本發(fā)明涉及熱壓成型品及其制造方法，特別涉及下述熱壓成型品的制造方法，所述制造方法為將已預(yù)先加熱的表面處理鋼板沖壓成形時，在賦予形狀的同時進(jìn)行淬火，從而可得到規(guī)定強度(拉伸強度：1180MPa級以上)的熱壓成型品的制造方法。

此外，本發(fā)明涉及按照上述的熱壓成型品的制造方法制造的熱壓成型品。

背景技術(shù)：

近年來，開始要求汽車部件的高強度化、薄壁化。因此，正在推進(jìn)汽車部件中使用的鋼板的高強度化，然而隨著高強度化，沖壓加工性下降，難以將鋼板加工成期望的部件形狀。

作為解決上述問題的技術(shù)，已知有如下技術(shù)：使用模具將加熱至高溫的原材料鋼板熱壓成形為期望的形狀，同時在模具內(nèi)進(jìn)行散熱淬火，從而使熱壓成形后得到的構(gòu)件高強度化。

例如在專利文獻(xiàn)1中提出了如下技術(shù)：在對加熱至900℃左右的奧氏體單相區(qū)的坯板(鋼板)實施熱壓成形而制造規(guī)定形狀的構(gòu)件時，熱壓成形的同時在模具內(nèi)進(jìn)行淬火，由此實現(xiàn)構(gòu)件的高強度化。

然而，專利文獻(xiàn)1中提出的技術(shù)存在如下問題：在沖壓成形前將鋼板加熱至900℃左右的高溫時，在鋼板表面生成氧化皮(oxided scale)(鐵氧化物)，該氧化層在熱壓成形時發(fā)生剝離而使模具損傷、或者使熱壓成形后的構(gòu)件表面損傷。此外，在構(gòu)件表面殘留的氧化層還導(dǎo)致外觀不良、涂裝粘附性下降。因此，通常進(jìn)行酸洗、噴丸等處理來除去構(gòu)件表面的氧化層，但這些處理會導(dǎo)致生產(chǎn)率的降低。另外，汽車的懸架構(gòu)件、車身結(jié)構(gòu)構(gòu)件等也需要優(yōu)良的耐腐蝕性，但對于專利文獻(xiàn)1中提出的技術(shù)而言，在原材料鋼板上沒有設(shè)置鍍層等防銹被膜。因此，按照該技術(shù)而得到的熱壓成形構(gòu)件的耐腐蝕性不充分。

由于上述的理由，期望下述的熱壓成形技術(shù)：在熱壓成形前的加熱時可抑制氧化層的生成、同時可使熱壓成形后的構(gòu)件的耐腐蝕性提高。針對上述期望，提出了在表面設(shè)置有鍍層等被膜的表面處理鋼板或使用了表面處理鋼板的熱壓成形方法。

例如，在專利文獻(xiàn)2中提出了如下技術(shù)：將被Zn(鋅)或Zn基合金鍍覆的鋼板加熱至700～1200℃，然后進(jìn)行熱壓成形，由此制成在表面具備Zn-Fe基化合物或Zn-Fe-Al基化合物的熱壓成形構(gòu)件。此外，在專利文獻(xiàn)2中記載了：通過使用被Zn或Zn基合金鍍覆的鋼板，能夠在熱壓成形前的加熱時抑制成為問題的鋼板表面的氧化，而且可以得到耐腐蝕性優(yōu)異的熱壓成形構(gòu)件。

利用專利文獻(xiàn)2中提出的技術(shù)，熱壓成形構(gòu)件表面的氧化皮的生成在一定程度上被抑制。但是，有時會引起因鍍層中的Zn導(dǎo)致的液態(tài)金屬脆化裂紋，有時會在熱壓成形構(gòu)件的表層部產(chǎn)生深度100μm左右的裂紋。若產(chǎn)生這樣的裂紋，則會引起熱壓成形構(gòu)件的耐疲勞特性下降等各種問題。

針對這樣的問題，在專利文獻(xiàn)3中提出了下述方法：將上述表面處理鋼板(在基體鋼板表面形成有Zn-Fe系鍍層的表面處理鋼板)加熱至基體鋼板的Ac₁相變點以上950℃以下的溫度，將表面處理鋼板冷卻至鍍層的凝固點以下的溫度后，開始沖壓成形。并且，專利文獻(xiàn)3中記載了：將表面處理鋼板冷卻至鍍層的凝固點以下的溫度后開始沖壓成形，由此可抑制液態(tài)金屬脆化裂紋。

現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)1：英國專利第1490535號公報

專利文獻(xiàn)2：日本專利第3663145號

專利文獻(xiàn)3：日本特開2013-91099號公報

技術(shù)實現(xiàn)要素：

發(fā)明要解決的課題

認(rèn)為若利用專利文獻(xiàn)3中提出的技術(shù)，則可抑制液態(tài)金屬脆化裂紋，即可抑制產(chǎn)生于熱壓成形構(gòu)件的表面、從鍍層-基體鋼板(鋼基)界面向基體鋼板內(nèi)部方向的深度為100μm左右、在裂紋部的界面可檢出Zn的裂紋(以下，稱為“宏觀裂紋(macro-cracks)”)。

針對這樣的宏觀裂紋的抑制，本申請發(fā)明人研究了使用Zn中含有9～25％左右的Ni的Zn-Ni合金鍍層作為高熔點的鍍層。對于Zn-Ni合金鍍層的耐腐蝕性確保而言，必須使Zn-Ni合金為γ相，Zn-Ni合金的平衡狀態(tài)圖中存在的γ相熔點與通常的Zn系鍍層相比非常高、為860℃以上，從而即使是通常的沖壓條件也可抑制宏觀裂紋的產(chǎn)生。

然而，已知在熱壓成形構(gòu)件的表面，產(chǎn)生的不是上述的宏觀裂紋，而是從鍍層-基體鋼板界面向基體鋼板內(nèi)部方向的深度為約30μm以下、在裂紋部的界面不能檢出Zn的微小裂紋。該微小裂紋稱為微裂紋(micro-cracks)，其貫通鍍層-基體鋼板界面并到達(dá)至基體鋼板的內(nèi)部，對熱壓成形構(gòu)件的諸特性(耐疲勞特性等)造成不良影響。

在例如將帽形截面構(gòu)件沖壓成形時在沖模肩圓弧部的沖頭接觸側(cè)這樣的僅產(chǎn)生拉伸變形的部分也會產(chǎn)生宏觀裂紋。而另一方面，微裂紋在這樣的部分中不產(chǎn)生，在縱壁部的沖模接觸側(cè)那樣的(彎曲)壓縮后(彎曲恢復(fù))受到拉伸變形的地方產(chǎn)生。因此，推測對于宏觀裂紋和微裂紋而言，其產(chǎn)生的機制不同。

從這個方面考慮，對于專利文獻(xiàn)3的技術(shù)而言，針對形成有Zn-Fe系鍍層的表面處理鋼板，可抑制宏觀裂紋的產(chǎn)生，但是針對形成有Zn-Ni鍍層的表面處理鋼板中的微裂紋還沒有任何考慮，不能說對微裂紋產(chǎn)生抑制一定有效。

此外，專利文獻(xiàn)3中提出的技術(shù)中，提出以將表面處理鋼板整體冷卻至鍍層的凝固點以下的溫度的狀態(tài)進(jìn)行沖壓成形，但并未示出開始沖壓成形的溫度的下限值。因此，可能因沖壓成形溫度的降低而引起沖壓成形時的鋼板的強度上升，存在形狀凍結(jié)性(shape fixability)(回彈等微小、可維持在成形下止點的形狀的性質(zhì))下降，從而易引起回彈(spring back)的問題。

本發(fā)明是為了解決所述問題而完成的，其目的在于提供下述的熱壓成型品的制造方法：對形成有Zn-Ni系鍍層的表面處理鋼板實施熱壓而制造熱壓成型品時，抑制熱壓成形時的形狀凍結(jié)性的下降，同時抑制微裂紋的產(chǎn)生。此外，本發(fā)明目的在于提供按照上述的熱壓成型品的制造方法而制造的熱壓成型品。

用于解決課題的手段

本申請發(fā)明人首先對抑制將Zn系鍍敷鋼板熱壓成形時成為問題的微裂紋(微小裂紋)的方法進(jìn)行了研究。

微裂紋的生成機制還不明確，但通過以鍍層凝固點以下的高溫將Zn系的鍍敷鋼板沖壓成形，會在鍍敷鋼板的表面產(chǎn)生微小裂紋。此外，即時在將Zn-Ni鍍敷鋼板沖壓成形的情況下，也產(chǎn)生同樣的微小裂紋。并且，該微小裂紋為從鍍層-基體鋼板界面的深度為30μm左右的微小的裂紋，其貫通鍍層-基體鋼板界面到達(dá)基體鋼板內(nèi)部。

針對上述的問題，本申請發(fā)明人進(jìn)行了各種研究的結(jié)果發(fā)現(xiàn)：通過降低熱壓成形時的鋼板溫度可抑制微裂紋。另外，還得到了下述效果：通過上述那樣的沖壓成形時的鋼板溫度的降低，大幅地降低了現(xiàn)有的熱壓用鍍敷鋼板中成為問題的對模具的鍍層附著量。

然而，若降低沖壓成形時的鋼板溫度，則由于鋼板的強度上升，因此引起形狀凍結(jié)性的下降，不能發(fā)揮熱壓成形時的優(yōu)點。

因此，本申請發(fā)明人想到是否可以：在沖壓成形時，僅將承受會產(chǎn)生微裂紋的加工的部分進(jìn)行冷卻，然后熱壓成形。并且，對產(chǎn)生上述微裂紋的加工是怎樣的加工、承受該加工的部分是怎樣的部分進(jìn)行了研究。

首先，對產(chǎn)生微裂紋的加工進(jìn)行研究時，反復(fù)研究了加工形變對微裂紋的產(chǎn)生帶來的影響。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)：僅拉伸、壓縮變形、彎曲變形時不產(chǎn)生微裂紋，一旦彎曲了的部分被再次拉伸，就在受到彎曲-彎曲恢復(fù)變形的部分產(chǎn)生微裂紋。

從這個方面考慮，上述那樣的加工有限定為特定部位的情形，也有根據(jù)成型品的形狀、承受產(chǎn)生微裂紋的加工的部位廣泛遍及鋼板的情形。

因此，對不限定作為被加工構(gòu)件的鋼板的特定部位就能抑制微裂紋的產(chǎn)生的方法進(jìn)行了研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)：通過用與表面處理鋼板的接觸面為平面的冷卻用模具夾持已加熱的表面處理鋼板，以100℃/s以上的冷卻速度將表面處理鋼板冷卻至550℃以下410℃以上的溫度，另外在冷卻后5秒以內(nèi)且表面處理鋼板的溫度為550℃以下400℃以上的范圍內(nèi)，使用沖壓成形模具，開始表面處理鋼板的沖壓成形，由此在最終得到的沖壓成型品的表里面整個面范圍抑制微裂紋的產(chǎn)生，同時也可抑制形狀精度不良。

認(rèn)為關(guān)于可通過冷卻用模具的冷卻來抑制形狀精度不良的理由如下所述。

即，作為帽型構(gòu)件的代表性的形狀精度不良，可舉出夾持彎曲的脊線的2個面所成的夾角相對于模具角度而變大的角度變化、和縱壁部的平面變成具有曲率的面的壁面翹曲。這些均是由板厚方向的應(yīng)力分布差產(chǎn)生的，加工時的鋼板的流動應(yīng)力越高，應(yīng)力分布差越擴大，形狀精度下降。即，熱壓成形中，沖壓成形溫度越低，鋼板的沖壓成形時的流動應(yīng)力越高，形狀精度下降。雖然考慮了冷卻導(dǎo)致的沖壓成形時的鋼板的溫度降低、形狀精度下降，但通過以100℃/s以上的冷卻速度冷卻至550℃以下410℃以上的溫度，在冷卻后5秒以內(nèi)且鋼板溫度為550℃以下400℃以上的范圍內(nèi)開始沖壓成形，則幾乎沒有發(fā)現(xiàn)形狀精度的下降。

認(rèn)為其理由如下所述：利用冷卻用模具將加熱后的鋼板急冷，并在鋼板溫度為550℃以下400℃以上的范圍內(nèi)進(jìn)行沖壓成形時，沖壓成形時的鋼板組織為奧氏體，沖壓成形后奧氏體相變成馬氏體，從而沖壓成形時施加的應(yīng)力被緩和。

另一方面，認(rèn)為：若不將加熱后的鋼板進(jìn)行急冷地使沖壓成形開始溫度降低，則由于在沖壓成形開始前產(chǎn)生鐵素體、貝氏體，因此強度降低的同時產(chǎn)生上述的角度變化。

此外，認(rèn)為：沖壓成形開始時的鋼板溫度低于400℃時，由于沖壓成形開始前已經(jīng)開始馬氏體相變，再加上鋼板強度的增加，因此沖壓成形時施加的應(yīng)力導(dǎo)致產(chǎn)生上述的壁面翹曲。

本發(fā)明是基于如上所述的見解完成的，具體而言具備以下的構(gòu)成。

(1)熱壓成型品的制造方法，所述制造方法為對在基體鋼板的表面形成有Zn-Ni鍍層的表面處理鋼板實施熱壓來制造熱壓成型品的熱壓成型品的制造方法，所述制造方法包括如下工序：

將上述表面處理鋼板加熱至Ac₃相變點以上、1000℃以下的溫度范圍；

利用與上述表面處理鋼板的接觸面為平面的冷卻用模具夾持上述已加熱的表面處理鋼板，由此以100℃/s以上的冷卻速度將上述表面處理鋼板冷卻至550℃以下410℃以上的溫度；

在上述冷卻后5秒以內(nèi)，且上述表面處理鋼板的溫度為550℃以下400℃以上的范圍內(nèi)，使用沖壓成形模具開始上述表面處理鋼板的沖壓成形，得到成形體；

利用上述沖壓成形模具夾持著上述成形體并將其直接保持在成形下止點，對上述成形體進(jìn)行淬火，得到熱壓成型品。

(2)上述1所述的熱壓成型品的制造方法，其中，上述表面處理鋼板中的Zn-Ni鍍層中的Ni含量為9質(zhì)量％以上25質(zhì)量％以下。

(3)熱壓成型品，所述熱壓成型品是利用上述1或2所述的方法制造的。

發(fā)明的效果

由于根據(jù)本發(fā)明，將表面處理鋼板作為原材料，可得到在表里面整個面不產(chǎn)生微裂紋的、成型品的硬度也充分的、沒有大幅度的成形載荷的增加的、也沒有形狀凍結(jié)性的問題的熱壓成型品，因此可使用高強度的表面處理鋼板來制造成為各種制品形狀的汽車部件等。

附圖說明

[圖1]為本發(fā)明的一實施方式涉及的熱壓成型品的制造方法的說明圖。

[圖2]為示出金屬組織與溫度、冷卻時間的關(guān)系的示意圖(其一)。

[圖3]為示出金屬組織與溫度、冷卻時間的關(guān)系的示意圖(其二)。

[圖4]為本發(fā)明的一實施方式中的用于實驗的試驗片的說明圖。

[圖5]為本發(fā)明的一實施方式中的實驗結(jié)果的說明圖，為示出試驗片的溫度變化的曲線圖。

[圖6]為將圖5的橫軸的一部分放大顯示的圖。

[圖7]為示出一實施方式中的實驗結(jié)果的圖，為沖壓成型品的縱壁部的SEM圖像。

[圖8]為示出一實施方式中的實驗結(jié)果的圖，為示出沖壓成形開始溫度與沖壓成形載荷的關(guān)系的圖。

[圖9]為示出一實施方式中的實驗結(jié)果的圖，為示出沖壓成形開始溫度與開口量的關(guān)系的圖。

[圖10]為本發(fā)明的一實施方式中的成形方法的說明圖。

[圖11]為實施例中沖壓成形的沖壓成型品的說明圖。

[圖12]為實施例中進(jìn)行驗證的微裂紋的說明圖。

[圖13]為實施例中進(jìn)行驗證的開口量的說明圖。

具體實施方式

如圖1所示，本發(fā)明的一實施方式涉及的熱壓成型品的制造方法為對在基體鋼板的表面形成有Zn-Ni鍍層的表面處理鋼板1實施熱壓來制造熱壓成型品的熱壓成型品的制造方法，其具備下述工序：加熱工序，其將表面處理鋼板1加熱至Ac₃相變點以上、1000℃以下的溫度范圍(未圖示)；冷卻工序(S1)，其利用與表面處理鋼板1的接觸面為平面的冷卻用模具3夾持已加熱的表面處理鋼板1，由此以100℃/s以上的冷卻速度將表面處理鋼板1冷卻至550℃以下410℃以上的溫度；沖壓成形工序(S2)，其在冷卻后5秒以內(nèi)，且在表面處理鋼板1的溫度為550℃以下400℃以上的范圍內(nèi)，使用沖壓成形模具11開始表面處理鋼板1的沖壓成形，得到成形體1′；淬火工序(S3)，其利用沖壓成形模具11夾持著成形體1′并將其直接保持在成形下止點，對成形體1′進(jìn)行淬火，得到熱壓成型品。

以下，針對熱壓成型品的原材料、加熱工序、冷卻工序(S1)、沖壓成形工序(S2)、淬火工序(S3)詳細(xì)地進(jìn)行說明。

＜熱壓成型品的原材料＞

作為熱壓成型品的原材料，使用在基體鋼板的表面設(shè)置有Zn-Ni鍍層的表面處理鋼板。通過在基體鋼板表面設(shè)置Zn-Ni鍍層，可確保熱壓成形后的構(gòu)件的耐腐蝕性。

在基體鋼板表面形成Zn-Ni鍍層的方法沒有特別限定，可以是熱浸鍍、電鍍等任意的方法。鍍層的附著量優(yōu)選設(shè)定為每單面10g/m²以上90g/m²以下。

此外，優(yōu)選使鍍層中的Ni含量設(shè)定為9質(zhì)量％以上25質(zhì)量％以下。利用電鍍法將Zn-Ni鍍層形成于基體鋼板表面時，通過使鍍層中的Ni含量為9質(zhì)量％以上25質(zhì)量％以下，可形成具有Ni₂Zn₁₁、NiZn₃、Ni₅Zn₂₁中任一種的結(jié)晶結(jié)構(gòu)的γ相。因為該γ相熔點高，因此在熱壓成形前的表面處理鋼板加熱時，在抑制所擔(dān)憂的鍍層的蒸發(fā)方面是有利的。此外，對在高溫的熱壓成形時成為問題的液態(tài)金屬脆化裂紋的抑制也是有利的。

＜加熱工序＞

將表面處理鋼板1加熱至Ac₃相變點以上、1000℃以下的溫度范圍。若表面處理鋼板1的加熱溫度低于Ac₃相變點，則由于加熱時不能得到恰當(dāng)量的奧氏體，且沖壓成形時存在鐵素體，因此熱壓成形后難以得到充分的強度、難以確保良好的形狀凍結(jié)性。另一方面，若表面處理鋼板1的加熱溫度超過1000℃，則由于鍍層的蒸發(fā)或表層部中的氧化物的過度生成，而導(dǎo)致耐氧化性或熱壓成型品的耐腐蝕性下降。因此，加熱溫度為Ac₃相變點以上1000℃以下。更優(yōu)選為(Ac₃相變點+30℃)以上950℃以下。表面處理鋼板1的加熱方法沒有特別限定，可以是利用電爐或感應(yīng)加熱爐、直接通電加熱爐的加熱等任意的方法。

＜冷卻工序＞

冷卻工序(S1)是利用冷卻用模具3夾持已加熱的表面處理鋼板1，以100℃/s以上的冷卻速度將其冷卻至550℃以下410℃以上的溫度的工序。

如圖1所示，冷卻用模具3具有與表面處理鋼板1的接觸面為平面狀的上模具5和下模具7，下模具7中設(shè)置有伸縮式的升降銷(lifter pin)9。加熱后的表面處理鋼板1被載置于升降銷9上，其后通過上模具5和下模具7夾持從而被冷卻。

此外，如圖1所示，用冷卻用模具3夾持已加熱的表面處理鋼板1時，基本上用冷卻用模具3夾持表面處理鋼板1的表里面整個面即可，但針對在制成最終制品前被切邊的部分，也可為該部分從冷卻用模具3露出的方式。由此，即使承受產(chǎn)生微裂紋這樣的加工的部分、即承受彎曲-彎曲恢復(fù)變形的部分廣泛遍及作為被加工材的表面處理鋼板1的情況下，也能在最終得到的沖壓成型品的表里面整個面的范圍抑制微裂紋的產(chǎn)生。

需要說明的是，作為將加熱后的表面處理鋼板1用冷卻用模具3夾持的時機，優(yōu)選為沒有Zn-Ni鍍層附著于模具的危險性的800℃以下，從熱壓成形后的強度確保觀點考慮優(yōu)選為670℃以上。此外，冷卻用模具3可以抵接于表面處理鋼板1的一個側(cè)面來進(jìn)行冷卻。

這里，將冷卻速度設(shè)定為100℃/s以上是為了無需成本上升就能成為馬氏體單相組織從而實現(xiàn)高強度化。

對這一點進(jìn)一步詳細(xì)地進(jìn)行說明。

圖2為示出使用沖壓成形模具將鋼板熱壓成形時的一般的金屬組織與溫度、冷卻時間的關(guān)系的示意圖。圖2(a)示出了沖壓成形開始溫度高的情形，該情況下，沖壓成形開始后，通過對模具的散熱而急冷，變成馬氏體單相組織。

另一方面，如圖2(b)所示，沖壓成形開始溫度低時，沖壓成形開始前生成鐵素體、貝氏體，沖壓成形后的沖壓成型品的強度降低。

這樣，若單獨只降低沖壓成形開始溫度，則變成圖2(b)的方式。

另一方面，如圖3的虛線的曲線所示，本發(fā)明中，通過采用在沖壓成形開始前可急冷的冷卻工序，雖然降低了成形開始溫度，但可形成馬氏體單相組織。

需要說明的是，冷卻速度的上限通常為500℃/s左右。

此外，將該冷卻工序中的冷卻停止溫度設(shè)定為550℃以下是由于：若超過550℃，則冷卻不充分，在熱壓成形后生成微裂紋。優(yōu)選為500℃以下。另一方面，將冷卻停止溫度的下限值設(shè)定為410℃是由于：若低于410℃，則沖壓成形前表面處理鋼板1過度冷卻，沖壓成形后的形狀凍結(jié)性下降。優(yōu)選為430℃以上。

該冷卻工序中的冷卻速度及冷卻停止溫度可通過例如，利用冷卻用模具3來保持表面處理鋼板1的時間來控制(參照圖1)。此外，利用冷卻用模具3夾持表面處理鋼板1導(dǎo)致的表面處理鋼板1的溫度變化可通過下述方式求出：向圖4所示的鋼板中插入的鎧裝熱電偶(sheath type thermocouple)19，測定表面處理鋼板1的溫度，由此求出表面處理鋼板1的溫度變化。圖5為示出該結(jié)果的一個例子的曲線圖，縱軸表示溫度(℃)，橫軸表示時間(s)。此外，圖6為將圖5中的虛線包圍的部分的橫軸放大顯示的曲線圖。如圖6所示，冷卻用模具導(dǎo)致的冷卻時的溫度變化為約160℃/s，可知其可急冷。

此外，作為一實施方式中的實驗，對冷卻用模具中的保持時間(尤其是冷卻用模具產(chǎn)生的冷卻停止溫度)和下文所述的沖壓成形開始溫度進(jìn)行各種變化，制作沖壓成型品，并進(jìn)行下述的評價。作為評價項目，有對沖壓成型品的縱壁部的截面進(jìn)行觀察來確認(rèn)微裂紋的有無、確認(rèn)成型品的硬度、確認(rèn)沖壓成形載荷、確認(rèn)成型品的帽形開口部的開口量(在成形后，脫模后的開口部的寬度尺寸與模具形狀的成型品寬度的差)來確認(rèn)形狀凍結(jié)性。

圖7為對冷卻用模具中的冷卻時間(冷卻用模具產(chǎn)生的冷卻停止溫度)及沖壓成形開始溫度進(jìn)行各種變化時，沖壓成型品的縱壁部的與沖模13接觸一側(cè)的表層的截面的SEM圖像。由圖7可知，冷卻用模具中的冷卻時間為0.9s以上(沖壓成形開始溫度550℃以下)時，基體鋼板中觀察不到微裂紋。此外，確認(rèn)了在所有的條件下，均Hv＞450，無淬火性的下降。

圖8為示出沖壓成形開始溫度與沖壓成形載荷的關(guān)系的圖，縱軸為沖壓成形載荷(kN)、橫軸為沖壓成形開始溫度(℃)。如圖8所示，可知：隨著沖壓成形前的冷卻用模具中的冷卻導(dǎo)致的沖壓成形開始溫度的降低，沖壓成形載荷增加，但在無微裂紋的產(chǎn)生的550℃左右的溫度下，為與軟鋼(270D、冷拉拔成形)同等級別的沖壓成形載荷，沒有問題。

圖9為示出沖壓成形開始溫度與開口量的關(guān)系的圖，縱軸為成型品的開口量(mm)、橫軸為沖壓成形開始溫度(℃)。如圖9所示，隨著沖壓成形前的冷卻用模具中的冷卻導(dǎo)致的沖壓成形開始溫度的降低，開口量增大，示出了形狀凍結(jié)性下降的傾向，但認(rèn)為沖壓成形開始溫度在400℃以上幾乎無形狀凍結(jié)性的下降。

由以上的結(jié)果可知：使用規(guī)定的冷卻用模具，以100℃/s以上的冷卻速度將表面處理鋼板冷卻至550℃以下410℃以上的溫度，進(jìn)一步如下文所述地在冷卻后5秒以內(nèi)，且以550℃以下400℃以上的溫度開始沖壓成形，由此可不增加沖壓成形載荷地制造無微裂紋的產(chǎn)生的、具有充分的硬度和形狀凍結(jié)性的沖壓成型品。

＜沖壓成形工序＞

沖壓成形工序(S2)為將表面處理鋼板1沖壓成形為制品形狀的工序。沖壓成形工序是在冷卻工序之后利用沖壓成形模具11進(jìn)行的。如圖1所示，沖壓成形模具11具備沖模13和沖頭17。并且，通過用沖模13和沖頭17夾持表面處理鋼板1來進(jìn)行沖壓成形，由此制成成形體1′。

如上所述，冷卻工序中，使用冷卻用模具3以100℃/s以上的冷卻速度將表面處理鋼板1冷卻至550℃以下410℃以上的溫度，接著將表面處理鋼板1從冷卻用模具3中抽出，以550℃以下400℃以上的溫度開始沖壓成形，由此可不增加沖壓成形載荷地制造無微裂紋的產(chǎn)生的、具有充分的硬度和形狀凍結(jié)性的沖壓成型品。

此外，冷卻工序之后，在5秒以內(nèi)開始沖壓成形工序是由于：若冷卻后至開始沖壓成形的時間超過5秒，則在沖壓成形開始前引起鐵素體、貝氏體等的生成，不能得到馬氏體單相組織，沖壓成型品的硬度變得不充分。冷卻后至沖壓成形開始的時間優(yōu)選為3秒以內(nèi)。需要說明的是，關(guān)于下限沒有特別限定，通常優(yōu)選設(shè)定為1秒以上。

關(guān)于沖壓成形方法沒有特別限定。如圖10(a)所示，可以是利用沖模13和壓料板(blank holder)15夾持表面處理鋼板1直接進(jìn)行成形的拉拔成形，或者如圖10(b)所示，可以是將壓料板15下降或不使用壓料板15而進(jìn)行成形的碰撞成形(crash forming)等。從抑制微裂紋的觀點考慮，更優(yōu)選沖壓成型品的縱壁部的加工程度小的碰撞成形。

＜淬火工序＞

淬火工序(S3)為在沖壓成形后保持利用沖壓成形模具11夾持著成形體1′的狀態(tài)對成形體1′進(jìn)行淬火，得到熱壓成型品的工序。沖壓成形后，為了利用沖壓成形模具11對成形體1′進(jìn)行淬火，在沖壓成形后，在成形下止點下停止滑動。雖然停止時間根據(jù)模具產(chǎn)生的散熱量而不同，但優(yōu)選為3秒以上。雖然關(guān)于停止時間的上限沒有特別限定，但從生產(chǎn)性的觀點考慮，優(yōu)選為20秒以下。

需要說明的是，對于在模具內(nèi)保持規(guī)定時間而使基體鋼板為淬火組織而言，例如可以使用具有以下成分組成的熱軋鋼板或冷軋鋼板，即，以質(zhì)量％計含有C：0.15％以上0.50％以下、Si：0.05％以上2.00％以下、Mn：0.50％以上3.00％以下、P：0.10％以下、S：0.050％以下、Al：0.10％以下、N：0.010％以下、剩余部分由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。以下對該成分組成進(jìn)行說明。在此，只要沒有特別說明，表示成分的含量的“％”是指“質(zhì)量％”。

《C：0.15％以上0.50％以下》

C是使鋼的強度提高的元素，為了實現(xiàn)熱壓成型品的高強度化，其量優(yōu)選為0.15％以上。另一方面，若C量超過0.50％，則熱壓成型品的焊接性、原材料(基體鋼板)的沖切(blanking)性顯著下降。因此，C含量優(yōu)選為0.15％以上0.50％以下，更優(yōu)選為0.20％以上0.40％以下。

《Si：0.05％以上2.00％以下》

Si與C同樣是使鋼的強度提高的元素，為了熱壓成型品的高強度化，其量優(yōu)選為0.05％以上。另一方面，若Si量超過2.00％，則制造基體鋼板時，熱軋時被稱為紅銹的表面缺陷的產(chǎn)生顯著增大。因此，Si含量優(yōu)選為0.05％以上2.00％以下，更優(yōu)選為0.10％以上1.50％以下。

《Mn：0.50％以上3.00％》

Mn是提高鋼的淬透性的元素，對于在熱壓成形后的冷卻過程中抑制基體鋼板的鐵素體相變、使淬透性提高而言是有效的元素。此外，Mn具有使鋼的Ac₃相變點降低的作用，因此對于使熱壓成形前的表面處理鋼板1的加熱溫度低溫化而言是有效的元素。為了表現(xiàn)出這樣的效果，優(yōu)選Mn含量為0.50％以上。另一方面，若Mn量超過3.00％，則Mn發(fā)生偏析，基體鋼板及熱壓成形構(gòu)件的特性的均勻性下降。因此，Mn含量優(yōu)選為0.50％以上3.00％以下，更優(yōu)選為0.75％以上2.50％以下。

《P：0.10％以下》

若P含量超過0.10％，則P向晶界偏析，基體鋼板及熱壓成形構(gòu)件的低溫韌性下降。因此，P含量優(yōu)選為0.10％以下、更優(yōu)選為0.01％以下。但是，過度的P降低會引起制鋼工序中的成本的增加。因此，P優(yōu)選為0.003％以上。

《S：0.050％以下》

S是與Mn結(jié)合形成粗大的硫化物并引起鋼的延展性下降的元素。因此，S含量優(yōu)選盡可能地降低，但可以允許至0.050％為止。因此，S含量優(yōu)選為0.050％以下、更優(yōu)選為0.010％以下。但是，過度的S降低會引起制鋼工序中的脫硫成本的增加。因此，S優(yōu)選為0.0005％以上。

《Al：0.10％以下》

若Al含量超過0.10％，則引起氧化物系夾雜物的增加，鋼的延展性下降。因此，Al含量優(yōu)選為0.10％以下、更優(yōu)選為0.07％以下。但是，Al具有作為脫氧劑的作用，從提高鋼的潔凈度的觀點考慮，其含量優(yōu)選為0.01％以上。

《N：0.010％以下》

若N含量超過0.010％，則在基體鋼板中形成AlN等氮化物，引起熱壓成形時的成形性的下降。因此，N含量優(yōu)選為0.010％以下，更優(yōu)選為0.005％以下。但是，過度的N降低引起制鋼工序中的成本的增加。因此，N優(yōu)選為0.001％以上。

以上是本發(fā)明的制造方法中作為原材料使用的基體鋼板的優(yōu)選的基本成分，但該基體鋼板也可以根據(jù)需要進(jìn)一步含有以下的元素中的一種以上。

Cr：0.01％以上0.50％以下、V：0.01％以上0.50％以下、Mo：0.01％以上0.50％以下、Ni：0.01以上0.50％以下。

Cr、V、Mo、Ni均是對于提高鋼的淬透性而言有效的元素。該效果在上述任一種元素的情況下均可通過使含量為0.01％以上而得到。然而，Cr、V、Mo、Ni均是若含量超過0.50％，則上述效果飽和，導(dǎo)致成本升高。因此，含有Cr、V、Mo、Ni中的一種以上的情況下，優(yōu)選各自含量為0.01％以上0.50％以下，更優(yōu)選0.10％以上0.40％以下。

Ti：0.01％以上0.20％以下

Ti對鋼的強化是有效的。由Ti產(chǎn)生的強度提高效果可通過使其含量為0.01％以上而得到，因此只要在本發(fā)明規(guī)定的范圍內(nèi)，就可用于鋼的強化。然而，若Ti含量超過0.20％，則其效果飽和，導(dǎo)致成本升高。因此，在含有Ti的情況下，優(yōu)選為0.01％以上0.20％以下，更優(yōu)選為0.01％以上0.05％以下。

Nb：0.01％以上0.10％以下

Nb對鋼的強化也是有效的。由Nb產(chǎn)生的強度提高效果可通過其含量為0.01％以上而得到，因此只要在本發(fā)明規(guī)定的范圍內(nèi)，就可用于鋼的強化。然而，若Nb含量超過0.10％，則其效果飽和，導(dǎo)致成本升高。因此，在含有Nb的情況下，優(yōu)選為0.01％以上0.10％以下，更優(yōu)選為0.01％以上0.05％以下。

B：0.0002％以上0.0050％以下

B為提高鋼的淬透性的元素，對于在熱壓成形后基體鋼板被冷卻時，抑制自奧氏體晶界生成鐵素體、得到淬火組織而言是有效的元素。其效果可通過B含量為0.0002％以上而得到，若B含量超過0.0050％，則其效果飽和，導(dǎo)致成本升高。因此，在含有B的情況下，其含量優(yōu)選為0.0002％以上0.0050％以下。更優(yōu)選為0.0005％以上0.0030％以下。

Sb：0.003％以上0.030％以下

Sb具有在從熱壓成形前對鋼板進(jìn)行加熱至通過熱壓成形的一系列處理對鋼板進(jìn)行冷卻為止的期間內(nèi)，抑制在基體鋼板表層部產(chǎn)生的脫碳層的效果。為了表現(xiàn)出這樣的效果，Sb含量優(yōu)選為0.003％以上。然而，若Sb含量超過0.030％，則在基體鋼板制造時引起軋制載荷的增大，生產(chǎn)率可能下降。因此，在含有Sb的情況下，其含量優(yōu)選為0.003％以上0.030％以下，更優(yōu)選為0.005％以上0.010％以下。

需要說明的是，上述成分以外的成分(剩余部分)為Fe及不可避免的雜質(zhì)。

本發(fā)明中用作熱壓成形構(gòu)件的原材料的表面處理鋼板1的制造條件沒有特別限制?；w鋼板的制造條件沒有特別限定，例如，可以將具有規(guī)定的成分組成的熱軋鋼板(酸洗鋼板)或通過對熱軋鋼板實施冷軋而得到的冷軋鋼板作為基體鋼板。

此外，在基體鋼板的表面形成Zn-Ni鍍層從而制成表面處理鋼板1時的條件也沒有特別限定。使用熱軋鋼板(酸洗鋼板)作為基體鋼板時，通過對熱軋鋼板(酸洗鋼板)實施Zn-Ni鍍層處理，可制成表面處理鋼板1。

另一方面，使用冷軋鋼板作為基體鋼板時，可通過在冷軋后直接實施Zn-Ni鍍層處理、或進(jìn)行退火處理后實施Zn-Ni鍍層處理，由此制作表面處理鋼板1。

此外，在基體鋼板表面形成Zn-Ni鍍層的情況下，可通過例如下述方式形成Zn-Ni鍍層：將基體鋼板脫脂、酸洗，然后在含有100g/L以上400g/L以下的硫酸鎳六水合物、10g/L以上400g/L以下的七水合硫酸鋅的pH為1.0以上3.0以下、浴溫為30℃以上70℃以下的鍍浴中，以10A/dm²以上150A/dm²以下的電流密度進(jìn)行電鍍處理，由此形成Zn-Ni鍍層。

需要說明的是，使用冷軋鋼板作為基體鋼板時，也可在上述脫脂、酸洗之前對冷軋鋼板實施退火處理。對于鍍層中的Ni含量而言，通過在上述的范圍內(nèi)對七水合硫酸鋅的濃度、電流密度進(jìn)行適宜調(diào)節(jié)，可形成期望的Ni含量(例如，9質(zhì)量％以上25質(zhì)量％以下)。此外，對于Zn-Ni鍍層的附著量而言，可通過調(diào)整通電時間，形成期望的附著量(例如，每單面10g/m²以上90g/m²以下)。

實施例

進(jìn)行了對本發(fā)明涉及的熱壓成型品的制造方法的效果進(jìn)行確認(rèn)的實驗，以下對其進(jìn)行說明。

將具有表1所示的成分的鋼熔煉制成鑄片，將該鑄片加熱至1200℃，以870℃的精軋結(jié)束溫度實施熱軋，然后于600℃進(jìn)行卷繞，制成熱軋鋼板。

[表1]

接著，對該熱軋鋼板進(jìn)行酸洗，然后以50％的壓下率進(jìn)行冷軋，制成板厚1.6mm的冷軋鋼板。表1中記載的Ac₃相變點是由以下的(1)式算出的(參考William C.Leslie著、幸田成康監(jiān)譯、熊井浩、野田龍彥譯、“萊斯利鋼鐵材料學(xué)”、丸善株式會社、1985年、p.273)。

Ac₃(℃)＝910-203[C]^0.5+44.7×[Si]-30×[Mn]+700×[P]+400×[Al](1)

需要說明的是，(1)式中，[C]、[Si]、[Mn]、[P]、[Al]為各元素(C、Si、Mn、P、Al)的鋼中含量(質(zhì)量％)。

將如上得到的冷軋鋼板作為基體鋼板，在基體鋼板的表面形成純Zn鍍層、Zn-Fe鍍層、Zn-Ni鍍層的各鍍層而制成表面處理鋼板1。各鍍層是在以下的條件下形成的。

＜純Zn鍍層＞

將冷軋鋼板在連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線中通板，以10℃/s的升溫速度加熱至800℃以上900℃以下的溫度范圍，在該溫度范圍內(nèi)滯留10s以上120s以下，然后以15℃/s的冷卻速度冷卻至460℃以上500℃以下的溫度范圍，浸漬于450℃鋅鍍浴中，由此形成Zn鍍層。Zn鍍層的附著量通過氣體擦拭(gas wiping)法調(diào)節(jié)至規(guī)定的附著量。

＜Zn-Fe鍍層＞

將冷軋鋼板在連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線中通板，以10℃/s的升溫速度加熱至800℃以上900℃以下的溫度范圍，在該溫度范圍內(nèi)滯留10s以上120s以下，然后以15℃/s的冷卻速度冷卻至460℃以上500℃以下的溫度范圍，浸漬于450℃的鋅鍍浴中，由此形成Zn鍍層。Zn鍍層的附著量通過氣體擦拭法調(diào)節(jié)至規(guī)定的附著量。通過氣體擦拭法調(diào)節(jié)至規(guī)定的附著量后，立即于合金化爐中加熱至500～550℃并保持5～60s，由此形成Zn-Fe鍍層。通過在上述的范圍內(nèi)對合金化爐中的加熱溫度或該加熱溫度下的滯留時間進(jìn)行變更，使鍍層中的Fe含量形成為規(guī)定的含量。

＜Zn-Ni鍍層＞

將冷軋鋼板在連續(xù)退火生成線中通板，以10℃/s的升溫速度加熱至800℃以上900℃以下的溫度范圍，在該溫度范圍滯留10s以上120s以下，然后以15℃/s的冷卻速度冷卻至500℃以下的溫度范圍。接著，進(jìn)行脫脂、酸洗，然后在含有200g/L的硫酸鎳六水合物、10～300g/L的七水合硫酸鋅的pH 1.3、浴溫50℃的鍍浴中，以30～100A/dm²的電流密度進(jìn)行10～100s通電的電鍍處理，由此形成Zn-Ni鍍層。通過在上述的范圍內(nèi)適宜調(diào)節(jié)七水合硫酸鋅的濃度或電流密度，將鍍層中的Ni含量形成為規(guī)定的含量。此外，通過在上述的范圍內(nèi)適宜調(diào)節(jié)通電時間，將Zn-Ni鍍層的附著量形成為規(guī)定的附著量。

從按照上述方式得到的表面處理鋼板中沖裁出200mm×400mm的坯板，利用大氣氣氛的電爐對該坯板進(jìn)行加熱，然后將坯板設(shè)置于冷卻用模具(材料：SKD61)中，以表2所示的條件，進(jìn)行利用模具的冷卻、沖壓成形及淬火。然后，在模具內(nèi)淬火后，進(jìn)行脫模，由此制造圖11所示的帽形截面形狀的沖壓成型品。模具的形狀使用沖頭肩部R：6mm、沖模肩部R：6mm的模具，并使沖頭-沖模的間隙為1.6mm。沖壓成形前的表面處理鋼板的冷卻通過與冷卻用模具的接觸來進(jìn)行。沖壓成形是以施加98kN的壓邊力直接成形的拉拔成形和以無壓邊力成形的碰撞成形來進(jìn)行的。

坯板的加熱溫度、基體鋼板的種類、鍍層的種類、加熱條件、冷卻條件及沖壓成形條件如表2所示。

此外，從得到的帽形截面形狀的沖壓成型品的縱壁部裁取樣品，使用掃描型電子顯微鏡(SEM)以1000倍的倍率針對各樣品對其表面的截面觀察10個視野，對微裂紋(產(chǎn)生于樣品表面的微小裂紋，貫通鍍層-基體鋼板的界面到達(dá)基體鋼板內(nèi)部的微小裂紋)的有無、及微裂紋的平均深度進(jìn)行考察。微裂紋的平均深度以任意的20個微裂紋的微裂紋深度的平均值的方式求出。需要說明的是，這里所謂的“微裂紋深度”是指，如圖12所示，微裂紋21的、自鍍層23和基體鋼板25的界面向板厚中央方向的可測定的裂紋的長度(圖12中，h的長度)。觀察到的微裂紋的個數(shù)小于20個的情況下，將觀察到的全部的微裂紋深度的平均深度作為微裂紋深度。

此外，針對得到的沖壓成形構(gòu)件的形狀精度，將如圖13所示的帽形截面形狀的沖壓成型品的脫模后的成型品寬度W和模具形狀中的成型品寬度W₀的差值(W-W₀)作為開口量進(jìn)行評價。

將這些結(jié)果也一并示于表2。

進(jìn)一步，從得到的帽形截面形狀的沖壓成型品的縱壁部裁取用于硬度測定的樣品。利用顯微維氏硬度計求得該樣品的截面的硬度。以試驗載荷為9.8N進(jìn)行試驗，測定板厚方向中央部5個點，將其平均值作為樣品的硬度。需要說明的是，在此，作為目標(biāo)的硬度為400Hv以上。

此外，從得到的帽形截面形狀的沖壓成型品的縱壁部裁取JIS 13 B號拉伸試驗片。使用該裁取的試驗片依據(jù)JIS G 0567(1998)進(jìn)行拉伸試驗，測定室溫(22±5℃)下的拉伸強度。需要說明的是，拉伸試驗均以十字頭速度為10mm/min進(jìn)行。需要說明的是，在此，作為目標(biāo)的拉伸強度為1180MPa以上。

將這些結(jié)果也一并示于表2。

[表2]

發(fā)明例1～10中，鍍層的種類(Zn-Ni鍍層)、冷卻方法(模具冷卻)、冷卻時間(0.6s～1.7s)、冷卻速度(適當(dāng)范圍：100℃/s以上)、及冷卻停止溫度(適當(dāng)范圍：410℃～550℃)、冷卻后至沖壓成形開始的時間(適當(dāng)范圍：5秒以內(nèi))、沖壓成形開始溫度(適當(dāng)范圍400℃～550℃)全部在適當(dāng)范圍內(nèi)。沖壓后樣品中沒有產(chǎn)生微裂紋、開口量也為0mm。由此，可知本發(fā)明的沖壓成形方法能夠在確保良好的形狀凍結(jié)性的同時，抑制微裂紋的產(chǎn)生。

另一方面，比較例1不是利用冷卻用模具進(jìn)行冷卻來進(jìn)行成形的。此外，比較例2～4冷卻停止溫度不在適當(dāng)范圍(410℃～550℃)內(nèi)。具體而言，比較例2的冷卻停止溫度為600℃、比較例3、4的冷卻停止溫度為340℃、290℃。

比較例1、2中雖然開口量為0mm，但產(chǎn)生了微裂紋。由此，可知鋼板的成形開始溫度高于550℃時，產(chǎn)生微裂紋。

比較例3、4中雖然沒有產(chǎn)生微裂紋，但開口量為8mm～9mm。由此，可知冷卻時間長、鋼板的冷卻停止溫度低于410℃的情況下，沖壓成形開始溫度也低于400℃，鋼板的強度上升，引起形狀凍結(jié)性的下降。

比較例5～7中由于冷卻方法為氣體冷卻，因此冷卻速度不在適當(dāng)范圍(100℃/s以上)內(nèi)，不能進(jìn)行急速冷卻。因此，比較例5、6中鋼板的冷卻停止溫度及沖壓成形開始溫度也不在適當(dāng)范圍(冷卻停止溫度：410℃～550℃、沖壓成形開始溫度：400℃～550℃)內(nèi)，產(chǎn)生微裂紋。此外，比較例7中雖然冷卻停止溫度為510℃，在適當(dāng)范圍內(nèi)，但開口量為3mm并產(chǎn)生形狀凍結(jié)性的下降。認(rèn)為這是由于氣體冷卻的冷卻速度慢，導(dǎo)致夾持沖壓成型品的彎曲的脊線的2個面所成的夾角大于模具角度。

另外，比較例6、7中，由于緩冷卻至氣體冷卻的程度為止，變成沖壓成形后的淬火，因此沖壓成形后的硬度及拉伸強度也降低。

比較例8、9中，與作為適當(dāng)范圍的5秒以內(nèi)相比，至沖壓成形開始的時間分別為10秒、8秒，為長時間。因此，比較例8、9中，開口量為2mm，此外，沖壓成形后的硬度及拉伸強度也降低。

比較例10、11中，鍍層的種類不同，即比較例10為只有Zn的鍍層、比較例11為Zn-Fe的鍍層。只有Zn的鍍層及Zn-Fe的鍍層中的不產(chǎn)生微裂紋的沖壓成形開始溫度比Zn-Ni的鍍層中不產(chǎn)生微裂紋的沖壓成形開始溫度更低。因此，比較例10、11中，產(chǎn)生微裂紋。

附圖標(biāo)記說明

1 表面處理鋼板

1′ 成形體

3 冷卻用模具

5 上模具

7 下模具

9 升降銷

11 沖壓成形模具

13 沖模

15 壓料板

17 沖頭

19 熱電偶

21 微裂紋

23 鍍層

25 基體鋼板