热压构件及其制造方法以及热压用冷轧钢板及其制造方法

摘要

对于热压构件，在对其成分组成适当地进行调整的基础上，使其显微组织为如下所述的显微组织：原奥氏体的平均结晶粒径为7μm以下，并且马氏体的体积率为90％以上，在沿板厚方向距构件表面100μm以内的范围内，粒径小于0.08μm的Nb系析出物在构件的与厚度方向平行的截面每100μm2中平均存在5个以上，而且，在构件的表层存在厚度为0.5μm以上的Ni扩散区域，由此，能够一并得到热压后TS为1780MPa以上这样极高的拉伸强度以及优良的耐电阻焊接裂纹性和电阻焊接后的耐延迟断裂特性。

权利要求

1.一种热压构件，其中，

构件的钢成分组成为：以质量％计含有C：0.28％以上且小于0.42％、Si：0.05％以上且

1.5％以下、Mn：1.0％以上且3.0％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％以上且

0.50％以下、N：0.005％以下、Nb：0.001％以上且0.10％以下、Ti：0.001％以上且0.15％以下和B：0.0002％以上且0.0040％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，构件的显微组织为：原奥氏体的平均结晶粒径为7μm以下，并且马氏体的体积率为90％以上，在沿板厚方向距构件表面100μm以内的范围内，粒径小于0.08μm的Nb系析出物在构件2

的与厚度方向平行的截面每100μm中平均存在5个以上，而且，在构件的表层存在厚度为0.5μm以上的Ni扩散区域，所述热压构件的拉伸强度为1780MPa以上。

2.如权利要求1所述的热压构件，其中，所述构件以质量％计还含有选自Mo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上且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％以下和W：0.10％以下中的一种或两种以上。

3.一种热压用冷轧钢板，其中，

钢板的成分组成为：以质量％计含有C：0.28％以上且小于0.42％、Si：0.05％以上且

1.5％以下、Mn：1.0％以上且3.0％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％以上且

0.50％以下、N：0.005％以下、Nb：0.001％以上且0.10％以下、Ti：0.001％以上且0.15％以下和B：0.0002％以上且0.0040％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，钢板的显微组织为：含有以体积率计为20％以上的晶粒的平均长径比为2.5以下的铁素体，还含有以体积率计为10％以上的平均结晶粒径为6μm以内的马氏体，在沿板厚方向距2

钢板表面100μm以内的范围内，含有在钢板的与板厚方向平行的截面每100μm中平均为10个以上的粒径小于0.08μm的Nb系析出物，而且，在钢板表面具有厚度为0.5μm以上的Ni系镀层。

4.如权利要求3所述的热压用冷轧钢板，其中，所述钢板以质量％计还含有选自Mo：

0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上且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％以下和W：0.10％以下中的一种或两种以上。

5.一种热压用冷轧钢板的制造方法，其是制造权利要求3所述的热压用冷轧钢板的方法，其中，

将钢原材在精轧结束温度为850～1000℃的条件下进行热轧，所述热轧后，以40℃/秒以上的平均冷却速度冷却至500℃以下的卷取温度，接着，对卷取后的热轧钢板进行酸洗后，进行冷轧，然后，实施第一退火，在所述第一退火中，加热至850℃以上的温度范围后，冷却至350～450℃的温度范围，在该温度范围内保持300秒以上后冷却至室温，

接着，实施第二热处理，在所述第二热处理中，以3～30℃/秒的平均加热速度加热至

720～820℃的温度范围，在该温度范围内保持15秒以上后，以5℃/秒以上的平均冷却速度冷却至600℃以下的冷却停止温度范围，然后，对钢板表面实施Ni系镀覆处理，

所述钢原材的成分组成以质量％计含有C：0.28％以上且小于0.42％、Si：0.05％以上且1.5％以下、Mn：1.0％以上且3.0％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％以上且0.50％以下、N：0.005％以下、Nb：0.001％以上且0.10％以下、Ti：0.001％以上且0.15％以下和B：0.0002％以上且0.0040％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成。

6.如权利要求5所述的热压用冷轧钢板的制造方法，其中，所述钢原材以质量％计还含有选自Mo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上且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％以下和W：0.10％以下中的一种或两种以上。

7.一种热压构件的制造方法，其中，将权利要求3或4所述的热压用冷轧钢板在Ac3相变点～1000℃的温度范围内加热后，进行热压。

说明书

热压构件及其制造方法以及热压用冷轧钢板及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及热压构件及其制造方法以及热压用冷轧钢板及其制造方法，特别是针对热压构件要实现耐电阻焊接裂纹性和电阻焊接后的耐延迟断裂特性的提高的热压构件。

[0002] 在本发明中，热压构件是指对具有淬透性的冷轧钢板进行热压成形而高强度化的构件。

背景技术

[0003] 近年来，由于环境问题的增加，CO2排放限制变得严格，在汽车领域中面向燃料效率提高的车身的轻量化成为课题。为此，正在推进通过在汽车部件中应用高强度钢板而实
现薄壁化，并且正在研究拉伸强度(TS)为1780MPa以上的钢板的应用。

[0004] 对于汽车的结构用构件、增强用构件中所使用的高强度钢板，要求成形性优良。但是，TS为1780MPa以上的钢板的延展性低，因此，在冷压成形时产生裂纹、或者因屈服强度高
而产生大的回弹，因而冷压成形后无法得到高尺寸精度。

[0005] 在这种状况下，作为得到高强度的方法，最近着眼于利用热压(也被称为热冲压、模压淬火、压力淬火等)的冲压成形。热压为如下所述的成形方法：将钢板加热至奥氏体单
相的温度范围后，在高温的状态下进行成形(加工)，由此能够以高尺寸精度进行成形，通过
成形后的冷却进行淬火，由此能够实现高强度化。

[0006] 但是，汽车组装工序大多通过电阻点焊进行组装，此时，在热压用冷轧钢板的表面存在含有Zn的镀层的情况、热压用冷轧钢板即使为非镀覆(无镀覆处理)、但与含有Zn的镀
覆钢板通过电阻点焊进行组装的情况下，由于焊接时钢板表面的锌发生熔融、并且在焊接
部附近生成残余应力，担心产生液体金属脆性、钢板中产生裂纹的电阻焊接裂纹。

[0007] 此外，在存在板隙的状态下进行电阻点焊的情况下，对熔核的端部施加应力，因此，在该状态下暴露于腐蚀环境时，担心随着氢的侵入而从熔核端部产生裂纹的电阻焊接
后的延迟断裂。

[0008] 以往，作为抑制热压时的液体金属脆性的方法，在专利文献1中公开了控制冲压时的模具的肩部的曲率半径、钢板的板厚和成形开始温度的方法。

[0009] 另外，作为抑制电阻点焊部的延迟断裂的方法，在专利文献2中公开了控制焊接条件的方法。

[0010] 现有技术文献

[0011] 专利文献

[0012] 专利文献1：日本特开2013‑226599号公报

[0013] 专利文献2：日本特开2015‑93282号公报

发明内容

[0014] 发明所要解决的问题

[0015] 但是，与热压时产生的液体金属脆性相比，电阻点焊时产生的液体金属脆性是在短时间且高温范围内产生的脆性，因此，两者的液体金属脆性的产生机理完全不同。

[0016] 另外，也考虑了如专利文献2那样通过改变焊接条件来抑制液体金属脆性的产生，但是，这种情况下需要更新焊接机，导致高成本，因此，期望通过钢板本身的改良来抑制电
阻焊接裂纹、电阻焊接后的延迟断裂。

[0017] 用于解决问题的方法

[0018] 因此，本发明人鉴于上述实际情况反复进行了深入研究，结果发现，为了抑制热压构件的电阻焊接裂纹和电阻焊接后的延迟断裂，作为构件的显微组织，控制原奥氏体晶界、
并且使微细的Nb系析出物分散在构件的表层、进而在构件的表层存在Ni的扩散层是有效
的，由此，具有高的拉伸强度，并且能够抑制热压构件的电阻焊接裂纹和电阻焊接后的延迟
断裂。

[0019] 热压构件的电阻点焊时的液体金属脆性因如下原因而产生：电阻点焊时在熔核附近的HAZ(焊接热影响区)中，Zn侵入至原奥氏体晶界，产生因凝固收缩所引起的拉应力；由
于产生走向角等时产生弯矩而在电极打开时产生拉应力。

[0020] 作为该问题的对策，具体而言发现，使微细的Nb系析出物分散在沿板厚方向距构件表面100μm以内，对原奥氏体的平均结晶粒径进行微细化，在电阻点焊中也维持该微细
化，从而使高温中的韧性提高，由此，热压构件的耐电阻焊接裂纹性提高。

[0021] 另外发现，通过在构件的表层存在Ni扩散区域(也称为Ni扩散层)，能够抑制电阻焊接时熔融的Zn向原奥氏体晶界的侵入，因此，热压构件的耐电阻焊接裂纹性提高。

[0022] 此外发现，关于电阻焊接后的延迟断裂，使微细的Nb系析出物分散在沿板厚方向距构件表面100μm以内而成为氢的捕获位点，由此，在腐蚀环境中也能够抑制氢的影响，而
且Ni扩散层具有使电位进一步升高的效果，因此，也能够抑制氢的产生量，其结果是，电阻
焊接后的耐延迟断裂特性提高。

[0023] 本发明立足于上述见解。

[0024] 即，本发明的主旨构成如下所述。

[0025] 1.一种热压构件，其中，

[0026] 构件的钢成分组成为：以质量％计含有C：0.28％以上且小于0.42％、Si：0.05％以上且1.5％以下、Mn：1.0％以上且3.0％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％以
上且0.50％以下、N：0.005％以下、Nb：0.001％以上且0.10％以下、Ti：0.001％以上且
0.15％以下和B：0.0002％以上且0.0040％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

[0027] 构件的显微组织为：原奥氏体的平均结晶粒径为7μm以下，并且马氏体的体积率为90％以上，在沿板厚方向距构件表面100μm以内的范围内，粒径小于0.08μm的Nb系析出物在
2
构件的与厚度方向平行的截面每100μm中平均存在5个以上，

[0028] 而且，在构件的表层存在厚度为0.5μm以上的Ni扩散区域，

[0029] 所述热压构件的拉伸强度为1780MPa以上。

[0030] 2.如上述1所述的热压构件，其中，上述构件以质量％计还含有选自Mo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上且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％以下和W：0.10％以下中的一种或
两种以上。

[0031] 3.一种热压用冷轧钢板，其中，

[0032] 钢板的成分组成为：以质量％计含有C：0.28％以上且小于0.42％、Si：0.05％以上且1.5％以下、Mn：1.0％以上且3.0％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％以上
且0.50％以下、N：0.005％以下、Nb：0.001％以上且0.10％以下、Ti：0.001％以上且0.15％
以下和B：0.0002％以上且0.0040％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

[0033] 钢板的显微组织为：含有以体积率计为20％以上的晶粒的平均长径比为2.5以下的铁素体，还含有以体积率计为10％以上的平均结晶粒径为6μm以内的马氏体，在沿板厚方
2
向距钢板表面100μm以内的范围内，含有在钢板的与板厚方向平行的截面每100μm中平均
为10个以上的粒径小于0.08μm的Nb系析出物，

[0034] 而且，在钢板表面具有厚度为0.5μm以上的Ni系镀层。

[0035] 4.如上述3所述的热压用冷轧钢板，其中，上述钢板以质量％计还含有选自Mo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上且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％以下和W：0.10％
以下中的一种或两种以上。

[0036] 5.一种热压用冷轧钢板的制造方法，其是制造上述3所述的热压用冷轧钢板的方法，其中，

[0037] 将钢原材在精轧结束温度为850～1000℃的条件下进行热轧，

[0038] 上述热轧后，以40℃/秒以上的平均冷却速度冷却至500℃以下的卷取温度，

[0039] 接着，对卷取后的热轧钢板进行酸洗后，进行冷轧，然后，实施如下所述的第一退火：加热至850℃以上的温度范围后，冷却至350～450℃的温度范围，在该温度范围内保持
300秒以上后冷却至室温，

[0040] 接着，实施如下所述的第二热处理：以3～30℃/秒的平均加热速度加热至720～820℃的温度范围，在该温度范围内保持15秒以上后，以5℃/秒以上的平均冷却速度冷却至
600℃以下的冷却停止温度范围，

[0041] 然后，对钢板表面实施Ni系镀覆处理，

[0042] 所述钢原材的成分组成以质量％计含有C：0.28％以上且小于0.42％、Si：0.05％以上且1.5％以下、Mn：1.0％以上且3.0％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％
以上且0.50％以下、N：0.005％以下、Nb：0.001％以上且0.10％以下、Ti：0.001％以上且
0.15％以下和B：0.0002％以上且0.0040％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成。

[0043] 6.如上述5所述的热压用冷轧钢板的制造方法，其中，上述钢原材以质量％计还含有选自Mo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上且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％以下和W：0.10％
以下中的一种或两种以上。

[0044] 7.一种热压构件的制造方法，其中，将上述3或4所述的热压用冷轧钢板在Ac3相变点～1000℃的温度范围内加热后，进行热压。

[0045] 发明效果

[0046] 根据本发明，可以得到热压后具有极高的拉伸强度、同时兼具优良的耐电阻焊接裂纹性和电阻焊接后的耐延迟断裂特性(以下有时也将电阻焊接后的耐延迟断裂特性简称
为耐延迟断裂特性)的热压构件。例如，可以稳定地得到拉伸强度为1780MPa以上、即使在利
用与钢板形成角度的电极进行焊接的情况下也不产生电阻焊接裂纹、并且即使在电阻焊接
后进行盐酸浸渍后也不产生裂纹的、耐电阻焊接裂纹性和耐延迟断裂特性优良的热压构
件。

[0047] 另外，根据本发明，即使在加热时波动大的热压条件下，也可以得到特性稳定的热压构件。

具体实施方式

[0048] 以下，对本发明具体地进行说明。

[0049] 首先，对将本发明的热压构件和热压用冷轧钢板的成分组成设定为上述范围的理由进行说明。需要说明的是，关于成分的“％”表述是指“质量％”。

[0050] C：0.28％以上且小于0.42％

[0051] C是对钢的高强度化有效的元素，并且是对于在热压后使马氏体强化而提高钢的强度而言重要的元素。但是，C的含量小于0.28％时，热压后的马氏体的硬度不充分，因此，
无法得到1780MPa以上的拉伸强度。优选的C量为0.30％以上。另一方面，添加0.42％以上的
C时，电阻点焊后的硬度变硬，韧性降低，耐电阻焊接裂纹性和耐延迟断裂特性降低。因此，C
量设定为小于0.40％。优选为小于0.39％。

[0052] Si：0.05％以上且1.5％以下

[0053] Si是将铁素体固溶强化、对高强度化有效的元素。为了得到该效果，需要将Si量设定为0.05％以上。但是，Si的过量添加导致在电阻点焊时晶界强度与晶粒内强度相比相对
降低，Zn侵入至晶界而容易发生脆化，并且熔融的Zn的合金化行为发生变化，因而耐电阻焊
接裂纹性和耐延迟断裂特性劣化，因此，其含量设定为1.5％以下。优选为1.2％以下，更优
选为0.8％以下。

[0054] Mn：1.0％以上且3.0％以下

[0055] Mn是提高热压时的淬透性、因此有助于热压后的马氏体的形成、即高强度化的元素。为了得到该效果，需要将Mn量设定为1.0％以上。优选为1.2％以上。另一方面，过量含有
Mn的情况下，电阻焊接后的HAZ中的马氏体的回火变得不充分，HAZ的韧性劣化，因此，耐电
阻焊接裂纹性降低。因此，Mn量设定为3.0％以下。优选为2.8％以下。

[0056] P：0.05％以下

[0057] P通过固溶强化有助于高强度化，但在过量添加的情况下，向晶界的偏析变得显著而使晶界脆化，因而耐电阻焊接裂纹性和耐延迟断裂特性降低，因此，P含量设定为0.05％
以下。优选为0.04％以下。需要说明的是，P的下限没有特别规定，但极低P化导致炼钢成本
的升高，因此，优选设定为0.0005％。

[0058] S：0.005％以下

[0059] S的含量多的情况下，生成大量MnS等硫化物，耐电阻焊接裂纹性和耐延迟断裂特性降低。因此，将S含量的上限设定为0.005％。优选为0.0045％以下。需要说明的是，S的下
限没有特别规定，但与P同样，极低S化导致炼钢成本的升高，因此，优选设定为0.0002％。

[0060] Al：0.01％以上且0.50％以下

[0061] Al是脱氧所需的元素，为了得到该效果，需要含有0.01％以上。另一方面，即使含有超过0.50％的Al，效果也饱和，因此，Al量设定为0.50％以下。优选为0.40％以下。

[0062] N：0.005％以下

[0063] N与Ti形成粗大的氮化物而使耐电阻焊接裂纹性和耐延迟断裂特性劣化，因此，需要抑制含量。特别是N量超过0.005％时，该倾向变得显著，因此，N含量设定为0.005％以下。
优选为0.004％以下，进一步优选为0.0035％以下。

[0064] Nb：0.001％以上且0.10％以下

[0065] Nb是通过形成微细的碳氮化物而有助于强度提高的元素。此外，在本发明中，微细的Nb系析出物使热压时的奥氏体粒径微细化，进而在电阻点焊后也维持该微细化，因此韧
性提高，结果是耐电阻焊接裂纹性提高。另外，微细的Nb系析出物成为氢的捕获位点，因此，
电阻焊接后的耐延迟断裂特性也提高。为了发挥这样的效果，需要含有0.001％以上的Nb。
另一方面，即使大量添加Nb，上述效果也饱和，反而导致成本增加，因此，Nb含量设定为
0.10％以下。优选为0.09％以下。

[0066] Ti：0.001％以上且0.15％以下

[0067] Ti与Nb同样地是通过形成微细的碳氮化物而有助于耐电阻焊接裂纹性和耐延迟断裂特性的提高的元素。为了发挥这样的效果，需要含有0.001％以上的Ti。另一方面，大量
添加Ti时，热压后的伸长率显著降低，因此，Ti含量设定为0.15％以下。优选为0.12％以下。

[0068] B：0.0002％以上且0.0040％以下

[0069] B是提高热压时的淬透性、因此有助于热压后的马氏体的形成、即高强度化的元素。另外，通过偏析在晶界而提高晶界强度，因此，对于耐电阻焊接裂纹性也是有效的。为了
表现出这样的效果，需要含有0.0002％以上的B。但是，即使过量添加B，效果也饱和，因此，
将B含量设定为0.0040％以下。

[0070] 此外，在本发明中，也可以适当含有以下成分。

[0071] Mo：0.50％以下

[0072] Mo是提高热压时的淬透性、因此有助于热压后的马氏体的形成、即高强度化的元素。为了得到该效果，需要含有0.005％以上的Mo。进一步优选为0.01％以上。另一方面，即
使大量添加Mo，上述效果也饱和，反而导致成本增加，并且化学转化处理性劣化，因此，该Mo
含量设定为0.50％以下。

[0073] Cr：0.50％以下

[0074] Cr也与Mo同样地是提高热压时的淬透性、因此有助于热压后的马氏体的形成、即高强度化的元素。为了得到该效果，优选含有0.005％以上。进一步优选为0.01％以上。另一
方面，即使大量添加Cr，上述效果也饱和，并且由于形成表面氧化物而使镀覆性劣化，因此，
Cr含量优选设定为0.50％以下。

[0075] Sb：0.001％以上且0.020％以下

[0076] Sb具有在热压前对钢板进行加热后通过热压的一系列处理将钢板冷却之前抑制在钢板表层部生成的脱碳层的效果。因此，板面的硬度分布变得均匀，相对于局部应力的屈
服强度增加，因而耐电阻焊接裂纹性和耐延迟断裂特性提高。为了表现出这样的效果，Sb的
添加量优选设定为0.001％以上。另一方面，添加超过0.020％的Sb时，轧制负荷载荷增大，
使生产率降低，因此，Sb量优选设定为0.020％以下。

[0077] Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下

[0078] Ca、Mg、REM控制硫化物和氧化物的形状，抑制粗大的夹杂物的生成，因此，耐电阻焊接裂纹性和耐延迟断裂特性提高。为了表现出这样的效果，优选各自添加0.0005％以上。
另一方面，过度的添加引起夹杂物的增加，使耐电阻焊接裂纹性和耐延迟断裂特性劣化，因
此，各自的添加量优选设定为0.005％以下。在此，REM是包括Sc、Y和镧系元素的元素。

[0079] V：0.15％以下

[0080] V是通过形成微细的碳氮化物而有助于强度提高的元素。为了得到这样的效果，优选含有0.01％以上的V。另一方面，大量的V添加导致电阻焊接时的韧性降低，耐电阻焊接裂
纹性和耐延迟断裂特性劣化，因此，V添加量优选设定为0.15％以下。更优选为0.10％以下。

[0081] Cu：0.50％以下

[0082] Cu不仅通过固溶强化而有助于高强度化，而且使耐腐蚀性提高，因而能够改善耐延迟断裂特性，因此，可以根据需要添加。为了发挥这些效果，优选含有0.05％以上的Cu。另
一方面，即使含有超过0.50％的Cu，效果也饱和，并且容易产生因Cu引起的表面缺陷，因此，
Cu含量优选设定为0.50％以下。

[0083] Ni：0.50％以下

[0084] Ni也与Cu同样使耐腐蚀性提高，因而能够改善耐延迟断裂特性，因此，可以根据需要添加。另外，与Cu同时添加时，具有抑制由Cu引起的表面缺陷的效果，因此，在添加Cu时是
有效的。为了发挥这些效果，优选含有0.05％以上的Ni。但是，大量的Ni添加导致电阻焊接
时的韧性降低，耐电阻焊接裂纹性劣化，因此，Ni含量优选设定为0.50％以下。

[0085] Sn：0.50％以下

[0086] Sn也与Cu、Ni同样使耐腐蚀性提高，因而能够改善耐延迟断裂特性，因此，可以根据需要添加。为了发挥这些效果，优选含有0.05％以上的Sn。但是，大量的Sn添加导致电阻
焊接时的韧性降低，耐电阻焊接裂纹性劣化，因此，Sn含量优选设定为0.50％以下。

[0087] Zn：0.10％以下

[0088] Zn是提高热压时的淬透性、因此有助于热压后的马氏体的形成、即高强度化的元素。为了发挥这些效果，优选含有0.005％以上的Zn。但是，大量的Zn添加导致电阻焊接时的
韧性降低，耐电阻焊接裂纹性和耐延迟断裂特性劣化，因此，Zn含量优选设定为0.10％以
下。

[0089] Co：0.10％以下

[0090] Co也与Cu、Ni同样使氢超电压提高而使耐腐蚀性提高，因而能够改善耐延迟断裂特性，因此，可以根据需要添加。为了发挥这些效果，优选含有0.005％以上的Co。但是，大量
的Co添加导致电阻焊接时的韧性降低，耐电阻焊接裂纹性和耐延迟断裂特性劣化，因此，Co
含量优选设定为0.10％以下。

[0091] Zr：0.10％以下

[0092] Zr也与Cu、Ni同样使耐腐蚀性提高，因而能够改善耐延迟断裂特性，因此，可以根据需要添加。为了发挥这些效果，优选含有0.005％以上的Zr。但是，大量的Zr添加导致电阻
焊接时的韧性降低，耐电阻焊接裂纹性和耐延迟断裂特性劣化，因此，Zr含量优选设定为
0.10％以下。

[0093] Ta：0.10％以下

[0094] Ta与Ti同样生成合金碳化物、合金氮化物而有助于高强度化。为了得到该效果，优选添加0.005％以上。另一方面，即使过量添加Ta，其添加效果也饱和，而且合金成本也增
加。因此，其添加量优选设定为0.10％以下。

[0095] W：0.10％以下

[0096] W也与Cu、Ni同样使耐腐蚀性提高，因而能够改善耐延迟断裂特性，因此，可以根据需要添加。为了发挥这些效果，优选含有0.005％以上的W。但是，大量的W添加导致电阻焊接
时的韧性降低，耐电阻焊接裂纹性降低，因此，W含量优选设定为0.10％以下。

[0097] 上述以外的余量设定为Fe和不可避免的杂质。

[0098] 接着，对本发明的热压构件和热压用冷轧钢板的显微组织详细地进行说明。

[0099] [热压构件的显微组织]

[0100] 热压构件的显微组织设定为如下所述的显微组织：原奥氏体的平均结晶粒径为7μm以下，并且马氏体的体积率为90％以上，在沿板厚方向距构件表面100μm以内的范围内，粒
2
径小于0.08μm的Nb系析出物在构件的与厚度方向平行的截面每100μm 中平均存在5个以
上。

[0101] 在热压后原奥氏体的平均结晶粒径超过7μm时，电阻焊接后的韧性降低，因此，耐电阻焊接裂纹性劣化。因此，原奥氏体的平均结晶粒径设定为7μm以下。优选为6.5μm以下。

[0102] 另外，马氏体的体积率小于90％时，无法得到期望的拉伸强度。因此，马氏体的体积率设定为90％以上。

[0103] 在沿板厚方向从热压后的构件表面到100μm的范围内，粒径小于0.08μm的Nb系析2
出物在构件的与厚度方向平行的截面每100μm 中平均少于5个时，在电阻焊接中在逆相变
为奥氏体单相的过程中，奥氏体晶粒粗大化，Zn侵入到奥氏体晶界而施加拉应力时的韧性
劣化，因此，耐电阻焊接裂纹性降低。另外，作为氢捕获位点的功能也变得不充分，电阻焊接
后的耐延迟断裂特性也降低。需要说明的是，对于进行测定的构件的与厚度方向平行的截
面，没有特别限制，任一截面均可。

[0104] 需要说明的是，本发明中所述的Nb系析出物例如为NbC、NbN、Nb(C,N)等。

[0105] 另外，通过在构件的表层存在厚度为0.5μm以上的Ni扩散区域，耐电阻焊接裂纹性和耐延迟断裂特性提高。因此，设定成在热压后的构件表层存在厚度为0.5μm以上的Ni扩散
区域。

[0106] [热压用冷轧钢板的显微组织]

[0107] 为了得到作为热压构件所期望的特性，控制热压用冷轧钢板的显微组织很重要。即，作为热压用冷轧钢板的显微组织，含有以体积率计为20％以上的晶粒的平均长径比为
2.5以下的铁素体，还含有以体积率计为10％以上的平均结晶粒径为6μm以内的马氏体，在
沿板厚方向距钢板表面100μm以内的范围内，含有在钢板的与板厚方向平行的截面每100μ
2
m中平均为10个以上的粒径小于0.08μm的Nb系析出物。

[0108] 在热压用冷轧钢板中，铁素体晶粒的平均长径比超过2.5时，热压后不能确保期望的原奥氏体结晶粒径，因此，耐电阻焊接裂纹性和耐延迟断裂特性降低。铁素体的体积率小
于20％时，热压时的逆相变所引起的再结晶变得不充分，热压后也无法得到期望的原奥氏
体结晶粒径，因此，耐电阻焊接裂纹性和耐延迟断裂特性降低。

[0109] 另外，马氏体的平均结晶粒径超过6μm时，热压后不能确保期望的原奥氏体结晶粒径，因此，耐电阻焊接裂纹性和耐延迟断裂特性降低。马氏体的体积率小于10％的情况下，
也同样地在热压后不能确保期望的原奥氏体粒径，因此，耐电阻焊接裂纹性和耐延迟断裂
特性降低。

[0110] 此外，在沿板厚方向从钢板表面到100μm的范围内，粒径小于0.08μm的Nb系析出物2
在钢板的与板厚方向平行的截面每100μm中平均少于10个时，热压后难以在沿板厚方向从
2
构件表面到100μm的范围内确保在构件的与板厚方向平行的截面每100μm 中平均为5个以
上的粒径小于0.08μm的Nb系析出物，因此，耐电阻焊接裂纹性和耐延迟断裂特性劣化。需要
说明的是，对于进行测定的钢板的与板厚方向平行的截面没有特别限制，可以是所谓的C截
面也可以是L截面。

[0111] 接着，对本发明的热压用冷轧钢板和热压构件的镀层详细地进行说明。

[0112] [热压用冷轧钢板的镀层]

[0113] 本发明中赋予在热压用冷轧钢板的表面的镀层为Ni系镀层。通过对热压用冷轧钢板的表面赋予该镀层，热压后在构件的表层存在Ni扩散层，由此，热压构件的耐电阻焊接裂
纹性和耐延迟断裂特性提高。

[0114] 作为Ni系镀层，只要含有Ni，则可以是热镀层也可以是电镀层。例如例示通过热镀法形成的热镀Zn层、将其合金化而成的合金化热镀Zn层、热镀Al层、在通过电镀法形成的电
镀Zn层等中含有Ni的镀层等。此外，可以列举电镀Zn‑Ni合金层等。

[0115] 但是，Ni系镀层并不限定于上述镀层，也可以是除了作为主要成分的Ni以外还含有Al、Zn、Si、Mg、Fe、Co、Mn、Sn、Pb、Be、B、P、S、Ti、V、W、Mo、Sb、Cd、Nb、Cr、Sr等中的一种或两
种以上的镀层。关于Ni系镀层的形成方法，也没有任何限定，公知的热镀法、电镀法、蒸镀法
等均可以使用。另外，Ni系镀层也可以是在镀覆工序后实施了合金化处理的镀层。

[0116] 在本发明中，特别是在更进一步提高热压构件的耐腐蚀性、或者防止热压成形时的熔融Zn所引起的液体金属脆性裂纹的方面考虑，Ni系镀层更优选为Zn‑Ni合金镀层。

[0117] 为了在热压后在钢板表层存在期望厚度的Ni扩散层，镀层的厚度设定为0.5μm以上的厚度。需要说明的是，镀层厚度的上限没有特别限定，为了避免镀层附着于热压时的模
具上，优选设定为100μm以下。

[0118] [热压构件的镀层]

[0119] 对赋予有Ni系镀层的热压用冷轧钢板进行加热后进行热压时，Ni系镀层中所含有的镀层成分的一部分或全部扩散到基底钢板中而生成固溶相、金属间化合物，与此同时，相
反地作为基底钢板成分的Fe扩散到Ni系镀层中而生成固溶相、金属间化合物，在构件的表
层形成Ni扩散区域。

[0120] 在此，该Ni扩散区域的厚度小于0.5μm时，无法得到令人满意的优良的耐电阻焊接裂纹性和耐延迟断裂特性，因此，构件表层中的Ni扩散区域的厚度设定为0.5μm以上。需要
说明的是，该Ni扩散区域的厚度的上限优选设定为20μm。

[0121] 列举一例，对含有Ni的、热镀Zn层、合金化热镀Zn层、电镀Zn层等进行加热时，形成在Fe中固溶有Zn的FeZn固溶相、ZnFe金属间化合物、表层的ZnO层等，与此同时，形成在Fe中
固溶有镀层成分的含有Ni的固溶层、以ZnNi为主体的金属间化合物等。

[0122] 接着，对本发明的热压用冷轧钢板的优选的制造方法进行说明。

[0123] 在本发明中，制造上述冷轧钢板时，首先将具有上述规定的成分组成的钢原材(钢坯)在精轧结束温度为850～1000℃的条件下进行热轧。

[0124] 上述热轧后，以40℃/秒以上的平均冷却速度冷却至500℃以下的卷取温度。

[0125] 接着，对卷取后的热轧钢板进行酸洗后，进行冷轧，然后，实施如下所述的第一退火：加热至850℃以上的温度范围后，冷却至350～450℃的温度范围，在该温度范围内保持
300秒以上后冷却至室温。

[0126] 接着，实施如下所述的第二热处理：以3～30℃/秒的平均加热速度加热至720～820℃的温度范围，在该温度范围内保持15秒以上后，以5℃/秒以上的平均冷却速度冷却至
600℃以下的冷却停止温度范围。

[0127] 然后，对钢板表面实施Ni系镀覆处理。

[0128] 以下，按照各工序对上述制造工序详细地进行说明。

[0129] [加热工序]

[0130] 作为原材的钢坯优选在铸造后不进行再加热而在1150～1270℃下开始热轧、或者再加热到1150～1270℃后开始热轧。热轧的优选条件是首先在1150～1270℃的热轧开始温
度下对钢坯进行热轧。

[0131] 在本发明中，制造钢坯后，除了暂时冷却至室温、然后进行再加热的现有方法以外，不进行冷却而以温片的状态装入加热炉中、或者进行保温后立即进行轧制、或者铸造后
直接进行轧制的直送轧制/直接轧制等节能工艺也可以毫无问题地应用。

[0132] [热轧工序]

[0133] ·精轧结束温度：850～1000℃

[0134] 为了通过钢板的显微组织的均匀化、材质的各向异性减小而提高耐电阻焊接裂纹性，需要在奥氏体单相区结束热轧，因此，精轧结束温度设定为850℃以上。另一方面，精轧
结束温度超过1000℃时，热轧组织粗大化，退火后的耐电阻焊接裂纹性和耐延迟断裂特性
降低，因此，精轧结束温度设定为1000℃以下。

[0135] 对于热轧中的压下率没有特别限制，按照常规方法以90％以上的压下率进行即可。

[0136] ·冷却工序：以40℃/秒以上的平均冷却速度冷却至500℃以下

[0137] 在热轧结束后的冷却过程中奥氏体发生铁素体相变，但在高温下铁素体粗大化，因此，通过在热轧结束后进行骤冷，使显微组织尽可能地均质化，同时抑制Nb系析出物的生
成。因此，以40℃/秒以上的平均冷却速度冷却至500℃以下。该平均冷却速度小于40℃/秒
时，铁素体粗大化，因此，热轧钢板的显微组织变得不均质，导致耐电阻焊接裂纹性和耐延
迟断裂特性的降低。另一方面，冷却停止温度超过500℃时，生成粗大的Nb系析出物，热压后
无法得到期望的Nb系析出物的个数密度。需要说明的是，该平均冷却速度的上限优选设定
为约200℃/秒。

[0138] [卷取工序]

[0139] ·卷取温度：500℃以下

[0140] 卷取温度超过500℃时，在热轧钢板的显微组织内生成粗大的Nb系析出物，热压后无法得到期望的Nb系析出物的个数密度，因此，耐电阻焊接裂纹性和耐延迟断裂特性降低。
为了避免上述情况，在成为贝氏体单相的温度范围内进行卷取很重要。因此，在本发明中，
卷取温度的上限设定为500℃。优选为480℃以下。需要说明的是，关于卷取温度的下限，没
有特别规定，但卷取温度过低时，过量生成硬质的马氏体，冷轧负荷增大，因此，优选为300
℃以上。

[0141] [酸洗工序]

[0142] 热轧工序后，实施酸洗，除去热轧板表层的氧化皮。该酸洗处理没有特别限定，按照常规方法实施即可。

[0143] [冷轧工序]

[0144] 进行轧制成规定板厚的冷轧板的冷轧工序。该冷轧工序没有特别限定，按照常规方法实施即可。

[0145] [退火工序]

[0146] 该退火工序是为了使冷轧后的再结晶进行、并且控制热压后的Nb系析出物、使钢板的显微组织微细化而实施的。为此，需要分成第一退火和第二退火这两次来实施退火。

[0147] 作为第一退火，加热至850℃以上的温度范围后，冷却至350～450℃的温度范围，在该温度范围内保持300秒以上后，冷却至室温。

[0148] 接着，作为第二退火，以3～30℃/秒的平均加热速度加热至720～820℃的温度范围，在该温度范围内保持15秒以上后，以5℃/秒以上的平均冷却速度冷却至600℃以下的冷
却停止温度范围。

[0149] [第一退火工序]

[0150] ·加热温度：850℃以上

[0151] 在第一退火工序中，首先形成贝氏体单相很重要，由此，在第二退火工序中钢板的显微组织晶粒微细化。为了在第一退火工序中形成贝氏体单相，需要暂时形成奥氏体单相，
因此，加热温度设定为850℃以上。加热温度低于850℃时，生成铁素体，从而不优选。

[0152] ·冷却温度：350～450℃、保持时间：300秒以上

[0153] 上述加热后冷却至350～450℃的温度范围。冷却速度没有特别限定，但为了抑制生成铁素体、珠光体，优选设定为2℃/秒以上。

[0154] 然后，在350～450℃的温度范围内保持300秒以上。保持温度低于350℃或者保持少于300秒时，过量生成马氏体，钢板的显微组织晶粒的微细化效果减小，因此，热压后不能
确保期望的原奥氏体粒径。另一方面，保持温度超过450℃时，过量生成珠光体，因此，热压
后仍不能确保期望的原奥氏体粒径。需要说明的是，保持时间的上限没有特别限定，优选为
1800秒以内。

[0155] [第二退火工序]

[0156] ·平均加热速度：3～30℃/秒

[0157] 通过控制第二退火工序中的加热速度，能够使退火后的晶粒微细化。如果快速地进行加热，则再结晶难以进行，因此，平均加热速度的上限设定为30℃/秒。另一方面，平均
加热速度过小时，铁素体、马氏体粗大化而无法得到规定的平均粒径，因此，平均升温速度
的下限设定为3℃/秒。优选为5℃/秒以上。

[0158] ·均热温度：720～820℃、保持时间：15秒以上

[0159] 均热温度设定为作为铁素体与奥氏体的双相区的温度范围。该均热温度低于720℃时，铁素体的百分率增多，无法得到期望的马氏体的体积率，因此，均热温度的下限设定
为720℃。优选为740℃以上。另一方面，均热温度过高时，晶粒粗大化，而且Nb系析出物也粗
大化，因此，均热温度的上限设定为820℃。优选为800℃以下。

[0160] 在上述均热温度范围内，为了再结晶的进行和使一部分发生奥氏体相变，保持时间需要为15秒以上。需要说明的是，上限没有特别限定，优选为600秒以内。

[0161] ·平均冷却速度：5℃/秒以上、冷却停止温度范围：600℃以下

[0162] 上述均热处理(退火处理)后，需要以5℃/秒以上的平均冷却速度从均热温度冷却至600℃以下的温度范围(冷却停止温度)。平均冷却速度小于5℃/秒时，在冷却中铁素体相
变进行，冷轧钢板的马氏体的体积率减少，Nb系析出物粗大化，因此，难以确保耐电阻焊接
裂纹性和耐延迟断裂特性。需要说明的是，对于该平均冷却速度的上限，没有特别规定，但
是，从设备上的观点和成本方面出发，优选为30℃/秒以下。

[0163] 另外，冷却停止温度超过600℃的情况下，过量生成珠光体，无法得到钢板的显微组织中的规定的体积率，因此，耐延迟断裂特性降低。需要说明的是，冷却停止温度的下限
优选设定为300℃。

[0164] [镀覆工序]

[0165] 本发明的热压用冷轧钢板实施用于形成Ni系镀层的镀覆工序。

[0166] 镀覆工序没有任何限定，公知的热镀法、电镀法、蒸镀法等均能够应用。另外，镀覆工序后也可以实施合金化处理。

[0167] 作为Ni系镀层，只要含有Ni，则任一种都适合，特别优选Zn‑Ni合金镀层。

[0168] 需要说明的是，可以对冷轧钢板实施平整轧制。此时的优选伸长率为0.05～2.0％。

[0169] 接着，针对对所得到的冷轧钢板实施的热压进行说明。

[0170] 热压的方法和条件没有任何限定，公知的热压方法都能够应用。以下示出一例，但并非限定于此。

[0171] 例如，使用电炉、燃气炉、通电加热炉、远红外线加热炉等将作为原材的热压用冷轧钢板加热至Ac3相变点～1000℃的温度范围，在该温度范围内保持0～600秒钟后，将钢板
输送至压机，在550～800℃的范围内进行热压即可。对热压用冷轧钢板进行加热时的升温
速度设定为3～200℃/秒即可。

[0172] 在此，Ac3相变点可以通过下式求出。

[0173] Ac3相变点(℃)＝881‑206C+53Si‑15Mn‑20Ni‑1Cr‑27Cu+41Mo

[0174] 其中，式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)，不含有元素的情况下以0进行计算。

[0175] 实施例

[0176] 以下，对本发明的实施例进行说明。

[0177] 需要说明的是，本发明本来就不受以下所述的实施例限制，也可以在可符合本发明的宗旨的范围内适当地进行变更来实施，它们均包含在本发明的技术范围内。

[0178] 将表1所示的成分组成的钢熔炼，进行铸造而制成钢坯后，加热至1250℃后，在使精轧结束温度(FDT)如表2所示的条件下进行热轧。接着，将热轧钢板以表2所示的第一平均
冷却速度(冷却速度1)冷却至卷取温度(CT)，卷取成卷材。

[0179] 接着，对所得到的热轧板进行酸洗后，以50％的压下率实施冷轧，制成冷轧板(板厚：1.4mm)。

[0180] 接着，对这样得到的冷轧钢板在连续退火生产线(CAL)或连续热镀生产线(CGL)中在表2所示的条件下进行第一和第二退火处理，关于从CGL通过后的钢板，得到含有Ni的热
镀锌钢板(GI)。需要说明的是，关于从CGL通过后的钢板的一部分，实施含Ni的热镀锌处理
后，进一步在550℃下进行合金化处理，得到含Ni的合金化热镀锌钢板(GA)。另外，实施含Ni
的热镀铝处理，得到热镀铝钢板(AS)。此外，将一部分在CAL中进行退火，然后在电镀锌生产
线(EGL)中得到电镀锌镍钢板(EZN)。表2中示出上述镀层的厚度。

[0181] 需要说明的是，为了比较，对于一部分试样，在冷轧后没有进行两阶段的退火处理，按照常规方法，退火处理设定为仅一次。

[0182] 接着，对于所得到的冷轧钢板(包括镀覆钢板)，在表3所示的条件下实施热压。

[0183] 热压中所使用的模具的冲头宽度为70mm、冲头肩R为4mm、冲模肩R为4mm，且成形深度为30mm。针对冷轧钢板的加热根据加热速度而使用红外线加热炉或气氛加热炉中的任一
种，在大气中进行。另外，冲压后的冷却通过将钢板在冲头‑冲模间的夹入与在解除夹入后
的冲模上的空冷组合来进行，从冲压(开始)温度冷却至150℃。此时，通过使将冲头保持在
下止点的时间在1～60秒的范围内改变来调整冷却速度。

[0184] 从这样得到的热压构件的帽底部的位置裁取JIS 5号拉伸试验片，依据JIS Z 2241进行拉伸试验，测定拉伸强度(TS)。

[0185] 关于电阻焊接裂纹的试验，使用从所得到的热压构件的帽底部切割成50mm×150mm的试验片实施电阻焊接(点焊)。作为进行焊接的板组，使用将该热压构件与980MPa级
合金化热镀锌钢板重叠而成的板组。关于焊接机，针对将两张钢板重叠而成的板组，使用安
装于焊枪的伺服电机加压式且单相交流(50Hz)的电阻焊接机在将板组倾斜4°的状态下实
施电阻点焊。焊接条件是将加压力设定为5.0kN，保持时间设定为0.36秒。焊接电流和焊接
时间以使熔核直径达到6.0mm的方式进行调整。焊接后，将试验片对半切开，利用光学显微
镜对与厚度方向平行的截面进行观察，将没有发现0.15mm以上的裂纹的试样设定为耐电阻
焊接裂纹性良好(○)，将发现了0.15mm以上的裂纹的试样设定为耐电阻焊接裂纹性差
(×)。

[0186] 对于电阻焊接后的耐延迟断裂特性，如下所述进行调查。使用两张从所得到的热压构件的帽底部切割成50mm×150mm的试验片，利用试验片的端部夹住50mm×50mm的尺寸
的钢板(间隔物、板厚为0.5mm)后，通过电阻焊接暂时固定间隔物，对试验片的中央部进行
电阻焊接。即，关于焊接机，针对将两张钢板重叠而成的板组，使用安装于焊枪的伺服电机
加压式且单相交流(50Hz)的电阻焊接机，在板组为水平的状态下实施电阻点焊。焊接条件
是将加压力设定为5.0kN，保持时间设定为0.36秒。焊接电流和焊接时间以使熔核直径达到
6.0mm的方式进行调整。焊接后，使试验片在pH＝3的盐酸中浸渍96小时后，将试验片对半切
开，利用光学显微镜对与厚度方向平行的截面进行观察，在熔核内部没有确认到裂纹的情
况下将耐延迟断裂特性设定为良好(○)，在确认到裂纹的情况下将耐延迟断裂特性设定为
差(×)。

[0187] 关于退火后的冷轧钢板和热压后的构件的马氏体的体积率，对钢板的与轧制方向平行且与厚度方向平行的截面进行研磨后，利用3体积％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，使用SEM
(扫描电子显微镜)以5000倍的倍率进行观察，通过点计数法(依据ASTM E562‑83(1988))测
定面积率，将该面积率作为体积率。

[0188] 关于Nb系析出物的粒径，针对与厚度方向平行的截面，使用TEM(透射电子显微镜)以50000倍的倍率观察10处0.5μm×0.5μm的视野范围，使用Media Cybernetics公司的
Image‑Pro，将下限设定为0.005μm，算出其等效圆直径，由此求出粒径。关于粒径小于0.08μ
m的Nb系析出物的个数，使用TEM(透射电子显微镜)以50000倍的倍率观察10处0.5μm×0.5μ
m的视野范围，求出10处的平均个数密度。在该方法中，如果是粒径为0.005μm以上的Nb系析
出物就可以计数。

[0189] 热压构件中的原奥氏体的平均结晶粒径如下求出。即，对构件的与厚度方向平行的截面进行研磨后，利用3体积％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，使用SEM(扫描电子显微镜)以
3000倍的倍率进行观察，使用Media Cybernetics公司的Image‑Pro，算出原奥氏体晶粒的
等效圆直径，将这些值平均而求出。

[0190] 热压构件的表层中的Ni扩散区域的厚度如下求出。即，对热压后的构件的与厚度方向平行的截面进行研磨后，使用EPMA(电子束微分析仪)，针对表层进行Fe和Ni的元素分
布绘图，将检测出Fe和Ni这两者的部位作为Ni扩散区域，求出其长度(厚度)的平均。

[0191] 退火后的冷轧钢板中的马氏体的体积率和马氏体的平均结晶粒径以及铁素体的体积率和铁素体晶粒的平均长径比如下求出。

[0192] 关于退火后的冷轧钢板的铁素体、马氏体的体积率，对钢板的与轧制方向平行且与厚度方向平行的截面进行研磨后，利用3体积％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，使用SEM(扫描电
子显微镜)以5000倍的倍率进行观察，通过点计数法(依据ASTM E562‑83(1988))测定面积
率，将该面积率作为体积率。关于马氏体的平均结晶粒径，使用Media Cybernetics公司的
Image‑Pro，从钢板的显微组织照片(以5000倍的倍率拍摄10处20μm×20μm的视野范围而得
到的照片)中截取预先识别出各个马氏体晶粒的照片，由此可以算出各相的面积，算出其等
效圆直径，将这些值进行平均而求出。关于铁素体的长径比，基于上述照片求出各晶粒中的
长径比(长径/短径)，将它们进行平均而求出。

[0193] 将这样得到的冷轧钢板和热压构件的显微组织示于表4中。另外，将热压构件的拉伸特性、耐电阻焊接裂纹性和电阻焊接后的耐延迟断裂特性的测定结果示于表5中。

[0194]

[0195]

[0196]

[0197] [表3‑1]

[0198] 表3‑1

[0199]

[0200] [表3‑2]

[0201] 表3‑2

[0202]

[0203]

[0204]

[0205] [表5‑1]

[0206] 表5‑1

[0207]

[0208] [表5‑2]

[0209] 表5‑2

[0210]

[0211] 下划线部分：本发明范围外

[0212] 如表5所示，成分组成和热压后的构件的显微组织满足本发明的适当范围的发明例均能够得到高的拉伸强度是不用说的，还均能够一并得到优良的耐电阻焊接裂纹性和电
阻焊接后的耐延迟断裂特性。