却する焼鈍処理を施す、熱間プレス用冷延鋼板の製造方法。
記
（Nb＋(Ti−3.4Ｎ)＋100Ｂ）／（(Ｃ/８)＋Si）≧0.25 ・・・(1)
ここで、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。
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７に記載の熱間プレス用冷延鋼板の製造方法。
前記焼鈍処理後、鋼板表面に、Al系めっき処理またはZn系めっき処理を施す請求項７または８に記載の熱間プレス用冷延鋼板の製造方法。
請求項４乃至６のいずれか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、旧オーステナイト結晶粒の平均粒径が7.5μm以下で、かつマルテンサイトの体積率が95％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0.10μm未満のNbおよびTi系析出物が部材の厚さ方向に平行な断面100μm ² 当たり平均で10個以上存在し、さらに旧オーステナイト粒界のＢ濃度（at.％）が該粒界から５nm隔てた位置におけるＢ濃度の3.0倍以上であり、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。