热压成形构件的制造方法以及热压成形构件的制作方法
热压成形构件的制造方法以及热压成形构件的制作方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及用于汽车零部件的结构构件这样的需要强度、耐腐蚀性的热压成形构 件及其制造方法，特别是涉及如下所述的热压成形构件及其制造方法，所述热压成形构件 是以在基体钢板的表面形成有镀层的表面处理钢板为原材料，将预先加热后的表面处理钢 板热压成形为规定的形状时，在赋予形状的同时对基体钢板进行淬火，从而得到规定强度 的热压成形构件。
【背景技术】
[0002] 近年来，从地球环境保护的观点出发，加强了汽车排气限制。这种状况下，提高汽 车的燃料效率成为重要的课题，要求汽车零部件的高强度化和薄壁化。在谋求汽车零部件 的高强度和薄壁化方面，使用具有规定强度的钢板作为汽车零部件的原材料，对该钢板实 施冲压加工而成形为规定形状的零部件是极其有效的。但是，伴随钢板的高强度化，其冲压 加工性降低，因此难以将钢板加工为所期望的零部件形状的情况增多。
[0003] 作为解决上述问题的技术，已知有如下技术:使用模具将加热至高温的原材料钢 板热压成形为期望的形状，同时在模具内进行散热而淬火，从而使热压成形后的零部件高 强度化。例如在专利文献1中提出了如下技术:在对加热至900°C左右的奥氏体单相区的坯 板(钢板)实施热压而制造规定形状的零部件时，与热压成形同时在模具内进行淬火，由此 实现零部件的高强度化。
[0004] 然而，在专利文献1提出的技术中存在如下问题：在冲压前将钢板加热至900°C左 右的高温时，在钢板表面生成氧化皮(铁氧化物），该氧化皮在热压成形时剥离而使模具损 伤、或者使热压成形后的构件表面损伤。另外，在构件表面残留的氧化皮还会导致外观不 良、涂装粘附性下降。因此，通常进行酸洗、喷丸等处理来除去构件表面的氧化皮，但这些处 理导致生产率的降低。此外，汽车的行走构件、车身结构构件等也需要优良的耐腐蚀性，但 对于专利文献1提出的技术而言，由于在原材料钢板上没有设置镀层等防锈被膜，因此热压 成形构件的耐腐蚀性不充分。
[0005] 出于上述原因，期望在热压成形前的加热时可抑制氧化皮的生成、并且可使热压 成形后的构件的耐腐蚀性提高的热压成形技术。针对上述期望，提出了在表面设置有镀层 等被膜的表面处理钢板、使用了表面处理钢板的热压成形方法。
[0006] 例如，在专利文献2中提出了如下技术:将被Zn(锌)或Zn基合金被覆的钢板加热至 700~1200°C后，进行热压成形，由此制成在表面具备Zn-Fe基化合物或Zn-Fe-Al基化合物 的热压成形构件。另外，在专利文献2中记载了 ：通过使用被Zn或Zn基合金被覆的钢板，能够 抑制在热压成形前的加热时成为问题的钢板表面的氧化，而且可以得到耐腐蚀性优良的热 压成形构件。
[0007] 利用专利文献2中提出的技术，热压成形构件表面的氧化皮生成在一定程度上被 抑制。但是，有时会发生因镀层中的Zn引起的液态金属脆化裂纹，在热压成形构件的表层部 产生深度约100μπι的裂纹。如果产生这样的裂纹，则会导致热压成形构件的耐疲劳特性降低 等各种问题。
[0008] 针对这样的问题，在专利文献3中提出了如下方法:在通过热压对在基体钢板表面 形成有Zn-Fe系镀层的表面处理钢板进行成形而制造热压成形品时，将上述表面处理钢板 加热至基体钢板的Ac 1相变点以上且950°C以下的温度，将表面处理钢板冷却至镀层的凝固 点以下的温度后，开始成形。并且，在专利文献3中记载了 ：将表面处理钢板冷却至镀层的凝 固点以下的温度后开始成形，由此能够抑制液态金属脆化。
[0009] 现有技术文献
[0010] 专利文献
[0011] 专利文献1:英国专利第1490535号说明书
[0012] 专利文献2:日本专利第3663145号公报 [0013] 专利文献3:日本特开2013-91099号公报
【发明内容】
[0014] 发明所要解决的问题
[0015] 利用专利文献3中提出的技术，可抑制液态金属脆化裂纹、即在热压成形构件的表 面产生的深度为约IOOym的裂纹。但是，专利文献3提出的技术是在将表面处理钢板整体冷 却至镀层的凝固点以下的温度的状态下进行冲压成形。因此，由于成形温度的降低而引起 冲压成形时的钢板的强度升高和延展性降低，产生了成形载荷增加、成形时容易发生钢板 断裂等新问题。
[0016] 另外，专利文献3提出的技术能够抑制由液态金属脆化导致的裂纹(在热压成形构 件的表面产生、自镀层-钢基界面起向钢基内部方向的深度为约100M1、在界面检测到Zn的 裂纹）。但是，有时会在热压成形构件的表面产生微小裂纹，其自镀层-钢基界面起向钢基内 部方向的深度为约30μπι以下、从界面没有检测到Zn。该微小裂纹被称为微裂纹，贯穿镀层-钢基界面而到达钢基(基体钢板)的内部，有时对热压成形构件的各特性(耐疲劳特性等)带 来不良影响。
[0017] 本发明是着眼于如上所述的问题而完成的。即，本发明的目的在于:提供一种在对 Zn系镀敷钢板实施热压而制造热压成形构件时抑制热压成形时的成形载荷的过度增加及 钢板的断裂、并且抑制微裂纹的生成的方法；以及提供一种抑制了微裂纹的生成的热压成 形构件。
[0018]需要说明的是，微裂纹的深度与以往以来已知的液态金属裂纹完全不同，产生的 位置及在破裂的界面处有无 Zn也不同，形态及现象明显存在区别。
[0019] 用于解决问题的手段
[0020] 本发明人们首先对抑制在对Zn系镀敷钢板进行热压成形时成为问题的微小裂纹 (微裂纹)的方法进行了研究。
[0021] 关于微裂纹的生成机理还不明确，有时由于在高温下对Zn系镀敷钢板进行成形而 在镀敷钢板的表面产生微小裂纹。该微小裂纹是自镀层-钢基(基体钢板)界面起的深度为 约30μπι以下的微小的裂纹，贯穿镀层-钢基(基体钢板)界面而到达基体钢板内部。针对上述 问题，本发明人们进行了各种各样的研究，结果发现，通过使热压成形时的镀敷钢板的温度 为约400°C以下，由此可完全地抑制微裂纹。此外，通过如上所述使热压成形时的镀敷钢板 温度为约400°C以下，可以得到在模具上的镀层附着量也大幅降低的效果。
[0022] 但是，冲压成形时的钢板温度降低时，钢板的强度升高，因此成形载荷增加。另外， 冲压成形时的钢板温度降低时，钢板的延展性降低，因此成形时钢板容易发生断裂。由此， 冲压成形时的钢板温度降低时，不能发挥热压成形的优点。特别是，冲压成形时的镀敷钢板 在板厚方向整个区域降低至约400°C以下时，这些问题显著产生，出现冲压成形构件的品质 下降、或者生产率、成品率降低等新问题。
[0023] 因此，本发明人们想到在只对镀敷钢板的表层部进行冷却的状态下进行热压成 形。如上所述，容易产生微裂纹的是镀敷钢板的表面附近的区域。因此，本发明人们推测，即 使是在将镀敷钢板的板厚方向中央部维持于高温状态、只将镀敷钢板的表层部冷却至约 400°C以下的状态下进行热压成形的情况下，也可抑制微裂纹。
[0024] 基于上述推测，本发明人们进一步进行了研究，结果得出如下见解:即使是镀敷钢 板的平均温度为500°C以上、或者镀敷钢板的板厚方向中央部的温度为530°C以上，如果在 使镀敷钢板表面温度为400°C以下、仅镀敷钢板的表层附近局部地被冷却的状态下进行热 压成形，则能够抑制微裂纹。另外得出如下见解:即使是热压成形时的镀敷钢板表面温度为 400°C以下，如果镀敷钢板的平均温度为500°C以上、或者镀敷钢板的板厚方向中央部的温 度为530°C以上，则能够抑制冲压成形载荷的增加及成形时钢板的断裂。
[0025] 在此，对直到得出上述见解的实验进行说明。需要说明的是，下述表示化学成分的 含量的"％"是指"质量％"。
[0026] 首先，以板厚为1 · 6mm的冷乳钢板（化学成分46-0.23%〇0.25%5丨-1.40%]?11-0.01%?-0.005%5-0.0020%8-0.03%厶1-0.005%1厶。3相变点：801°〇为基体钢板，在该 基体钢板表面形成Zn系镀层(Zn-12质量％Ni镀层、每单面的附着量为65g/m2)，准备这样的 表面处理钢板。接着，对表面处理钢板实施冲裁加工，得到200mm X 400mm的坯板。
[0027] 使用按照以上方式得到的坯板，首先实施冲压成形试验。具体而言，将坯板均匀加 热至900°C，在自然冷却至700°C的时刻以多种条件对坯板表面进行冷却，将表面的温度降 低至400°C以下的还板插入模具(材料:SKD61、冲头肩部R :6mm、冲模肩部R :6mm)进行冲压成 形。然后，在模具内保持15秒冷却至120°C以下后脱模，制成图1所示的帽形的冲压成形构 件。需要说明的是，上述冲压成形设定成冲头-冲模的间隙为1.6mm、压边力为IOtonf的拉深 成形。
[0028] 上述中，对坯板表面进行水冷的条件是在使水温、水量密度、注水时间在水温为10 ~30°C、水量密度为10~100000L/m 2 ·分钟、注水时间为0.1~10.0秒的范围内变更的多种 条件下实施水冷。另外，冲压成形时测定其成形载荷。
[0029] 从所得到的帽形的冲压成形构件的纵壁部裁取样品，使用扫描型电子显微镜 (SEM)以1000倍的倍率对其表层的截面进行观察。其结果是，在冷却后的坯板表面温度为 400°C以下的任一条件下均没有观察到微裂纹(在冲压构件表面产生的微小裂纹，自镀层-基体钢板的界面起向板厚中央方向的深度为30μπι以下的微小裂纹）。但是，根据对坯板表面 进行水冷的条件，冲压成形时的成形载荷在180~600tonf的范围内变化。
[0030] 因此，将与上述相同种类的还板(200mmX400mm)均勾加热至900°C，在自然冷却至 700°C的时刻与上述冲压成形试验同样地以多种条件对坯板表面进行冷却，从而使坯板表 面为400°C以下，然后，不进行冲压成形而保持原状态地放置，通过辐射温度计测定坯板表 面的温度历程。其结果是，以上述成形载荷在180~600tonf的范围内变化的冲压成形试验 中成形载荷变得较低而为300tonf以下的水冷条件进行水冷后未进行冲压成形而放置的情 况下，如图2所示，确认到如下现象:在相当于冲压成形时间（ 将坯板安装到模具中，到冲头 到达下死点为止所需要的时间）的期间，坯板表面温度被冷却至400°C以下后，由于回热使 得温度升高至500°C以上。由此可以得出如下结论:在由于回热使得表面温度大幅升高时， 即使在坯板表面温度被冷却至400°C以下的情况下坯板内部也维持着高温状态。另一方面， 在以成形载荷变得较高而超过300tonf的水冷条件进行水冷后未进行冲压成形而放置的情 况下，没有观察到回热现象、或者即使观察到回热现象其温度升高量也轻微。
[0031]根据上述结果确认到:在成形载荷变得比较低而为300tonf以下的情况下，冲压成 形时的坯板表面温度为400°C以下，且在坯板的板厚方向上产生温度分布。然而，由上述结 果并不能掌握成形载荷变得比较低而为300tonf以下的情况下的冲压成形时的坯板内部温 度。因此，通过下述方法求出产生了温度分布的坯板的平均温度。
[0032] 将与上述相同种类的坯板（200mmX400mm)加热至900°C后，进行空气冷却而均匀 冷却至各种温度，进行冲压成形。对于冲压成形条件，除了坯板的温度在板厚方向整个区域 均匀这点以外，设定为与上述冲压成形试验相同的条件。并且，对冲压成形时的每个坯板温 度测定成形载荷。冲压成形时的坯板温度通过利用辐射温度计对临插入模具之前的坯板进 行测定而求出。需要说明的是，从测定坯板的温度到冲压成形所需的时间为约1.5秒，该期 间的温度降低可以忽略。
[0033]图3是表示在将坯板均匀冷却的情况下的坯板温度与冲压成形载荷的关系的曲线 图。如图3所示，在将坯板均匀冷却的情况下，随着坯板温度降低，成形载荷增加。并且确认 到，坯板温度为约500°C以上时，成形载荷为300tonf以下。根据这些结果可以认为，在冲压 成形时的坯板表面温度为400°C以下且成形载荷为300tonf以下的情况下，冲压成形时的坯 板平均温度为约500°C以上。
[0034] 根据上述确认到，通过将冲压成形时的坯板温度设定成表面温度为400°C以下且 平均温度为500°C以上，能够在不招致冲压载荷的增大、坯板的断裂的情况下有效地抑制微 裂纹。如图4(a)所示，对于现有的热压成形法、例如专利文献3提出的热压成形法而言，在坯 板温度遍及板厚方向整个区域为均匀的温度的条件下进行冲压成形。这种情况下，不能充 分地抑制微裂纹的产生，热压成形构件的各特性(耐疲劳特性等)变差。与此相对，如图4(b) 所示，通过将具有期望的温度分布的坯板进行冲压成形，可以在不伴随有冲压载荷的增大、 坯板的断裂的情况下抑制微裂纹。
[0035]需要说明的是，作为基于图2所示的坯板表面的温度历程通过传热计算算出坯板 的板厚方向中央部的温度的结果，推定在与冲压成形时间相当的期间内的坯板的板厚方向 中央部的温度为约530°C以上。即推定，即使在将冲压成形时的坯板温度设定成板厚中央部 温度为530°C以上来代替设定成平均温度为500°C以上的情况下，只要表面温度为400°C以 下则可以得到与上述同样的效果。需要说明的是，传热计算使用了差分法，但也可以通过有 限元法(FEM)等求出。
[0036] 本发明是基于上述见解而完成的，其主旨如下所述。
[0037] [1]-种热压成形构件的制造方法，对在基体钢板的表面形成有Zn系镀层的表面 处理钢板实施热压而制造热压成形构件时，将上述表面处理钢板加热至750°C以上且1000 °c以下的温度范围后，对上述表面处理钢板的表面进行冷却，在上述表面处理钢板的表面 温度为400°C以下且上述表面处理钢板的平均温度为500°C以上的条件下进行热压成形。
[0038] [2]-种热压成形构件的制造方法，对在基体钢板的表面形成有Zn系镀层的表面 处理钢板实施热压而制造热压成形构件时，将上述表面处理钢板加热至750°C以上且1000 °C以下的温度范围后，对上述表面处理钢板的表面进行冷却，在上述表面处理钢板的表面 温度为400°C以下且上述表面处理钢板的板厚方向中央部的温度为530°C以上的条件下进 行热压成形。
[0039] [3]如上述[1]或[2]所述的热压成形构件的制造方法，其中，上述镀层为Zn-Ni镀 层，该Zn-Ni镀层中的Ni含量以质量％计为9%以上且25%以下。
[0040] [4]如上述[1]或[2]所述的热压成形构件的制造方法，其中，上述镀层为Zn-Fe镀 层，该Zn-Fe镀层中的Fe含量以质量％计为5%以上且80%以下。
[0041] [5]如上述[1]~[4]中任一项所述的热压成形构件的制造方法，其特征在于，上述 基体钢板具有如下成分组成：以质量％计，含有C: 0.15%以上且0.50%以下、Si : 0.05%以 上且2.00%以下、Mn :0.50%以上且3.00%以下、P :0· 10%以下、S: 0.050%以下、B: 0.0002%以上且0.0050%以下、Al :0.10%以下和N:0.010%以下，余量由Fe和不可避免的 杂质构成。
[0042] [6]如上述[5]所述的热压成形构件的制造方法，其特征在于，上述基体钢板以质 量％计还含有Cr :0.01 %以上且0.5%以下、V: 0.01 %以上且0.5%以下、Mo :0.01 %以上且 0.5%以下和Ni :0.01 %以上且0.5%以下中的至少一种。
[0043] [7]如上述[5]或[6]所述的热压成形构件的制造方法，其特征在于，上述基体钢板 以质量％计还含有Ti :0.01 %以上且0.20%以下。
[0044] [8]如上述[5]~[7]中任一项所述的热压成形构件的制造方法，其特征在于，上述 基体钢板以质量％计还含有Nb:0.01%以上且0.10%以下。
[0045] [9]如上述[5]~[8]中任一项所述的热压成形构件的制造方法，其特征在于，上述 基体钢板以质量％计还含有Sb: 0.003 %以上且0.03 %以下。
[0046] [10]-种热压成形构件，其通过上述[1]~[9]中任一项所述的方法制造得到。 [0047]发明效果
[0048]利用本发明，在对Zn系镀敷钢板实施热压来制造热压成形构件时，能够抑制以往 以来视为问题的液态金属脆化裂纹、微小裂纹(微裂纹）。另外，利用本发明，能够在不产生 热压成形时的成形载荷的增加、钢板的断裂的情况下解决上述问题。因此，本发明有助于防 腐蚀性能优良的在表面具备Zn系镀层的热压成形构件的品质提高和生产率提高，在产业上 发挥显著效果。
【附图说明】
[0049] 图1是表示冲压成形构件的形状的图。（(a)为立体图、(b)为截面图。）
[0050] 图2是表示对表面处理钢板(坯板）进行了表面冷却的情况下的表面温度历程的 图。
[0051] 图3是表示表面处理钢板(坯板)的温度与冲压成形载荷的关系的图。
[0052]图4(a)是表示以往的热压成形构件的制造方法中的热历程的图。图4(b)是表示依 照本发明的热压成形构件的制造方法中的热历程的图。
[0053]图5是在冲压成形构件的表面产生的微裂纹的示意图。
[0054]图6(a)是表示对比较例(表2的构件No. 23)的热压成形构件的表层部截面进行SEM 观察的结果的图。图6(b)是表示对发明例(表2的构件No. 14)的热压成形构件的表层部截面 进行SEM观察的结果的图。
【具体实施方式】
[0055]以下，对本发明具体地进行说明。
[0056]本发明是对在基体钢板表面形成有Zn系镀层的表面处理钢板进行加热并利用模 具进行热压成形从而制成规定的构件形状的热压成形构件的制造方法以及通过该方法制 造的热压成形构件。而本发明的特征在于，将上述表面处理钢板加热至750°C以上且1000°C 以下的温度范围后，对上述表面处理钢板的表面进行冷却，在上述表面处理钢板的表面温 度为400°C以下且上述表面处理钢板的平均温度为500°C以上的条件下、或者在上述表面处 理钢板的表面温度为400°C以下且上述表面处理钢板的板厚方向中央部的温度为530°C以 上的条件下，进行热压成形。
[0057]需要说明的是，在本发明中，优选在使用模具将表面处理钢板热压成形为期望的 形状的同时，在模具内进行散热而淬火。但是，即使在不伴随有淬火的情况下，也能够充分 地发挥本发明效果(抑制微裂纹等）。
[0058]作为热压成形构件的原材料，使用在基体钢板表面形成有Zn系镀层的表面处理钢 板。通过在钢板表面设置Zn系镀层，可以确保热压成形时的抗氧化性。另外，通过在钢板表 面设置Zn系镀层，可以确保热压成形后的构件的耐腐蚀性。需要说明的是，基体钢板的种类 没有特别限制，对于基体钢板的板厚，从确保冲压成形性、热压成形构件的刚性、热压时所 期望的钢板的温度分布等观点出发，优选设定为〇.8mm以上且5.Omm以下。
[0059] Zn系镀层的种类没有特别限定，除了纯Zn镀层以外，还可以例示出Zn-Fe镀层、Zn-Ni镀层等。另外，在基体钢板表面形成Zn系镀层的方法没有特别限定，可以为热浸镀、电镀 等任一种方法。镀层的附着量优选设定为每单面l〇g/m2以上且90g/m2以下。
[0060] 在使Zn系镀层为Zn-Fe镀层的情况下，对于镀层中的Fe含量没有特别限定，优选设 定为5质量％以上且80质量％以下。镀层中的Fe含量为5质量％以上时，发挥Zn-Fe镀层特有 的优良的功能。另一方面，大于80质量％时，耐腐蚀性、涂装粘附性、焊接性等容易变差。
[0061] 在使Zn系镀层为Zn-Ni镀层的情况下，优选将镀层中的Ni含量设定为9质量％以上 且25质量％以下。通过电镀法在基体钢板表面形成Zn-Ni镀层时，通过将镀层中的Ni含量设 定为9质量％以上且25质量％以下，可形成具有Ni 2Znn、NiZn3、Ni5Zn21中的任一种晶体结构 的γ相。该γ相的熔点高，因此在抑制热压成形前的表面处理钢板加热时所担心的镀层的 蒸发方面是有利的。另外，对于抑制热压成形时成为问题的液态金属脆化也是有利的。
[0062] 在本发明中，将上述表面处理钢板加热至规定温度，仅将表面冷却后进行热压成 形。在此，表面处理钢板的加热温度低于750°C时，热压成形时，难以使表面处理钢板的平均 温度、板厚方向中央部的温度为后述期望 的温度条件。另一方面，表面处理钢板的加热温度 高于1000°C时，由于镀层的蒸发、在表层部生成过量氧化物，使抗氧化性、热压成形构件的 耐腐蚀性降低。因此，加热温度设定为750°C以上且1000°C以下。优选为800°C以上且950°C 以下。
[0063]需要说明的是，在使用模具将表面处理钢板热压成形为期望的形状的同时在模具 内进行散热而淬火的情况下，需要将表面处理钢板的加热温度设定为基体钢板的Ac1相变 点以上。另外，从谋求热压成形构件的高强度化的观点出发，优选将表面处理钢板的加热温 度设定为基体钢板的Ac 3相变点以上、使基体钢板为奥氏体单相组织。
[0064]表面处理钢板的加热方法没有特别限定，可以为利用电炉、感应加热炉、直接通电 加热炉进行的加热等任一种方法。另外，在本发明中，也可以不使表面处理钢板在上述温度 范围（750°C以上且1000°C以下）内滞留一定时间。即，可以在表面处理钢板整体被加热至上 述温度范围后，立即转移至后续工序(对表面进行冷却的工序）。需要说明的是，在使表面处 理钢板在上述温度范围（750°C以上且1000°C以下）滞留一定时间的情况下，优选将其滞留 时间设定为1000秒以下。
[0065] 将表面处理钢板加热至上述温度范围后，对表面处理钢板的表面进行冷却，在表 面处理钢板的表面温度为400°C以下且表面处理钢板的平均温度为500°C以上的条件下进 行热压成形。热压成形时的表面处理钢板的表面温度高于400°C时，不能避免微裂纹的产 生。另一方面，热压成形时的表面处理钢板的平均温度低于500°C时，冲压成形载荷增加、或 者冲压成形时表面处理钢板容易发生断裂。另外，在热压成形前表面处理钢板的平均温度 低于500°C时，有时在冲压成形前的基体钢板中生成铁素体、贝氏体，在冲压成形后不能得 到充分的强度。
[0066]出于上述原因，对表面处理钢板的表面进行冷却，在表面处理钢板的表面温度为 400°C以下且上述表面处理钢板的平均温度为500°C以上的条件下进行热压成形。更优选在 表面处理钢板的表面温度为350°C以下、表面处理钢板的平均温度为530°C以上的条件下进 行热压成形。
[0067]但是，表面处理钢板的表面温度低于150°C时，冲压成形时容易发生断裂，因此优 选设定为150°C以上。
[0068]另外，为了防止液态金属脆化裂纹，表面处理钢板的平均温度的上限可以设定为 低于镀层的熔点。
[0069]另外，上述中，也可以代替将热压成形时的表面处理钢板的平均温度设定为500°C 以上而在表面处理钢板的板厚方向中央部的温度为530°C以上的条件下进行热压成形。通 过将热压成形时的表面处理钢板的板厚方向中央部的温度设定为530°C以上，可以得到与 将平均温度设定为500°C以上的情况下同样的效果。需要说明的是，表面处理钢板的板厚方 向中央部的温度的上限也可以与平均温度同样地设定为低于镀层的熔点。
[0070] 需要说明的是，表面处理钢板的表面温度例如可以使用辐射温度计进行测定。另 一方面，表面处理钢板的平均温度例如可以根据热压成形时的成形载荷预测。
[0071] 随着作为被成形材料的钢板的温度高温化，钢板强度降低，因此热压成形所需的 成形载荷减小。相反，随着作为被成形材料的钢板的温度低温化，钢板强度升高，因此热压 成形所需的成形载荷增大。因此，通过将表面处理钢板加热后，均匀冷却至各种温度(冷却 至板厚方向整个区域内均匀的温度)来进行热压成形，由此可以预先分析表面处理钢板温 度与热压成形时的成形载荷的相关关系。并且，依照本发明，将只对表面进行冷却而在板厚 方向产生了温度分布的表面处理钢板进行热压成形，将此时测定的成形载荷代入预先分析 出的相关关系中，可以将由此得到的表面处理钢板温度视为热压成形时的表面处理钢板的 平均温度。
[0072] 表面处理钢板的板厚方向中央部的温度例如可以通过基于有限元法、差分法的传 热计算求出。需要说明的是，表面处理钢板的平均温度也可以通过基于有限元法、差分法的 传热计算求出而代替上述由冲压成形载荷来预测。
[0073] 对表面处理钢板的表面进行冷却的方法没有特别限定。即，只要能够得到具有期 望的温度分布(表面温度:400°C以下、并且平均温度:500°C以上或者板厚方向中央部温度： 530°C以上）的表面处理钢板，可以采用水冷、雾冷、利用高压气体进行的冷却、利用模具接 触进行的冷却等任一种冷却方法。
[0074]在对表面处理钢板的表面进行水冷的情况下，根据表面处理钢板的加热温度等将 水温、水量密度、注水时间等在例如水温为10~30°C、水量密度为500~100000L/m2 ·分钟、 注水时间为0.1~3.0秒的范围内适当调节，由此可以得到具有期望的温度分布的表面处理 钢板。
[0075]在对表面处理钢板的表面进行雾冷的情况下，根据表面处理钢板的加热温度等在 使气水比、水温、空气流量密度、喷雾时间等在例如气水比（常温常压)为10~10000、水温为 10~30°C、空气流量密度为0.5~2Nm3/m2 ·秒、喷雾时间为0.1~3.0秒的范围内适当调节， 由此可以得到具有期望的温度分布的表面处理钢板。
[0076]在利用高压气体对表面处理钢板的表面进行冷却的情况下，例如以1~3atm的高 压向表面处理钢板喷吹出气、N2气、He气等，可以得到具有期望的温度分布的表面处理钢板。 此时，可以根据表面处理钢板的加热温度等将气体喷射量、气体喷射时间等在例如气体喷 射量为1.0~30Nm 3/m2 ·秒、气体喷射时间为0.5~5.0秒的范围内适当调节。
[0077]需要说明的是，用于使表面处理钢板为期望的温度分布的冷却条件因表面处理钢 板的板厚、加热温度、从将表面处理钢板表面冷却后到实施热压成形所需的时间等而不同， 因此多数情况下难以预测最佳冷却条件。因此，优选对于各种情况(表面处理钢板的板厚 等)实施预实验，对于每种情况预先求出最佳冷却条件。
[0078] 例如，以板厚为1.6mm的冷乳钢板（化学成分（质量％)46-0.23%(：-0.25%31-1.40%]?11-0.01%?-0.005%5-0.0020%8-0.03%厶1-0.005%1厶。3相变点 ：801°〇为基体 钢板，在该基体钢板表面形成Zn系镀层(2]1-12质量％附镀层、每单面的附着量658/1]12)而得 到表面处理钢板，在使用从该表面处理钢板得到的坯板的情况下，按照下述条件对该坯板 的表面进行冷却，由此可以得到期望的温度分布(表面温度:400°C以下、并且平均温度:500 °〇以上或者板厚方向中央部温度:530°C以上）。
[0079] 即，将坯板均匀加热至900°C，自然冷却至700°C。接着，对该坯板表面在水温为10 °C、水量密度为10000L/V ·分钟、注水时间为0.3秒的条件下进行水冷，将表面温度冷却至 250°C，由此可以得到上述期望的温度分布。
[0080] 如上所述，对加热后的表面处理钢板的表面进行冷却，在表面处理钢板的表面温 度为400°C以下且表面处理钢板的平均温度为500°C以上的条件下进行热压成形，由此可以 在不产生热压成形时的成形载荷的增加、钢板的断裂的情况下抑制微裂纹。另外，上述中， 即使在将表面处理钢板的板厚方向中央部温度设定为530°C以上代替将表面处理钢板的平 均温度设定为500°C以上的情况下，也可以得到与上述同样的效果。需要说明的是，相对于 基体钢板的板厚为约0.8~5. Omm，镀层的厚度极薄，为约5~20μηι。因此，推测热压成形时的 镀层-基体钢板界面附近的温度与表面处理钢板的表面温度大致温度相同。
[0081] 表面处理钢板的热压成形后，可以立即对成形构件进行脱模、也可以在模具内保 持规定时间后使基体钢板为淬火组织。热压成形后，对基体钢板进行淬火而谋求热压成形 构件的高强度化的情况下，优选在模具内保持5秒以上、使热压成形后的基体钢板温度为 150°C以下。另外，基体钢板在模具内的冷却速度优选设定为30°C/秒以上。该冷却速度例如 可以根据坯板(表面处理钢板）的尺寸等选择模具的材料、质量(热导率、热容量)来调节散 热能力、或者使用具备冷却功能的模具(例如在内部设置有水等冷却介质用通路的模具)来 控制为期望的速度。
[0082] 需要说明的是，在模具内保持规定时间而使基体钢板为淬火组织从而谋求热压成 形构件的高强度化的情况下，作为基体钢板，例如可以使用具有以质量％计含有C:0.15% 以上且0.50%以下、Si :0.05%以上且2.00%以下、Mn:0.50%以上且3.00%以下、Ρ:0· 10% 以下、S:0.050% 以下、Β:0·0002% 以上且0.0050% 以下、Al :0.10% 以下和Ν:0·010% 以下、 余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成的热乳钢板、冷乳钢板。下面对各成分的限定 原因进行说明。在此，只要没有特别说明，表示成分的含量的"％"是指"质量％"。
[0083] C:0.15% 以上且0.50% 以下
[0084] C是使钢的强度提高的元素，在谋求热压成形构件的高强度化方面，优选将其含量 设定为0.15%以上。另一方面，C含量大于0.50%时，热压成形构件的焊接性、原材料(基体 钢板)的冲切性显著降低。因此，C含量优选设定为0.15%以上且0.50%以下、更优选设定为 0.20%以上且0.40%以下。
[0085] Si:0.05% 以上且 2.00% 以下
[0086] Si与C同样是使钢的强度提高的元素，在谋求热压成形构件的高强度化方面，优选 将其含量设定为〇. 05%以上。另一方面，Si含量大于2.00%时，制造基体钢板时，热乳时被 称为红锈的表面缺陷的产生显著增大。因此，Si含量优选设定为0.05%以上且2.00%以下、 更优选设定为0.10%以上且1.50%以下。
[0087] Μη:0·50% 以上且3.00% 以下
[0088] Mn是提高钢的淬透性的元素，对于在热压成形后的冷却过程中抑制基体钢板的铁 素体相变而得到淬火组织而言是有效的元素。另外，Mn具有使钢的Ac 3相变点降低的作用， 因此对于使热压成形前的表面处理钢板的加热温度低温化而言是有效的元素。为了表现出 这样的效果，优选将Mn含量 设定为0.50%以上。另一方面，Mn含量大于3.00 %时，Mn发生偏 析使得基体钢板和热压成形构件的材料特性的均匀性降低。因此，Mn含量优选设定为 0.50%以上且3.00%以下、更优选设定为0.75%以上且2.50%以下。
[0089] Ρ:〇·1〇% 以下
[0090] P含量大于0.10%时，P向晶界发生偏析使得基体钢板和热压成形构件的低温韧性 降低。因此，P含量优选设定为0.10%以下、更优选设定为0.01%以下。但是，P过度降低会招 致炼钢工序中的成本的增加。因此，ρ优选设定为〇. 〇〇 1 %以上。
[0091] S:0.050% 以下
[0092] S是与Mn结合形成粗大的硫化物而招致钢的延展性降低的元素。因此，S含量优选 尽可能地降低，但可以允许至0.050%。因此，S含量优选设定为0.050%以下、更优选设定为 0.010%以下。但是，S过度降低会招致炼钢工序中的脱硫成本的增加。因此，S优选设定为 0.0005% 以上。
[0093] Β:0·0002% 以上且0.0050% 以下
[0094] B是提高钢的淬透性的元素，对于在热压成形后对基体钢板进行冷却时抑制从奥 氏体晶界生成铁素体而得到淬火组织而言是有效的元素。这样的效果通过将B含量设定为 0.0002%以上可以得到，但B含量大于0.0050%时，其效果饱和，导致成本升高。因此，B优选 设定为0.0002%以上且0.0050%以下。更优选为0.0005%以上且0.0030%以下。
[0095] Α1:0·10% 以下
[0096] Al含量大于0.10%时，招致氧化物系夹杂物的增加，钢的延展性降低。因此，Al含 量优选设定为0.10%以下、更优选设定为0.07%以下。但是，Al具有作为脱氧剂的作用，从 提高钢的洁净度的观点出发，优选将其含量设定为〇. 01 %以上。
[0097] Ν:0·010% 以下
[0098] N含量大于0.010 %时，在基体钢板中形成Al的氮化物，招致热压成形时的成形性 的降低。因此，N含量优选设定为0.010%以下、更优选设定为0.005%以下。但是，N过度降低 会招致炼钢工序中的成本的增加。因此，N优选设定为0.0005 %以上。
[0099] 以上是本发明中的基体钢板的优选基本成分，但该基体钢板也可以根据需要进一 步含有下述元素。
[0100] Cr :0.01 % 以上且0.5% 以下、V:0.01 % 以上且0.5% 以下、Mo:0.01 % 以上且0.5% 以下和Ni :0.01 %以上且0.5%以下中的至少一种
[0101] &、￥、1〇、附均是对于提高钢的淬透性而言是有效的元素。该效果在上述任一种元 素的情况下均是通过使含量为〇. 01 %以上可以得到。但是，Cr、V、Mo、Ni均在含量大于0.5% 时，上述效果饱和，导致成本升高。因此，含有〇，、1〇、附中任一种以上的情况下，优选将各 自的含量设定为〇. 01 %以上且〇. 5%以下、更优选设定为0.1 %以上且0.4%以下。
[0102] Ti:0.01% 以上且 0.20% 以下
[0103] Ti对于钢的强化而言是有效的元素。由Ti带来的强度提高效果通过将其含量设定 为0.01 %以上可以得到，在本发明中规定的范围内时，也可以用于钢的强化。但是，Ti含量 大于0.20 %时，其效果饱和，导致成本升高。因此，在含有Ti的情况下，优选将其含量设定为 0.01 %以上且0.20%以下、更优选设定为0.01 %以上且0.05%以下。
[0104] Nb:0.01% 以上且0.10% 以下
[0105] Nb对于钢的强化而言也是有效的元素。由Nb带来的强度提高效果通过将其含量设 定为0.01%以上可以得到，在本发明中规定的范围内时，也可以用于钢的强化。但是，Nb含 量大于0.10%时，其效果饱和，导致成本升高。因此，在含有Nb的情况下，优选将其含量设定 为0.01 %以上且0.10%以下、更优选设定为0.01 %以上且0.05%以下。
[0106] Sb:0.003% 以上且0.03% 以下
[0107] Sb具有在热压成形前对表面处理钢板进行加热、而后经热压成形的一系列处理直 到冷却期间抑制在基体钢板表层部生成的脱碳层的效果。为了表现出这样的效果，优选将 Sb含量设定为0.003%以上。但是，Sb含量大于0.03%时，在制造基体钢板时会招致乳制载 荷的增大，有可能导致生产率的降低。因此，在含有Sb的情况下，优选将其含量设定为 0.003%以上且0.03%以下、更优选设定为0.005%以上且0.01 %以下。
[0108] 需要说明的是，上述以外的成分(余量)为Fe和不可避免的杂质。
[0109] 使用具有上述组成的基体钢板，将热压成形前的表面处理钢板加热至基体钢板的 Ac3相变点以上的温度并在期望的温度条件下进行热压成形后，在模具内保持5秒以上后以 30°C/秒以上的冷却速度将基体钢板冷却至150°C以下，由此可以使基体钢板的组织为马氏 体组织。其结果是可以得到耐腐蚀性优良、且具有拉伸强度为1300MPa以上的强度的热压成 形构件。
[0110] 另外，本发明的热压成形方法即使在应用于通常强度高、难以加工的基体钢板的 情况下，也能够抑制液态金属脆化裂纹、微小裂纹(微裂纹)而不会产生成形载荷的增加、钢 板的断裂，。因此，本发明的热压成形方法应用于具有如上所述的成分组成的高强度的基体 钢板是极其有利的。
[0111] 需要说明的是，在本发明中用作热压成形构件的原材料的表面处理钢板的制造条 件没有特别限制。基体钢板的制造条件没有特别限定，例如可以将具有规定的成分组成的 热乳钢板(酸洗钢板、板厚：约2. Omm以上且5. Omm以下）作为基体钢板。另外，也可以将对上 述热乳钢板(酸洗钢板)实施冷乳而得到的冷乳钢板(板厚:约〇.8mm以上且2.3mm以下)作为 基体钢板。
[0112]在基体钢板的表面形成Zn系镀层而制成表面处理钢板时的条件也没有特别限定。 使用热乳钢板(酸洗钢板)作为基体钢板的情况下，对热乳钢板(酸洗钢板)实施退火处理和 热镀Zn处理，由此可以制成表面处理钢板。也可以在上述热镀Zn处理之后实施合金化处理， 由此制成表面处理钢板。另外，对热乳钢板(酸洗钢板)实施电镀Zn处理，由此也可以制成表 面处理钢板。另一方面，使用冷乳钢板作为基体钢板的情况下，对冷乳钢板实施退火处理 后，实施热镀Zn处理，由此可以制成表面处理钢板。也可以在上述热镀Zn处理之后实施合金 化处理，由此制成表面处理钢板。另外，对冷乳钢板实施电镀Zn处理，由此也可以制成表面 处理钢板。也可以在电镀Zn处理之前对冷乳钢板实施退火处理。
[0113] 例如，在基体钢板表面形成热镀Zn层的情况下，将基体钢板在连续热镀锌生产线 中通板进行退火处理后，浸渍于440°C以上且500°C以下的锌镀浴中，由此可以形成热镀Zn 层。热镀Zn层的附着量通过气体擦拭法等调节为期望的附着量(例如每单面10g/m2以上且 90g/m 2以下）即可。
[0114] 在基体钢板表面形成Zn-Fe镀层的情况下，例如，通过与上述同样的方法在基体钢 板表面形成Zn镀层后，在合金化炉中加热至460°C以上且600°C以下的温度范围，在该温度 范围内滞留5秒以上且60秒以下，通过实施这样的合金化处理，可以形成Zn-Fe镀层。需要说 明的是，镀层中的Fe含量通过将合金化炉中的加热温度、该加热温度下的滞留时间在上述 范围内适当调节，由此可以形成期望的Fe含量(例如5质量％以上且80质量％以下）。
[0115] 在基体钢板表面形成Zn-Ni镀层的情况下，例如将基体钢板脱脂、酸洗后，在含有 l〇〇g/L以上且400g/L以下的硫酸镍六水合物、10g/L以上且400g/L以下的硫酸锌七水合物 的pHl.O以上且3.0以下、浴温30°C以上且70°C以下的镀浴中以lOA/dm 2以上且150A/dm2以下 的电流密度进行电镀处理，由此可以形成Zn-Ni镀层。需要说明的是，使用冷乳钢板作为基 体钢板的情况下，也可以在上述脱脂、酸洗之前对冷乳钢板实施退火处理。镀层中的Ni含量 通过将硫酸锌七水合物的浓度、电流密度在上述范围内适当调节，可以形成期望的Ni含量 (例如9质量％以上且25质量％以下）。另外，Zn-Ni镀层的附着量通过调节通电时间，可以形 成期望的附着量(例如每单面l〇g/m2以上且90g/m2以下）。
[0116]实施例
[0117] 将具有表1所示的成分的钢熔炼制成铸片，将该铸片加热至1200°C，在870°C的精 乳结束温度下实施热乳后，在600°C进行卷取，制成热乳钢板。接着，将该热乳钢板酸洗后， 以65 %的压下率进行冷乳，制成板厚为1.6mm的冷乳钢板。表1所述的Ac3相变点通过下述 (1)式算出（参考Wi 11 iam C. Lesl ie著、幸田成康监译、熊井浩、野田龙彦译、"莱斯利钢铁材 料学"、丸善株式会社、1985年、p.273)。
[0118] Ac3(0C) = 910-203, [C]+44 · 7 X [Si ]-30 X [Mn]+700 X [P]+400 X [Al ]…（1)
[0119] 需要说明的是，（1)式中，[(：]、[51]、[111]、[?]、[厶1]为各元素((：、5^11、？^1)的含 量(质量％)。
[0120]以如上得到的冷乳钢板作为基体钢板，在基体钢板的表面形成纯Zn镀层、Zn-Fe镀 层(Fe含量:8~70质量％ )、Zn-Ni镀层(Ni含量：10~23质量％ )各镀层而制成表面处理钢 板。各镀层在下述条件下形成。
[0121] 〈纯 Zn 镀层〉
[0122] 将冷乳钢板在连续热镀锌生产线中通板，以10°C/秒的升温速度加热至800°C以上 且900°C以下的温度范围，在该温度范围内滞留10秒以上且120秒以下后，以15°C/秒的冷却 速度冷却至460°C以上且500°C以下的温度范围，浸渍于450°C的锌镀浴中，由此形成Zn镀 层。Zn镀层的附着量通过气体擦拭法调节为规定的附着量。
[0123] 〈Zn-Fe 镀层〉
[0124] 将冷乳钢板在连续热镀锌生产线中通板，以10°C/秒的升温速度加热至800°C以上 且900°C以下的温度范围，在该温度范围内滞留10秒以上且120秒以下后，以15°C/秒的冷却 速度冷却至460°C以上且500°C以下的温度范围，浸渍于450°C的锌镀浴中，由此形成Zn镀 层。Zn镀层的附着量通过气体擦拭法调节为规定的附着量。通过气体擦拭法调节为规定的 附着量后，立即在合金化炉中加热至500~550°C并保持5~60秒，由此形成Zn-Fe镀层。镀层 中的Fe含量通过将合金化炉中的加热温度、该加热温度下的滞留时间在上述范围内变更而 形成为规定的含量。
[0125] 〈Zn-Ni 镀层〉
[0126] 将冷乳钢板在连续退火生产线中通板，以10°C/秒的升温速度加热至800°C以上且 900°C以下的温度范围，在该温度范围内滞留10秒以上且120秒以下后，以15°C/秒的冷却速 度冷却至400°C以上且500°C以下的温度范围。接着，进行脱脂、酸洗后，在含有200g/L的硫 酸镍六水合物、10~300g/L的硫酸锌七水合物的pHl. 3、浴温50°C的镀浴中以30~lOOA/dm2 的电流密度通电10~100秒，进行这样的电镀处理，由此形成Zn-Ni镀层。镀层中的Ni含量通 过将硫酸锌七水合物的浓度、电流密度在上述范围内适当调节而形成为规定的含量。另外， Zn-Ni镀层的附着量通过将通电时间在上述范围内适当调节而形成为规定的附着量。
[0127] 从按照上述方式得到的表面处理钢板冲裁出200mmX400mm的坯板，将该坯板通过 大气气氛的电炉进行加热后，将坯板的表面冷却，然后，使用模具(材料:SKD61)进行冲压成 形。并且，在模具内冷却后，进行脱模，由此制造出图1所示的帽形的冲压成形构件。冲压成 形使用冲头肩部R: 6 mm、冲模肩部R: 6 mm的模具并使冲头-冲模的间隙为1.6 mm、通过压边力 为IOtonf的拉深成形进行。
[0128] 将坯板的加热温度、该加热温度下的保持时间、坯板的表面冷却方法、冲压成形开 始时的坯板的表面温度、平均温度、板厚方向中央部的温度、冲压成形载荷、模具内的保持 时间(在模具下死点位置的保持时间)冲压成形后的脱模温度示于表2中。
[0129] 冲压成形前的冷却通过在将坯板安装于模具中的状态下对坯板的表面进行水冷 或高压气体冷却而进行。此时，为了使冷却后的坯板、即冲压成形时的坯板的表面温度、平 均温度或板厚方向中央部温度为目标范围，对水冷时的水量、水压和高压气体冷却时的气 体温度、气体压力适当调节。需要说明的是，在表2所示的实施例中，在进行水冷的发明例 中，将水冷条件在水温为10~30°C、水量密度为500~100000L/m 2 ·分钟、注水时间为0.1~ 3.0秒的范围内适当调节，由此形成期望的表面温度、平均温度或板厚方向中央部温度。在 表2所示的实施例中，在进行高压气体冷却的发明例中，将高压气体冷却条件在以1~3atm 的高压向坯板表面喷吹他气、H2气或He气、气体喷射量为1.0~30Nm3/m2 ·秒、气体喷射时间 为0.5~5.0秒的范围内适当调节，由此制成期望的表面温度、平均温度或板厚方向中央部 温度。
[0130] 冲压前的坯板表面的温度通过辐射温度计测定。需要说明的是，从坯板的表面温 度测定到冲压成形所需的时间为约1.5秒。冲压成形时的坯板的平均温度依照上述方法由 冲压成形载荷推定求出。即，将坯板加热至约900°C后，在成形开始之前通过空气冷却均匀 冷却，基于在各种温度下进行冲压成形求出的坯板与成形载荷的相关关系，根据本实施例 中的成形载荷推定出坯板的平均温度。
[0131] 冲压成形时的坯板的板厚方向中央部的温度通过基于有限元法的传热计算求出。
[0132] 从所得到的帽形的冲压成形构件的纵壁部裁取样品，使用扫描型电子显微镜 (SEM)以1000倍的倍率针对各样品对其表层的截面观察10个视野以上，对微裂纹(在样品表 面产生的微小裂纹，自镀层-基体钢板的界面起的深度为30μπι以下，贯穿镀层-基体钢板的 界面而到达基体钢板内部的微小裂纹）的有无和微裂纹的平均深度进行考察。微裂纹的平 均深度以任意20个微裂纹的微裂纹深度的平均值的方式求出。需要说明的是，此处所指的 "微裂纹深度"如图5所示是指微裂纹3的、自镀层1-基体钢板2的界面起测量的向板厚中央 方向的裂纹的长度（图5中，h的长度）。观察的微裂纹的个数小于20个的情况下，将观察的全 部微裂纹深度的平均作为平均深度。需要说明的是，对微裂纹以外的裂纹(在样品表面产生 的裂纹，自镀层-基体钢板的界面起的深度大于30μπι的裂纹)的有无也进行了确认。
[0133] 另外，对所得到的样品（从帽形的冲压成形构件的纵壁部裁取的样品）的截面进行 研磨，通过显微维氏硬度计求出其板厚方向中央部的硬度。将这些结果也一并示于表2中。
[0134] 进而，从所得到的冲压成形构件的纵壁部裁取JIS 13 B号拉伸试验片。使用该裁 取的试验片，依据JIS G 0567(1998)进行拉伸试验，测定室温(22± 5°C)下的拉伸强度。需 要说明的是，拉伸试验均以十字头速度为IOmm/分钟进行。将这些结果也一并示于表2中。
[0137] 对于发明例、比较例的所有热压成形构件，均没有观察到自镀层-基体钢板的界面 起的深度大于30M1的裂纹。
[0138] 但是，在比较例的热压成形构件的一部分中观察到微裂纹(贯穿镀层-基体钢板的 界面而到达基体钢板内部的微小裂纹）。另外，在比较例的热压成形构件之中，关于未观察 到微裂纹的构件，热压成形时的成形载荷超过300tonf。
[0139] 与此相对，发明例的热压成形构件均没有观察到微裂纹(贯穿镀层-基体钢板的界 面而到达基体钢板内部的微小裂纹），热压成形时的成形载荷也为小于300tonf的低值。另 外，发明例的热压成形构件均得到了 1300MPa以上的拉伸强度。
[0140] 图6中示出了上述SEM观察的结果的一部分。图6的(a)是表2的构件No. 23 (比较例） 的SEM观察结果，可以确认到微小裂纹到达基体钢板内部的情形。另一方面，图6的(b)是表2 的构件No. 14(发明例）的SEM观察结果，虽然存在镀层的裂纹，但没有确认到到达基体钢板 内部这样的微裂纹。
[0141] 符号说明
[0142] l···镀层
[0143] 2…基体钢板
[0144] 3···微裂纹
[0145] h…微裂纹深度
【主权项】
1. 一种热压成形构件的制造方法，对在基体钢板的表面形成有Zn系镀层的表面处理钢 板实施热压而制造热压成形构件时，将所述表面处理钢板加热至750°C以上且1000°C以下 的温度范围后，对所述表面处理钢板的表面进行冷却，在所述表面处理钢板的表面温度为 400°C以下且所述表面处理钢板的平均温度为500°C以上的条件下进行热压成形。2. -种热压成形构件的制造方法，对在基体钢板的表面形成有Zn系镀层的表面处理钢 板实施热压而制造热压成形构件时，将所述表面处理钢板加热至750°C以上且1000°C以下 的温度范围后，对所述表面处理钢板的表面进行冷却，在所述表面处理钢板的表面温度为 400°C以下且所述表面处理钢板的板厚方向中央部的温度为530°C以上的条件下进行热压 成形。3.如权利要求1或2所述的热压成形构件的制造方法，其中，所述镀层为Zn-Ni镀层，该 Zn-Ni镀层中的Ni含量以质量％计为9%以上且25%以下。4.如权利要求1或2所述的热压成形构件的制造方法，其中，所述镀层为Zn-Fe镀层，该 Zn-Fe镀层中的Fe含量以质量％计为5%以上且80%以下。5. 如权利要求1~4中任一项所述的热压成形构件的制造方法，其特征在于，所述基体 钢板具有如下成分组成：以质量％计，含有C:0.15%以上且0.50%以下、Si:0.05%以上且 2.00%以下、Μη:0.50%以上且3.00%以下、P:0.10%以下、S:0.050%以下、B:0.0002%以 上且0.0050%以下、A1:0.10%以下和N:0.010%以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成。6. 如权利要求5所述的热压成形构件的制造方法，其特征在于，所述基体钢板以质量％ 计还含有Cr:0.01 %以上且0.5%以下、V:0.01 %以上且0.5%以下、Mo:0.01 %以上且0.5% 以下和Ni:0.01 %以上且0.5%以下中的至少一种。7.如权利要求5或6所述的热压成形构件的制造方法，其特征在于，所述基体钢板以质 量％计还含有Ti:0.01%以上且0.20%以下。8. 如权利要求5~7中任一项所述的热压成形构件的制造方法，其特征在于，所述基体 钢板以质量％计还含有Nb:0.01 %以上且0.10%以下。9. 如权利要求5~8中任一项所述的热压成形构件的制造方法，其特征在于，所述基体 钢板以质量％计还含有Sb:0.003%以上且0.03%以下。10. -种热压成形构件，其通过权利要求1~9中任一项所述的方法制造得到。
【专利摘要】对在基体钢板的表面形成有Zn系镀层的表面处理钢板实施热压而制造热压成形构件时，将所述表面处理钢板加热至750℃以上且1000℃以下的温度范围后，对所述表面处理钢板的表面进行冷却，在所述表面处理钢板的表面温度为400℃以下且所述表面处理钢板的平均温度为500℃以上或者所述表面处理钢板的板厚方向中央部的温度为530℃以上的条件下进行热压成形。
【IPC分类】C23C2/06, C23C2/40, C22C18/00, C21D9/46, C22C38/60, C21D9/00, C21D1/18, B21D22/20, C23C2/26, B21D53/88, C22C38/00
【公开号】CN105492134
【申请号】CN201480047569
【发明人】中垣内达也, 时田裕一, 簑手彻, 玉井良清
【申请人】杰富意钢铁株式会社
【公开日】2016年4月13日
【申请日】2014年7月16日
【公告号】EP3040133A1, US20160208355, WO2015029653A1, WO2015029653A8
【技术领域】
[0001] 本发明涉及用于汽车零部件的结构构件这样的需要强度、耐腐蚀性的热压成形构 件及其制造方法，特别是涉及如下所述的热压成形构件及其制造方法，所述热压成形构件 是以在基体钢板的表面形成有镀层的表面处理钢板为原材料，将预先加热后的表面处理钢 板热压成形为规定的形状时，在赋予形状的同时对基体钢板进行淬火，从而得到规定强度 的热压成形构件。
【背景技术】
[0002] 近年来，从地球环境保护的观点出发，加强了汽车排气限制。这种状况下，提高汽 车的燃料效率成为重要的课题，要求汽车零部件的高强度化和薄壁化。在谋求汽车零部件 的高强度和薄壁化方面，使用具有规定强度的钢板作为汽车零部件的原材料，对该钢板实 施冲压加工而成形为规定形状的零部件是极其有效的。但是，伴随钢板的高强度化，其冲压 加工性降低，因此难以将钢板加工为所期望的零部件形状的情况增多。
[0003] 作为解决上述问题的技术，已知有如下技术:使用模具将加热至高温的原材料钢 板热压成形为期望的形状，同时在模具内进行散热而淬火，从而使热压成形后的零部件高 强度化。例如在专利文献1中提出了如下技术:在对加热至900°C左右的奥氏体单相区的坯 板(钢板)实施热压而制造规定形状的零部件时，与热压成形同时在模具内进行淬火，由此 实现零部件的高强度化。
[0004] 然而，在专利文献1提出的技术中存在如下问题：在冲压前将钢板加热至900°C左 右的高温时，在钢板表面生成氧化皮(铁氧化物），该氧化皮在热压成形时剥离而使模具损 伤、或者使热压成形后的构件表面损伤。另外，在构件表面残留的氧化皮还会导致外观不 良、涂装粘附性下降。因此，通常进行酸洗、喷丸等处理来除去构件表面的氧化皮，但这些处 理导致生产率的降低。此外，汽车的行走构件、车身结构构件等也需要优良的耐腐蚀性，但 对于专利文献1提出的技术而言，由于在原材料钢板上没有设置镀层等防锈被膜，因此热压 成形构件的耐腐蚀性不充分。
[0005] 出于上述原因，期望在热压成形前的加热时可抑制氧化皮的生成、并且可使热压 成形后的构件的耐腐蚀性提高的热压成形技术。针对上述期望，提出了在表面设置有镀层 等被膜的表面处理钢板、使用了表面处理钢板的热压成形方法。
[0006] 例如，在专利文献2中提出了如下技术:将被Zn(锌)或Zn基合金被覆的钢板加热至 700~1200°C后，进行热压成形，由此制成在表面具备Zn-Fe基化合物或Zn-Fe-Al基化合物 的热压成形构件。另外，在专利文献2中记载了 ：通过使用被Zn或Zn基合金被覆的钢板，能够 抑制在热压成形前的加热时成为问题的钢板表面的氧化，而且可以得到耐腐蚀性优良的热 压成形构件。
[0007] 利用专利文献2中提出的技术，热压成形构件表面的氧化皮生成在一定程度上被 抑制。但是，有时会发生因镀层中的Zn引起的液态金属脆化裂纹，在热压成形构件的表层部 产生深度约100μπι的裂纹。如果产生这样的裂纹，则会导致热压成形构件的耐疲劳特性降低 等各种问题。
[0008] 针对这样的问题，在专利文献3中提出了如下方法:在通过热压对在基体钢板表面 形成有Zn-Fe系镀层的表面处理钢板进行成形而制造热压成形品时，将上述表面处理钢板 加热至基体钢板的Ac 1相变点以上且950°C以下的温度，将表面处理钢板冷却至镀层的凝固 点以下的温度后，开始成形。并且，在专利文献3中记载了 ：将表面处理钢板冷却至镀层的凝 固点以下的温度后开始成形，由此能够抑制液态金属脆化。
[0009] 现有技术文献
[0010] 专利文献
[0011] 专利文献1:英国专利第1490535号说明书
[0012] 专利文献2:日本专利第3663145号公报 [0013] 专利文献3:日本特开2013-91099号公报
【发明内容】
[0014] 发明所要解决的问题
[0015] 利用专利文献3中提出的技术，可抑制液态金属脆化裂纹、即在热压成形构件的表 面产生的深度为约IOOym的裂纹。但是，专利文献3提出的技术是在将表面处理钢板整体冷 却至镀层的凝固点以下的温度的状态下进行冲压成形。因此，由于成形温度的降低而引起 冲压成形时的钢板的强度升高和延展性降低，产生了成形载荷增加、成形时容易发生钢板 断裂等新问题。
[0016] 另外，专利文献3提出的技术能够抑制由液态金属脆化导致的裂纹(在热压成形构 件的表面产生、自镀层-钢基界面起向钢基内部方向的深度为约100M1、在界面检测到Zn的 裂纹）。但是，有时会在热压成形构件的表面产生微小裂纹，其自镀层-钢基界面起向钢基内 部方向的深度为约30μπι以下、从界面没有检测到Zn。该微小裂纹被称为微裂纹，贯穿镀层-钢基界面而到达钢基(基体钢板)的内部，有时对热压成形构件的各特性(耐疲劳特性等)带 来不良影响。
[0017] 本发明是着眼于如上所述的问题而完成的。即，本发明的目的在于:提供一种在对 Zn系镀敷钢板实施热压而制造热压成形构件时抑制热压成形时的成形载荷的过度增加及 钢板的断裂、并且抑制微裂纹的生成的方法；以及提供一种抑制了微裂纹的生成的热压成 形构件。
[0018]需要说明的是，微裂纹的深度与以往以来已知的液态金属裂纹完全不同，产生的 位置及在破裂的界面处有无 Zn也不同，形态及现象明显存在区别。
[0019] 用于解决问题的手段
[0020] 本发明人们首先对抑制在对Zn系镀敷钢板进行热压成形时成为问题的微小裂纹 (微裂纹)的方法进行了研究。
[0021] 关于微裂纹的生成机理还不明确，有时由于在高温下对Zn系镀敷钢板进行成形而 在镀敷钢板的表面产生微小裂纹。该微小裂纹是自镀层-钢基(基体钢板)界面起的深度为 约30μπι以下的微小的裂纹，贯穿镀层-钢基(基体钢板)界面而到达基体钢板内部。针对上述 问题，本发明人们进行了各种各样的研究，结果发现，通过使热压成形时的镀敷钢板的温度 为约400°C以下，由此可完全地抑制微裂纹。此外，通过如上所述使热压成形时的镀敷钢板 温度为约400°C以下，可以得到在模具上的镀层附着量也大幅降低的效果。
[0022] 但是，冲压成形时的钢板温度降低时，钢板的强度升高，因此成形载荷增加。另外， 冲压成形时的钢板温度降低时，钢板的延展性降低，因此成形时钢板容易发生断裂。由此， 冲压成形时的钢板温度降低时，不能发挥热压成形的优点。特别是，冲压成形时的镀敷钢板 在板厚方向整个区域降低至约400°C以下时，这些问题显著产生，出现冲压成形构件的品质 下降、或者生产率、成品率降低等新问题。
[0023] 因此，本发明人们想到在只对镀敷钢板的表层部进行冷却的状态下进行热压成 形。如上所述，容易产生微裂纹的是镀敷钢板的表面附近的区域。因此，本发明人们推测，即 使是在将镀敷钢板的板厚方向中央部维持于高温状态、只将镀敷钢板的表层部冷却至约 400°C以下的状态下进行热压成形的情况下，也可抑制微裂纹。
[0024] 基于上述推测，本发明人们进一步进行了研究，结果得出如下见解:即使是镀敷钢 板的平均温度为500°C以上、或者镀敷钢板的板厚方向中央部的温度为530°C以上，如果在 使镀敷钢板表面温度为400°C以下、仅镀敷钢板的表层附近局部地被冷却的状态下进行热 压成形，则能够抑制微裂纹。另外得出如下见解:即使是热压成形时的镀敷钢板表面温度为 400°C以下，如果镀敷钢板的平均温度为500°C以上、或者镀敷钢板的板厚方向中央部的温 度为530°C以上，则能够抑制冲压成形载荷的增加及成形时钢板的断裂。
[0025] 在此，对直到得出上述见解的实验进行说明。需要说明的是，下述表示化学成分的 含量的"％"是指"质量％"。
[0026] 首先，以板厚为1 · 6mm的冷乳钢板（化学成分46-0.23%〇0.25%5丨-1.40%]?11-0.01%?-0.005%5-0.0020%8-0.03%厶1-0.005%1厶。3相变点：801°〇为基体钢板，在该 基体钢板表面形成Zn系镀层(Zn-12质量％Ni镀层、每单面的附着量为65g/m2)，准备这样的 表面处理钢板。接着，对表面处理钢板实施冲裁加工，得到200mm X 400mm的坯板。
[0027] 使用按照以上方式得到的坯板，首先实施冲压成形试验。具体而言，将坯板均匀加 热至900°C，在自然冷却至700°C的时刻以多种条件对坯板表面进行冷却，将表面的温度降 低至400°C以下的还板插入模具(材料:SKD61、冲头肩部R :6mm、冲模肩部R :6mm)进行冲压成 形。然后，在模具内保持15秒冷却至120°C以下后脱模，制成图1所示的帽形的冲压成形构 件。需要说明的是，上述冲压成形设定成冲头-冲模的间隙为1.6mm、压边力为IOtonf的拉深 成形。
[0028] 上述中，对坯板表面进行水冷的条件是在使水温、水量密度、注水时间在水温为10 ~30°C、水量密度为10~100000L/m 2 ·分钟、注水时间为0.1~10.0秒的范围内变更的多种 条件下实施水冷。另外，冲压成形时测定其成形载荷。
[0029] 从所得到的帽形的冲压成形构件的纵壁部裁取样品，使用扫描型电子显微镜 (SEM)以1000倍的倍率对其表层的截面进行观察。其结果是，在冷却后的坯板表面温度为 400°C以下的任一条件下均没有观察到微裂纹(在冲压构件表面产生的微小裂纹，自镀层-基体钢板的界面起向板厚中央方向的深度为30μπι以下的微小裂纹）。但是，根据对坯板表面 进行水冷的条件，冲压成形时的成形载荷在180~600tonf的范围内变化。
[0030] 因此，将与上述相同种类的还板(200mmX400mm)均勾加热至900°C，在自然冷却至 700°C的时刻与上述冲压成形试验同样地以多种条件对坯板表面进行冷却，从而使坯板表 面为400°C以下，然后，不进行冲压成形而保持原状态地放置，通过辐射温度计测定坯板表 面的温度历程。其结果是，以上述成形载荷在180~600tonf的范围内变化的冲压成形试验 中成形载荷变得较低而为300tonf以下的水冷条件进行水冷后未进行冲压成形而放置的情 况下，如图2所示，确认到如下现象:在相当于冲压成形时间（ 将坯板安装到模具中，到冲头 到达下死点为止所需要的时间）的期间，坯板表面温度被冷却至400°C以下后，由于回热使 得温度升高至500°C以上。由此可以得出如下结论:在由于回热使得表面温度大幅升高时， 即使在坯板表面温度被冷却至400°C以下的情况下坯板内部也维持着高温状态。另一方面， 在以成形载荷变得较高而超过300tonf的水冷条件进行水冷后未进行冲压成形而放置的情 况下，没有观察到回热现象、或者即使观察到回热现象其温度升高量也轻微。
[0031]根据上述结果确认到:在成形载荷变得比较低而为300tonf以下的情况下，冲压成 形时的坯板表面温度为400°C以下，且在坯板的板厚方向上产生温度分布。然而，由上述结 果并不能掌握成形载荷变得比较低而为300tonf以下的情况下的冲压成形时的坯板内部温 度。因此，通过下述方法求出产生了温度分布的坯板的平均温度。
[0032] 将与上述相同种类的坯板（200mmX400mm)加热至900°C后，进行空气冷却而均匀 冷却至各种温度，进行冲压成形。对于冲压成形条件，除了坯板的温度在板厚方向整个区域 均匀这点以外，设定为与上述冲压成形试验相同的条件。并且，对冲压成形时的每个坯板温 度测定成形载荷。冲压成形时的坯板温度通过利用辐射温度计对临插入模具之前的坯板进 行测定而求出。需要说明的是，从测定坯板的温度到冲压成形所需的时间为约1.5秒，该期 间的温度降低可以忽略。
[0033]图3是表示在将坯板均匀冷却的情况下的坯板温度与冲压成形载荷的关系的曲线 图。如图3所示，在将坯板均匀冷却的情况下，随着坯板温度降低，成形载荷增加。并且确认 到，坯板温度为约500°C以上时，成形载荷为300tonf以下。根据这些结果可以认为，在冲压 成形时的坯板表面温度为400°C以下且成形载荷为300tonf以下的情况下，冲压成形时的坯 板平均温度为约500°C以上。
[0034] 根据上述确认到，通过将冲压成形时的坯板温度设定成表面温度为400°C以下且 平均温度为500°C以上，能够在不招致冲压载荷的增大、坯板的断裂的情况下有效地抑制微 裂纹。如图4(a)所示，对于现有的热压成形法、例如专利文献3提出的热压成形法而言，在坯 板温度遍及板厚方向整个区域为均匀的温度的条件下进行冲压成形。这种情况下，不能充 分地抑制微裂纹的产生，热压成形构件的各特性(耐疲劳特性等)变差。与此相对，如图4(b) 所示，通过将具有期望的温度分布的坯板进行冲压成形，可以在不伴随有冲压载荷的增大、 坯板的断裂的情况下抑制微裂纹。
[0035]需要说明的是，作为基于图2所示的坯板表面的温度历程通过传热计算算出坯板 的板厚方向中央部的温度的结果，推定在与冲压成形时间相当的期间内的坯板的板厚方向 中央部的温度为约530°C以上。即推定，即使在将冲压成形时的坯板温度设定成板厚中央部 温度为530°C以上来代替设定成平均温度为500°C以上的情况下，只要表面温度为400°C以 下则可以得到与上述同样的效果。需要说明的是，传热计算使用了差分法，但也可以通过有 限元法(FEM)等求出。
[0036] 本发明是基于上述见解而完成的，其主旨如下所述。
[0037] [1]-种热压成形构件的制造方法，对在基体钢板的表面形成有Zn系镀层的表面 处理钢板实施热压而制造热压成形构件时，将上述表面处理钢板加热至750°C以上且1000 °c以下的温度范围后，对上述表面处理钢板的表面进行冷却，在上述表面处理钢板的表面 温度为400°C以下且上述表面处理钢板的平均温度为500°C以上的条件下进行热压成形。
[0038] [2]-种热压成形构件的制造方法，对在基体钢板的表面形成有Zn系镀层的表面 处理钢板实施热压而制造热压成形构件时，将上述表面处理钢板加热至750°C以上且1000 °C以下的温度范围后，对上述表面处理钢板的表面进行冷却，在上述表面处理钢板的表面 温度为400°C以下且上述表面处理钢板的板厚方向中央部的温度为530°C以上的条件下进 行热压成形。
[0039] [3]如上述[1]或[2]所述的热压成形构件的制造方法，其中，上述镀层为Zn-Ni镀 层，该Zn-Ni镀层中的Ni含量以质量％计为9%以上且25%以下。
[0040] [4]如上述[1]或[2]所述的热压成形构件的制造方法，其中，上述镀层为Zn-Fe镀 层，该Zn-Fe镀层中的Fe含量以质量％计为5%以上且80%以下。
[0041] [5]如上述[1]~[4]中任一项所述的热压成形构件的制造方法，其特征在于，上述 基体钢板具有如下成分组成：以质量％计，含有C: 0.15%以上且0.50%以下、Si : 0.05%以 上且2.00%以下、Mn :0.50%以上且3.00%以下、P :0· 10%以下、S: 0.050%以下、B: 0.0002%以上且0.0050%以下、Al :0.10%以下和N:0.010%以下，余量由Fe和不可避免的 杂质构成。
[0042] [6]如上述[5]所述的热压成形构件的制造方法，其特征在于，上述基体钢板以质 量％计还含有Cr :0.01 %以上且0.5%以下、V: 0.01 %以上且0.5%以下、Mo :0.01 %以上且 0.5%以下和Ni :0.01 %以上且0.5%以下中的至少一种。
[0043] [7]如上述[5]或[6]所述的热压成形构件的制造方法，其特征在于，上述基体钢板 以质量％计还含有Ti :0.01 %以上且0.20%以下。
[0044] [8]如上述[5]~[7]中任一项所述的热压成形构件的制造方法，其特征在于，上述 基体钢板以质量％计还含有Nb:0.01%以上且0.10%以下。
[0045] [9]如上述[5]~[8]中任一项所述的热压成形构件的制造方法，其特征在于，上述 基体钢板以质量％计还含有Sb: 0.003 %以上且0.03 %以下。
[0046] [10]-种热压成形构件，其通过上述[1]~[9]中任一项所述的方法制造得到。 [0047]发明效果
[0048]利用本发明，在对Zn系镀敷钢板实施热压来制造热压成形构件时，能够抑制以往 以来视为问题的液态金属脆化裂纹、微小裂纹(微裂纹）。另外，利用本发明，能够在不产生 热压成形时的成形载荷的增加、钢板的断裂的情况下解决上述问题。因此，本发明有助于防 腐蚀性能优良的在表面具备Zn系镀层的热压成形构件的品质提高和生产率提高，在产业上 发挥显著效果。
【附图说明】
[0049] 图1是表示冲压成形构件的形状的图。（(a)为立体图、(b)为截面图。）
[0050] 图2是表示对表面处理钢板(坯板）进行了表面冷却的情况下的表面温度历程的 图。
[0051] 图3是表示表面处理钢板(坯板)的温度与冲压成形载荷的关系的图。
[0052]图4(a)是表示以往的热压成形构件的制造方法中的热历程的图。图4(b)是表示依 照本发明的热压成形构件的制造方法中的热历程的图。
[0053]图5是在冲压成形构件的表面产生的微裂纹的示意图。
[0054]图6(a)是表示对比较例(表2的构件No. 23)的热压成形构件的表层部截面进行SEM 观察的结果的图。图6(b)是表示对发明例(表2的构件No. 14)的热压成形构件的表层部截面 进行SEM观察的结果的图。
【具体实施方式】
[0055]以下，对本发明具体地进行说明。
[0056]本发明是对在基体钢板表面形成有Zn系镀层的表面处理钢板进行加热并利用模 具进行热压成形从而制成规定的构件形状的热压成形构件的制造方法以及通过该方法制 造的热压成形构件。而本发明的特征在于，将上述表面处理钢板加热至750°C以上且1000°C 以下的温度范围后，对上述表面处理钢板的表面进行冷却，在上述表面处理钢板的表面温 度为400°C以下且上述表面处理钢板的平均温度为500°C以上的条件下、或者在上述表面处 理钢板的表面温度为400°C以下且上述表面处理钢板的板厚方向中央部的温度为530°C以 上的条件下，进行热压成形。
[0057]需要说明的是，在本发明中，优选在使用模具将表面处理钢板热压成形为期望的 形状的同时，在模具内进行散热而淬火。但是，即使在不伴随有淬火的情况下，也能够充分 地发挥本发明效果(抑制微裂纹等）。
[0058]作为热压成形构件的原材料，使用在基体钢板表面形成有Zn系镀层的表面处理钢 板。通过在钢板表面设置Zn系镀层，可以确保热压成形时的抗氧化性。另外，通过在钢板表 面设置Zn系镀层，可以确保热压成形后的构件的耐腐蚀性。需要说明的是，基体钢板的种类 没有特别限制，对于基体钢板的板厚，从确保冲压成形性、热压成形构件的刚性、热压时所 期望的钢板的温度分布等观点出发，优选设定为〇.8mm以上且5.Omm以下。
[0059] Zn系镀层的种类没有特别限定，除了纯Zn镀层以外，还可以例示出Zn-Fe镀层、Zn-Ni镀层等。另外，在基体钢板表面形成Zn系镀层的方法没有特别限定，可以为热浸镀、电镀 等任一种方法。镀层的附着量优选设定为每单面l〇g/m2以上且90g/m2以下。
[0060] 在使Zn系镀层为Zn-Fe镀层的情况下，对于镀层中的Fe含量没有特别限定，优选设 定为5质量％以上且80质量％以下。镀层中的Fe含量为5质量％以上时，发挥Zn-Fe镀层特有 的优良的功能。另一方面，大于80质量％时，耐腐蚀性、涂装粘附性、焊接性等容易变差。
[0061] 在使Zn系镀层为Zn-Ni镀层的情况下，优选将镀层中的Ni含量设定为9质量％以上 且25质量％以下。通过电镀法在基体钢板表面形成Zn-Ni镀层时，通过将镀层中的Ni含量设 定为9质量％以上且25质量％以下，可形成具有Ni 2Znn、NiZn3、Ni5Zn21中的任一种晶体结构 的γ相。该γ相的熔点高，因此在抑制热压成形前的表面处理钢板加热时所担心的镀层的 蒸发方面是有利的。另外，对于抑制热压成形时成为问题的液态金属脆化也是有利的。
[0062] 在本发明中，将上述表面处理钢板加热至规定温度，仅将表面冷却后进行热压成 形。在此，表面处理钢板的加热温度低于750°C时，热压成形时，难以使表面处理钢板的平均 温度、板厚方向中央部的温度为后述期望 的温度条件。另一方面，表面处理钢板的加热温度 高于1000°C时，由于镀层的蒸发、在表层部生成过量氧化物，使抗氧化性、热压成形构件的 耐腐蚀性降低。因此，加热温度设定为750°C以上且1000°C以下。优选为800°C以上且950°C 以下。
[0063]需要说明的是，在使用模具将表面处理钢板热压成形为期望的形状的同时在模具 内进行散热而淬火的情况下，需要将表面处理钢板的加热温度设定为基体钢板的Ac1相变 点以上。另外，从谋求热压成形构件的高强度化的观点出发，优选将表面处理钢板的加热温 度设定为基体钢板的Ac 3相变点以上、使基体钢板为奥氏体单相组织。
[0064]表面处理钢板的加热方法没有特别限定，可以为利用电炉、感应加热炉、直接通电 加热炉进行的加热等任一种方法。另外，在本发明中，也可以不使表面处理钢板在上述温度 范围（750°C以上且1000°C以下）内滞留一定时间。即，可以在表面处理钢板整体被加热至上 述温度范围后，立即转移至后续工序(对表面进行冷却的工序）。需要说明的是，在使表面处 理钢板在上述温度范围（750°C以上且1000°C以下）滞留一定时间的情况下，优选将其滞留 时间设定为1000秒以下。
[0065] 将表面处理钢板加热至上述温度范围后，对表面处理钢板的表面进行冷却，在表 面处理钢板的表面温度为400°C以下且表面处理钢板的平均温度为500°C以上的条件下进 行热压成形。热压成形时的表面处理钢板的表面温度高于400°C时，不能避免微裂纹的产 生。另一方面，热压成形时的表面处理钢板的平均温度低于500°C时，冲压成形载荷增加、或 者冲压成形时表面处理钢板容易发生断裂。另外，在热压成形前表面处理钢板的平均温度 低于500°C时，有时在冲压成形前的基体钢板中生成铁素体、贝氏体，在冲压成形后不能得 到充分的强度。
[0066]出于上述原因，对表面处理钢板的表面进行冷却，在表面处理钢板的表面温度为 400°C以下且上述表面处理钢板的平均温度为500°C以上的条件下进行热压成形。更优选在 表面处理钢板的表面温度为350°C以下、表面处理钢板的平均温度为530°C以上的条件下进 行热压成形。
[0067]但是，表面处理钢板的表面温度低于150°C时，冲压成形时容易发生断裂，因此优 选设定为150°C以上。
[0068]另外，为了防止液态金属脆化裂纹，表面处理钢板的平均温度的上限可以设定为 低于镀层的熔点。
[0069]另外，上述中，也可以代替将热压成形时的表面处理钢板的平均温度设定为500°C 以上而在表面处理钢板的板厚方向中央部的温度为530°C以上的条件下进行热压成形。通 过将热压成形时的表面处理钢板的板厚方向中央部的温度设定为530°C以上，可以得到与 将平均温度设定为500°C以上的情况下同样的效果。需要说明的是，表面处理钢板的板厚方 向中央部的温度的上限也可以与平均温度同样地设定为低于镀层的熔点。
[0070] 需要说明的是，表面处理钢板的表面温度例如可以使用辐射温度计进行测定。另 一方面，表面处理钢板的平均温度例如可以根据热压成形时的成形载荷预测。
[0071] 随着作为被成形材料的钢板的温度高温化，钢板强度降低，因此热压成形所需的 成形载荷减小。相反，随着作为被成形材料的钢板的温度低温化，钢板强度升高，因此热压 成形所需的成形载荷增大。因此，通过将表面处理钢板加热后，均匀冷却至各种温度(冷却 至板厚方向整个区域内均匀的温度)来进行热压成形，由此可以预先分析表面处理钢板温 度与热压成形时的成形载荷的相关关系。并且，依照本发明，将只对表面进行冷却而在板厚 方向产生了温度分布的表面处理钢板进行热压成形，将此时测定的成形载荷代入预先分析 出的相关关系中，可以将由此得到的表面处理钢板温度视为热压成形时的表面处理钢板的 平均温度。
[0072] 表面处理钢板的板厚方向中央部的温度例如可以通过基于有限元法、差分法的传 热计算求出。需要说明的是，表面处理钢板的平均温度也可以通过基于有限元法、差分法的 传热计算求出而代替上述由冲压成形载荷来预测。
[0073] 对表面处理钢板的表面进行冷却的方法没有特别限定。即，只要能够得到具有期 望的温度分布(表面温度:400°C以下、并且平均温度:500°C以上或者板厚方向中央部温度： 530°C以上）的表面处理钢板，可以采用水冷、雾冷、利用高压气体进行的冷却、利用模具接 触进行的冷却等任一种冷却方法。
[0074]在对表面处理钢板的表面进行水冷的情况下，根据表面处理钢板的加热温度等将 水温、水量密度、注水时间等在例如水温为10~30°C、水量密度为500~100000L/m2 ·分钟、 注水时间为0.1~3.0秒的范围内适当调节，由此可以得到具有期望的温度分布的表面处理 钢板。
[0075]在对表面处理钢板的表面进行雾冷的情况下，根据表面处理钢板的加热温度等在 使气水比、水温、空气流量密度、喷雾时间等在例如气水比（常温常压)为10~10000、水温为 10~30°C、空气流量密度为0.5~2Nm3/m2 ·秒、喷雾时间为0.1~3.0秒的范围内适当调节， 由此可以得到具有期望的温度分布的表面处理钢板。
[0076]在利用高压气体对表面处理钢板的表面进行冷却的情况下，例如以1~3atm的高 压向表面处理钢板喷吹出气、N2气、He气等，可以得到具有期望的温度分布的表面处理钢板。 此时，可以根据表面处理钢板的加热温度等将气体喷射量、气体喷射时间等在例如气体喷 射量为1.0~30Nm 3/m2 ·秒、气体喷射时间为0.5~5.0秒的范围内适当调节。
[0077]需要说明的是，用于使表面处理钢板为期望的温度分布的冷却条件因表面处理钢 板的板厚、加热温度、从将表面处理钢板表面冷却后到实施热压成形所需的时间等而不同， 因此多数情况下难以预测最佳冷却条件。因此，优选对于各种情况(表面处理钢板的板厚 等)实施预实验，对于每种情况预先求出最佳冷却条件。
[0078] 例如，以板厚为1.6mm的冷乳钢板（化学成分（质量％)46-0.23%(：-0.25%31-1.40%]?11-0.01%?-0.005%5-0.0020%8-0.03%厶1-0.005%1厶。3相变点 ：801°〇为基体 钢板，在该基体钢板表面形成Zn系镀层(2]1-12质量％附镀层、每单面的附着量658/1]12)而得 到表面处理钢板，在使用从该表面处理钢板得到的坯板的情况下，按照下述条件对该坯板 的表面进行冷却，由此可以得到期望的温度分布(表面温度:400°C以下、并且平均温度:500 °〇以上或者板厚方向中央部温度:530°C以上）。
[0079] 即，将坯板均匀加热至900°C，自然冷却至700°C。接着，对该坯板表面在水温为10 °C、水量密度为10000L/V ·分钟、注水时间为0.3秒的条件下进行水冷，将表面温度冷却至 250°C，由此可以得到上述期望的温度分布。
[0080] 如上所述，对加热后的表面处理钢板的表面进行冷却，在表面处理钢板的表面温 度为400°C以下且表面处理钢板的平均温度为500°C以上的条件下进行热压成形，由此可以 在不产生热压成形时的成形载荷的增加、钢板的断裂的情况下抑制微裂纹。另外，上述中， 即使在将表面处理钢板的板厚方向中央部温度设定为530°C以上代替将表面处理钢板的平 均温度设定为500°C以上的情况下，也可以得到与上述同样的效果。需要说明的是，相对于 基体钢板的板厚为约0.8~5. Omm，镀层的厚度极薄，为约5~20μηι。因此，推测热压成形时的 镀层-基体钢板界面附近的温度与表面处理钢板的表面温度大致温度相同。
[0081] 表面处理钢板的热压成形后，可以立即对成形构件进行脱模、也可以在模具内保 持规定时间后使基体钢板为淬火组织。热压成形后，对基体钢板进行淬火而谋求热压成形 构件的高强度化的情况下，优选在模具内保持5秒以上、使热压成形后的基体钢板温度为 150°C以下。另外，基体钢板在模具内的冷却速度优选设定为30°C/秒以上。该冷却速度例如 可以根据坯板(表面处理钢板）的尺寸等选择模具的材料、质量(热导率、热容量)来调节散 热能力、或者使用具备冷却功能的模具(例如在内部设置有水等冷却介质用通路的模具)来 控制为期望的速度。
[0082] 需要说明的是，在模具内保持规定时间而使基体钢板为淬火组织从而谋求热压成 形构件的高强度化的情况下，作为基体钢板，例如可以使用具有以质量％计含有C:0.15% 以上且0.50%以下、Si :0.05%以上且2.00%以下、Mn:0.50%以上且3.00%以下、Ρ:0· 10% 以下、S:0.050% 以下、Β:0·0002% 以上且0.0050% 以下、Al :0.10% 以下和Ν:0·010% 以下、 余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成的热乳钢板、冷乳钢板。下面对各成分的限定 原因进行说明。在此，只要没有特别说明，表示成分的含量的"％"是指"质量％"。
[0083] C:0.15% 以上且0.50% 以下
[0084] C是使钢的强度提高的元素，在谋求热压成形构件的高强度化方面，优选将其含量 设定为0.15%以上。另一方面，C含量大于0.50%时，热压成形构件的焊接性、原材料(基体 钢板)的冲切性显著降低。因此，C含量优选设定为0.15%以上且0.50%以下、更优选设定为 0.20%以上且0.40%以下。
[0085] Si:0.05% 以上且 2.00% 以下
[0086] Si与C同样是使钢的强度提高的元素，在谋求热压成形构件的高强度化方面，优选 将其含量设定为〇. 05%以上。另一方面，Si含量大于2.00%时，制造基体钢板时，热乳时被 称为红锈的表面缺陷的产生显著增大。因此，Si含量优选设定为0.05%以上且2.00%以下、 更优选设定为0.10%以上且1.50%以下。
[0087] Μη:0·50% 以上且3.00% 以下
[0088] Mn是提高钢的淬透性的元素，对于在热压成形后的冷却过程中抑制基体钢板的铁 素体相变而得到淬火组织而言是有效的元素。另外，Mn具有使钢的Ac 3相变点降低的作用， 因此对于使热压成形前的表面处理钢板的加热温度低温化而言是有效的元素。为了表现出 这样的效果，优选将Mn含量 设定为0.50%以上。另一方面，Mn含量大于3.00 %时，Mn发生偏 析使得基体钢板和热压成形构件的材料特性的均匀性降低。因此，Mn含量优选设定为 0.50%以上且3.00%以下、更优选设定为0.75%以上且2.50%以下。
[0089] Ρ:〇·1〇% 以下
[0090] P含量大于0.10%时，P向晶界发生偏析使得基体钢板和热压成形构件的低温韧性 降低。因此，P含量优选设定为0.10%以下、更优选设定为0.01%以下。但是，P过度降低会招 致炼钢工序中的成本的增加。因此，ρ优选设定为〇. 〇〇 1 %以上。
[0091] S:0.050% 以下
[0092] S是与Mn结合形成粗大的硫化物而招致钢的延展性降低的元素。因此，S含量优选 尽可能地降低，但可以允许至0.050%。因此，S含量优选设定为0.050%以下、更优选设定为 0.010%以下。但是，S过度降低会招致炼钢工序中的脱硫成本的增加。因此，S优选设定为 0.0005% 以上。
[0093] Β:0·0002% 以上且0.0050% 以下
[0094] B是提高钢的淬透性的元素，对于在热压成形后对基体钢板进行冷却时抑制从奥 氏体晶界生成铁素体而得到淬火组织而言是有效的元素。这样的效果通过将B含量设定为 0.0002%以上可以得到，但B含量大于0.0050%时，其效果饱和，导致成本升高。因此，B优选 设定为0.0002%以上且0.0050%以下。更优选为0.0005%以上且0.0030%以下。
[0095] Α1:0·10% 以下
[0096] Al含量大于0.10%时，招致氧化物系夹杂物的增加，钢的延展性降低。因此，Al含 量优选设定为0.10%以下、更优选设定为0.07%以下。但是，Al具有作为脱氧剂的作用，从 提高钢的洁净度的观点出发，优选将其含量设定为〇. 01 %以上。
[0097] Ν:0·010% 以下
[0098] N含量大于0.010 %时，在基体钢板中形成Al的氮化物，招致热压成形时的成形性 的降低。因此，N含量优选设定为0.010%以下、更优选设定为0.005%以下。但是，N过度降低 会招致炼钢工序中的成本的增加。因此，N优选设定为0.0005 %以上。
[0099] 以上是本发明中的基体钢板的优选基本成分，但该基体钢板也可以根据需要进一 步含有下述元素。
[0100] Cr :0.01 % 以上且0.5% 以下、V:0.01 % 以上且0.5% 以下、Mo:0.01 % 以上且0.5% 以下和Ni :0.01 %以上且0.5%以下中的至少一种
[0101] &、￥、1〇、附均是对于提高钢的淬透性而言是有效的元素。该效果在上述任一种元 素的情况下均是通过使含量为〇. 01 %以上可以得到。但是，Cr、V、Mo、Ni均在含量大于0.5% 时，上述效果饱和，导致成本升高。因此，含有〇，、1〇、附中任一种以上的情况下，优选将各 自的含量设定为〇. 01 %以上且〇. 5%以下、更优选设定为0.1 %以上且0.4%以下。
[0102] Ti:0.01% 以上且 0.20% 以下
[0103] Ti对于钢的强化而言是有效的元素。由Ti带来的强度提高效果通过将其含量设定 为0.01 %以上可以得到，在本发明中规定的范围内时，也可以用于钢的强化。但是，Ti含量 大于0.20 %时，其效果饱和，导致成本升高。因此，在含有Ti的情况下，优选将其含量设定为 0.01 %以上且0.20%以下、更优选设定为0.01 %以上且0.05%以下。
[0104] Nb:0.01% 以上且0.10% 以下
[0105] Nb对于钢的强化而言也是有效的元素。由Nb带来的强度提高效果通过将其含量设 定为0.01%以上可以得到，在本发明中规定的范围内时，也可以用于钢的强化。但是，Nb含 量大于0.10%时，其效果饱和，导致成本升高。因此，在含有Nb的情况下，优选将其含量设定 为0.01 %以上且0.10%以下、更优选设定为0.01 %以上且0.05%以下。
[0106] Sb:0.003% 以上且0.03% 以下
[0107] Sb具有在热压成形前对表面处理钢板进行加热、而后经热压成形的一系列处理直 到冷却期间抑制在基体钢板表层部生成的脱碳层的效果。为了表现出这样的效果，优选将 Sb含量设定为0.003%以上。但是，Sb含量大于0.03%时，在制造基体钢板时会招致乳制载 荷的增大，有可能导致生产率的降低。因此，在含有Sb的情况下，优选将其含量设定为 0.003%以上且0.03%以下、更优选设定为0.005%以上且0.01 %以下。
[0108] 需要说明的是，上述以外的成分(余量)为Fe和不可避免的杂质。
[0109] 使用具有上述组成的基体钢板，将热压成形前的表面处理钢板加热至基体钢板的 Ac3相变点以上的温度并在期望的温度条件下进行热压成形后，在模具内保持5秒以上后以 30°C/秒以上的冷却速度将基体钢板冷却至150°C以下，由此可以使基体钢板的组织为马氏 体组织。其结果是可以得到耐腐蚀性优良、且具有拉伸强度为1300MPa以上的强度的热压成 形构件。
[0110] 另外，本发明的热压成形方法即使在应用于通常强度高、难以加工的基体钢板的 情况下，也能够抑制液态金属脆化裂纹、微小裂纹(微裂纹)而不会产生成形载荷的增加、钢 板的断裂，。因此，本发明的热压成形方法应用于具有如上所述的成分组成的高强度的基体 钢板是极其有利的。
[0111] 需要说明的是，在本发明中用作热压成形构件的原材料的表面处理钢板的制造条 件没有特别限制。基体钢板的制造条件没有特别限定，例如可以将具有规定的成分组成的 热乳钢板(酸洗钢板、板厚：约2. Omm以上且5. Omm以下）作为基体钢板。另外，也可以将对上 述热乳钢板(酸洗钢板)实施冷乳而得到的冷乳钢板(板厚:约〇.8mm以上且2.3mm以下)作为 基体钢板。
[0112]在基体钢板的表面形成Zn系镀层而制成表面处理钢板时的条件也没有特别限定。 使用热乳钢板(酸洗钢板)作为基体钢板的情况下，对热乳钢板(酸洗钢板)实施退火处理和 热镀Zn处理，由此可以制成表面处理钢板。也可以在上述热镀Zn处理之后实施合金化处理， 由此制成表面处理钢板。另外，对热乳钢板(酸洗钢板)实施电镀Zn处理，由此也可以制成表 面处理钢板。另一方面，使用冷乳钢板作为基体钢板的情况下，对冷乳钢板实施退火处理 后，实施热镀Zn处理，由此可以制成表面处理钢板。也可以在上述热镀Zn处理之后实施合金 化处理，由此制成表面处理钢板。另外，对冷乳钢板实施电镀Zn处理，由此也可以制成表面 处理钢板。也可以在电镀Zn处理之前对冷乳钢板实施退火处理。
[0113] 例如，在基体钢板表面形成热镀Zn层的情况下，将基体钢板在连续热镀锌生产线 中通板进行退火处理后，浸渍于440°C以上且500°C以下的锌镀浴中，由此可以形成热镀Zn 层。热镀Zn层的附着量通过气体擦拭法等调节为期望的附着量(例如每单面10g/m2以上且 90g/m 2以下）即可。
[0114] 在基体钢板表面形成Zn-Fe镀层的情况下，例如，通过与上述同样的方法在基体钢 板表面形成Zn镀层后，在合金化炉中加热至460°C以上且600°C以下的温度范围，在该温度 范围内滞留5秒以上且60秒以下，通过实施这样的合金化处理，可以形成Zn-Fe镀层。需要说 明的是，镀层中的Fe含量通过将合金化炉中的加热温度、该加热温度下的滞留时间在上述 范围内适当调节，由此可以形成期望的Fe含量(例如5质量％以上且80质量％以下）。
[0115] 在基体钢板表面形成Zn-Ni镀层的情况下，例如将基体钢板脱脂、酸洗后，在含有 l〇〇g/L以上且400g/L以下的硫酸镍六水合物、10g/L以上且400g/L以下的硫酸锌七水合物 的pHl.O以上且3.0以下、浴温30°C以上且70°C以下的镀浴中以lOA/dm 2以上且150A/dm2以下 的电流密度进行电镀处理，由此可以形成Zn-Ni镀层。需要说明的是，使用冷乳钢板作为基 体钢板的情况下，也可以在上述脱脂、酸洗之前对冷乳钢板实施退火处理。镀层中的Ni含量 通过将硫酸锌七水合物的浓度、电流密度在上述范围内适当调节，可以形成期望的Ni含量 (例如9质量％以上且25质量％以下）。另外，Zn-Ni镀层的附着量通过调节通电时间，可以形 成期望的附着量(例如每单面l〇g/m2以上且90g/m2以下）。
[0116]实施例
[0117] 将具有表1所示的成分的钢熔炼制成铸片，将该铸片加热至1200°C，在870°C的精 乳结束温度下实施热乳后，在600°C进行卷取，制成热乳钢板。接着，将该热乳钢板酸洗后， 以65 %的压下率进行冷乳，制成板厚为1.6mm的冷乳钢板。表1所述的Ac3相变点通过下述 (1)式算出（参考Wi 11 iam C. Lesl ie著、幸田成康监译、熊井浩、野田龙彦译、"莱斯利钢铁材 料学"、丸善株式会社、1985年、p.273)。
[0118] Ac3(0C) = 910-203, [C]+44 · 7 X [Si ]-30 X [Mn]+700 X [P]+400 X [Al ]…（1)
[0119] 需要说明的是，（1)式中，[(：]、[51]、[111]、[?]、[厶1]为各元素((：、5^11、？^1)的含 量(质量％)。
[0120]以如上得到的冷乳钢板作为基体钢板，在基体钢板的表面形成纯Zn镀层、Zn-Fe镀 层(Fe含量:8~70质量％ )、Zn-Ni镀层(Ni含量：10~23质量％ )各镀层而制成表面处理钢 板。各镀层在下述条件下形成。
[0121] 〈纯 Zn 镀层〉
[0122] 将冷乳钢板在连续热镀锌生产线中通板，以10°C/秒的升温速度加热至800°C以上 且900°C以下的温度范围，在该温度范围内滞留10秒以上且120秒以下后，以15°C/秒的冷却 速度冷却至460°C以上且500°C以下的温度范围，浸渍于450°C的锌镀浴中，由此形成Zn镀 层。Zn镀层的附着量通过气体擦拭法调节为规定的附着量。
[0123] 〈Zn-Fe 镀层〉
[0124] 将冷乳钢板在连续热镀锌生产线中通板，以10°C/秒的升温速度加热至800°C以上 且900°C以下的温度范围，在该温度范围内滞留10秒以上且120秒以下后，以15°C/秒的冷却 速度冷却至460°C以上且500°C以下的温度范围，浸渍于450°C的锌镀浴中，由此形成Zn镀 层。Zn镀层的附着量通过气体擦拭法调节为规定的附着量。通过气体擦拭法调节为规定的 附着量后，立即在合金化炉中加热至500~550°C并保持5~60秒，由此形成Zn-Fe镀层。镀层 中的Fe含量通过将合金化炉中的加热温度、该加热温度下的滞留时间在上述范围内变更而 形成为规定的含量。
[0125] 〈Zn-Ni 镀层〉
[0126] 将冷乳钢板在连续退火生产线中通板，以10°C/秒的升温速度加热至800°C以上且 900°C以下的温度范围，在该温度范围内滞留10秒以上且120秒以下后，以15°C/秒的冷却速 度冷却至400°C以上且500°C以下的温度范围。接着，进行脱脂、酸洗后，在含有200g/L的硫 酸镍六水合物、10~300g/L的硫酸锌七水合物的pHl. 3、浴温50°C的镀浴中以30~lOOA/dm2 的电流密度通电10~100秒，进行这样的电镀处理，由此形成Zn-Ni镀层。镀层中的Ni含量通 过将硫酸锌七水合物的浓度、电流密度在上述范围内适当调节而形成为规定的含量。另外， Zn-Ni镀层的附着量通过将通电时间在上述范围内适当调节而形成为规定的附着量。
[0127] 从按照上述方式得到的表面处理钢板冲裁出200mmX400mm的坯板，将该坯板通过 大气气氛的电炉进行加热后，将坯板的表面冷却，然后，使用模具(材料:SKD61)进行冲压成 形。并且，在模具内冷却后，进行脱模，由此制造出图1所示的帽形的冲压成形构件。冲压成 形使用冲头肩部R: 6 mm、冲模肩部R: 6 mm的模具并使冲头-冲模的间隙为1.6 mm、通过压边力 为IOtonf的拉深成形进行。
[0128] 将坯板的加热温度、该加热温度下的保持时间、坯板的表面冷却方法、冲压成形开 始时的坯板的表面温度、平均温度、板厚方向中央部的温度、冲压成形载荷、模具内的保持 时间(在模具下死点位置的保持时间)冲压成形后的脱模温度示于表2中。
[0129] 冲压成形前的冷却通过在将坯板安装于模具中的状态下对坯板的表面进行水冷 或高压气体冷却而进行。此时，为了使冷却后的坯板、即冲压成形时的坯板的表面温度、平 均温度或板厚方向中央部温度为目标范围，对水冷时的水量、水压和高压气体冷却时的气 体温度、气体压力适当调节。需要说明的是，在表2所示的实施例中，在进行水冷的发明例 中，将水冷条件在水温为10~30°C、水量密度为500~100000L/m 2 ·分钟、注水时间为0.1~ 3.0秒的范围内适当调节，由此形成期望的表面温度、平均温度或板厚方向中央部温度。在 表2所示的实施例中，在进行高压气体冷却的发明例中，将高压气体冷却条件在以1~3atm 的高压向坯板表面喷吹他气、H2气或He气、气体喷射量为1.0~30Nm3/m2 ·秒、气体喷射时间 为0.5~5.0秒的范围内适当调节，由此制成期望的表面温度、平均温度或板厚方向中央部 温度。
[0130] 冲压前的坯板表面的温度通过辐射温度计测定。需要说明的是，从坯板的表面温 度测定到冲压成形所需的时间为约1.5秒。冲压成形时的坯板的平均温度依照上述方法由 冲压成形载荷推定求出。即，将坯板加热至约900°C后，在成形开始之前通过空气冷却均匀 冷却，基于在各种温度下进行冲压成形求出的坯板与成形载荷的相关关系，根据本实施例 中的成形载荷推定出坯板的平均温度。
[0131] 冲压成形时的坯板的板厚方向中央部的温度通过基于有限元法的传热计算求出。
[0132] 从所得到的帽形的冲压成形构件的纵壁部裁取样品，使用扫描型电子显微镜 (SEM)以1000倍的倍率针对各样品对其表层的截面观察10个视野以上，对微裂纹(在样品表 面产生的微小裂纹，自镀层-基体钢板的界面起的深度为30μπι以下，贯穿镀层-基体钢板的 界面而到达基体钢板内部的微小裂纹）的有无和微裂纹的平均深度进行考察。微裂纹的平 均深度以任意20个微裂纹的微裂纹深度的平均值的方式求出。需要说明的是，此处所指的 "微裂纹深度"如图5所示是指微裂纹3的、自镀层1-基体钢板2的界面起测量的向板厚中央 方向的裂纹的长度（图5中，h的长度）。观察的微裂纹的个数小于20个的情况下，将观察的全 部微裂纹深度的平均作为平均深度。需要说明的是，对微裂纹以外的裂纹(在样品表面产生 的裂纹，自镀层-基体钢板的界面起的深度大于30μπι的裂纹)的有无也进行了确认。
[0133] 另外，对所得到的样品（从帽形的冲压成形构件的纵壁部裁取的样品）的截面进行 研磨，通过显微维氏硬度计求出其板厚方向中央部的硬度。将这些结果也一并示于表2中。
[0134] 进而，从所得到的冲压成形构件的纵壁部裁取JIS 13 B号拉伸试验片。使用该裁 取的试验片，依据JIS G 0567(1998)进行拉伸试验，测定室温(22± 5°C)下的拉伸强度。需 要说明的是，拉伸试验均以十字头速度为IOmm/分钟进行。将这些结果也一并示于表2中。
[0137] 对于发明例、比较例的所有热压成形构件，均没有观察到自镀层-基体钢板的界面 起的深度大于30M1的裂纹。
[0138] 但是，在比较例的热压成形构件的一部分中观察到微裂纹(贯穿镀层-基体钢板的 界面而到达基体钢板内部的微小裂纹）。另外，在比较例的热压成形构件之中，关于未观察 到微裂纹的构件，热压成形时的成形载荷超过300tonf。
[0139] 与此相对，发明例的热压成形构件均没有观察到微裂纹(贯穿镀层-基体钢板的界 面而到达基体钢板内部的微小裂纹），热压成形时的成形载荷也为小于300tonf的低值。另 外，发明例的热压成形构件均得到了 1300MPa以上的拉伸强度。
[0140] 图6中示出了上述SEM观察的结果的一部分。图6的(a)是表2的构件No. 23 (比较例） 的SEM观察结果，可以确认到微小裂纹到达基体钢板内部的情形。另一方面，图6的(b)是表2 的构件No. 14(发明例）的SEM观察结果，虽然存在镀层的裂纹，但没有确认到到达基体钢板 内部这样的微裂纹。
[0141] 符号说明
[0142] l···镀层
[0143] 2…基体钢板
[0144] 3···微裂纹
[0145] h…微裂纹深度
【主权项】
1. 一种热压成形构件的制造方法，对在基体钢板的表面形成有Zn系镀层的表面处理钢 板实施热压而制造热压成形构件时，将所述表面处理钢板加热至750°C以上且1000°C以下 的温度范围后，对所述表面处理钢板的表面进行冷却，在所述表面处理钢板的表面温度为 400°C以下且所述表面处理钢板的平均温度为500°C以上的条件下进行热压成形。2. -种热压成形构件的制造方法，对在基体钢板的表面形成有Zn系镀层的表面处理钢 板实施热压而制造热压成形构件时，将所述表面处理钢板加热至750°C以上且1000°C以下 的温度范围后，对所述表面处理钢板的表面进行冷却，在所述表面处理钢板的表面温度为 400°C以下且所述表面处理钢板的板厚方向中央部的温度为530°C以上的条件下进行热压 成形。3.如权利要求1或2所述的热压成形构件的制造方法，其中，所述镀层为Zn-Ni镀层，该 Zn-Ni镀层中的Ni含量以质量％计为9%以上且25%以下。4.如权利要求1或2所述的热压成形构件的制造方法，其中，所述镀层为Zn-Fe镀层，该 Zn-Fe镀层中的Fe含量以质量％计为5%以上且80%以下。5. 如权利要求1~4中任一项所述的热压成形构件的制造方法，其特征在于，所述基体 钢板具有如下成分组成：以质量％计，含有C:0.15%以上且0.50%以下、Si:0.05%以上且 2.00%以下、Μη:0.50%以上且3.00%以下、P:0.10%以下、S:0.050%以下、B:0.0002%以 上且0.0050%以下、A1:0.10%以下和N:0.010%以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成。6. 如权利要求5所述的热压成形构件的制造方法，其特征在于，所述基体钢板以质量％ 计还含有Cr:0.01 %以上且0.5%以下、V:0.01 %以上且0.5%以下、Mo:0.01 %以上且0.5% 以下和Ni:0.01 %以上且0.5%以下中的至少一种。7.如权利要求5或6所述的热压成形构件的制造方法，其特征在于，所述基体钢板以质 量％计还含有Ti:0.01%以上且0.20%以下。8. 如权利要求5~7中任一项所述的热压成形构件的制造方法，其特征在于，所述基体 钢板以质量％计还含有Nb:0.01 %以上且0.10%以下。9. 如权利要求5~8中任一项所述的热压成形构件的制造方法，其特征在于，所述基体 钢板以质量％计还含有Sb:0.003%以上且0.03%以下。10. -种热压成形构件，其通过权利要求1~9中任一项所述的方法制造得到。
【专利摘要】对在基体钢板的表面形成有Zn系镀层的表面处理钢板实施热压而制造热压成形构件时，将所述表面处理钢板加热至750℃以上且1000℃以下的温度范围后，对所述表面处理钢板的表面进行冷却，在所述表面处理钢板的表面温度为400℃以下且所述表面处理钢板的平均温度为500℃以上或者所述表面处理钢板的板厚方向中央部的温度为530℃以上的条件下进行热压成形。
【IPC分类】C23C2/06, C23C2/40, C22C18/00, C21D9/46, C22C38/60, C21D9/00, C21D1/18, B21D22/20, C23C2/26, B21D53/88, C22C38/00
【公开号】CN105492134
【申请号】CN201480047569
【发明人】中垣内达也, 时田裕一, 簑手彻, 玉井良清
【申请人】杰富意钢铁株式会社
【公开日】2016年4月13日
【申请日】2014年7月16日
【公告号】EP3040133A1, US20160208355, WO2015029653A1, WO2015029653A8
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