CN106232254A - 热冲压成形品的制造方法以及热冲压成形品 - Google Patents

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Abstract

在使用具有凹模、压边圈以及凸模的模具对在未处理钢板的表面形成有Zn‑Ni镀层而成的表面处理钢板实施热冲压来制造热冲压成形品时，利用凹模和压边圈夹着加热到Ac3相变点以上且1000℃以下的温度域的表面处理钢板的缘部，以100℃/s以上的冷却速度使其冷却至550℃以下且400℃以上的温度，在缘部的温度为550℃以下且400℃以上时开始冲压成形，在冲压成形后，在利用模具夹着成形体的状态下将其保持在成形下止点而对成形体进行淬火。

Description

热冲压成形品的制造方法以及热冲压成形品
技术领域
本发明涉及热冲压成形品及其制造方法，尤其涉及在对预先加热的表面处理钢板进行冲压成形时，与形状赋予同时地进行淬火来得到规定强度(拉伸强度：1180MPa级以上)的热冲压成形品的制造方法以及热冲压成形品。
背景技术
近年来，对机动车零件要求高强度化、薄壁化，而冲压加工性随着被使用的钢板的高强度化而降低，难以将钢板加工成所期望的零件形状。
作为解决这样的问题的技术，已知一种使用模具将加热为高温的坯料钢板热冲压成形为所期望的形状并在模具内排热而进行淬火，来使热冲压成形后的零件高硬度化的技术。
例如，专利文献1中，提出了如下一种技术：在对加热至900℃前后的奥氏体单相域的坯料板(钢板)实施热冲压来制造规定形状的零件时，通过与热冲压成形同时地在模具内进行淬火，来实现零件的高强度化。
但是，在专利文献1中提出的技术中，存在如下问题：在冲压前将钢板加热到900℃前后的高温时，会在钢板表面生成氧化皮(铁氧化物)，该氧化皮会在热冲压成形时剥离而使模具损伤，或者使热冲压成形后的部件表面损伤。另外，残留在部件表面的氧化皮也会成为外观不良、涂装紧贴性降低的原因。因此，通常进行酸洗、喷丸等处理来除去部件表面的氧化皮，但这些处理会导致生产率的降低。而且，机动车的车轴部件、车体结构部件等也需要优异的耐腐蚀性，但在专利文献1所提出的技术中坯料钢板没有设置镀层等防锈皮膜，因此热冲压成形部件的耐腐蚀性不充分。
基于上述理由，需要一种能够在热冲压成形前的加热时抑制氧化皮的生成、并且提高热冲压成形后的部件的耐腐蚀性的热冲压成形技术。对于这样的需求，有人提出了在表面设置有镀层等皮膜的表面处理钢板和使用表面处理钢板的热冲压成形方法。
例如，在专利文献2中，提出了以下技术：在将由Zn或Zn基合金覆盖的钢板加热到700～1200℃之后，通过热冲压成形，使其成为在表面具备Zn-Fe基化合物或Zn-Fe-Al基化合物的热冲压成形部件。另外，在专利文献2有如下记载：通过使用由Zn或Zn基合金覆盖的钢板，能够抑制在热冲压成形前的加热时成为问题的钢板表面的氧化，而且能够得到耐腐蚀性优异的热冲压成形部件。
根据在专利文献2中提出的技术，能够在某种程度上抑制热冲压成形部件表面的氧化皮生成。但是，存在因镀层中的Zn而引起液体金属脆化断裂、在热冲压成形部件的表层部产生深度为100μm左右的裂纹的情况。若产生这样的裂纹，则会带来热冲压成形部件的耐疲劳特性降低等各种各样的不便之处。
针对这样的问题，在专利文献3中，提出了如下的方法：对于在未处理钢板表面形成有Zn-Fe系镀层而成的表面处理钢板，将所述表面处理钢板加热到未处理钢板的Ac1相变点以上且950℃以下的温度，之后使表面处理钢板冷却至镀层的凝固点以下的温度，在此之后，开始成形。并且，在专利文献3中有以下记载：通过在使表面处理钢板冷却至镀层的凝固点以下的温度之后再开始成形，能够抑制液体金属脆化断裂。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：英国专利第1490535号公报
专利文献2：(日本)特开2001-353548号公报
专利文献3：(日本)特开2013-91099号公报
发明内容
发明所要解决的技术问题
根据在专利文献3中提出的技术，认为能够抑制液体金属脆化断裂，即在热冲压成形部件的表面产生的、从镀层-铁素体界面朝向铁素体内部方向的深度为100μm左右的、在断裂部的界面可检测到Zn的裂纹(以下，称作“宏观裂纹”)。关于这样的宏观裂纹的抑制，本发明发明人对使用在Zn中含有9～25％左右的Ni的Zn-Ni合金镀作为高熔点的镀层的情况进行了研究。Zn-Ni合金的平衡状态图中所存在的γ相的熔点为860℃以上，与通常的Zn系镀层相比非常高，在通常的冲压条件下也能够抑制宏观裂纹的产生。
然而，也得知了在热冲压成形部件的表面不会产生上述宏观裂纹，而是会产生从镀层-铁素体界面朝向铁素体内部方向的深度为大约30μm以下的、在断裂部的界面检测不到Zn的微小断裂。该微小断裂被称作微观裂纹，会贯穿镀层-铁素体界面而到达铁素体(未处理钢板)的内部，从而对热冲压成形部件的诸特性(耐疲劳特性等)造成不良影响。
例如在冲压成形帽截面部件(以下，也称作帽型部件)时，在凹模肩R部的凸模接触侧那样的仅产生拉伸形变的部分也会产生宏观裂纹。另一方面，在那样的部分不会产生微观裂纹，而是会在纵壁部的凹模接触侧那样的(弯曲)压缩之后(弯曲恢复)受到拉伸形变的地方产生。因此，推测出两者的产生机理不同。
在专利文献3中，对于形成有Zn-Fe系镀层的表面处理钢板，虽然能够抑制宏观裂纹的产生，但完全没有考虑到形成有Zn-Ni镀层的表面处理钢板中的微观裂纹，不能说一定能够有效地抑制微观裂纹的产生。
另外，在专利文献3所提出的技术中，在使表面处理钢板整体在冷却至镀层的凝固点以下的温度的状态下进行冲压成形，没有公开开始冲压成形的温度的下限值，也存在因成形温度的降低引起冲压成形时的钢板的强度上升、形状冻结性(有些微回弹等而冲压下止点的形状在脱模后得以维持的性质)降低这一问题。
本发明是为了解决该问题而做出的发明，目的在于提供一种热冲压成形品的制造方法和热冲压成形品，在对形成有Zn-Ni系镀层的表面处理钢板实施热冲压来制造热冲压成形部件时，抑制热冲压成形时的形状冻结性的降低，并且抑制微观裂纹的产生。
用于解决技术问题的技术方案
本发明发明人对抑制在对Zn系镀钢板进行热冲压成形时成为问题的微观裂纹(微小断裂)的技术方案进行了研究。
虽然关于微观裂纹的产生机理还不明确，但由于在高温下对Zn系的镀钢板进行冲压成形会在镀钢板的表面产生微小断裂，在Zn-Ni镀中也同样会产生。该微小断裂是从镀层-铁素体(未处理钢板)界面的深度为30μm左右的微小的断裂，会贯穿镀层-铁素体(未处理钢板)界面而到达未处理钢板内部。针对这样的问题，本发明发明人进行了各种研究，其结果是，明确了通过降低热冲压成形时的温度能够抑制微观裂纹。而且，通过上述那样的冲压成形时的温度降低，能够得到在现有的热冲压用镀钢板中成为问题的、使镀层向模具的附着量大幅减少的效果。
但是，若冲压成形时的钢板温度变低，则由于钢板的强度上升，会引起形状冻结性的降低，无法活用热冲压成形时的优点。
于是，本发明发明人得出了：在仅使冲压时会产生微观裂纹那样的接受加工的部分冷却之后，进行热冲压成形。而且，本发明发明人对加工形变给微观裂纹的产生造成的影响进行了各种研究，其结果是，明确了仅仅是拉伸、压缩变形或弯曲变形不会产生微观裂纹，在使一度弯曲了的部分再次伸展的、承受弯曲-弯曲恢复变形的部分会产生微观裂纹。
受到这样的弯曲-弯曲恢复变形的主要是部件的被称作纵壁部的部分。关于该加工状态如图17所示。机动车用的冲压成形品是处于图17的最终形状那样的、所谓的帽型的形状较多的冲压成形品，为了抑制褶皱的产生而通过利用压边圈和凹模夹住钢板来进行冲压成形的拉深成形(图17(a))或不使用压边圈的拉形成形(图17(b))等制造。如图17所示，在任一成形方法中，纵壁部都是在利用凹模使其弯曲之后，随着凸模的上升而使该弯曲恢复而形成的。
在拉深成形的情况下，构成纵壁部的部分是在成形前被凹模和压边圈夹住的部分，对于有效地仅使该部分冷却的方法，发明人进一步进行了研究。其结果是，明确了在冲压成形前利用凹模和压边圈夹住钢板，通过在这些模具中的排热，在被凹模和压边圈夹住的部分的钢板温度达到550℃以下且400℃以上之前(0.5秒以上3秒以下)，对钢板进行保持而进行钢板的冷却，再进行冲压成形，由此能够抑制纵壁部的微观裂纹的产生，并且也能够抑制形状精度不良。
对于通过利用凹模和压边圈的冷却来抑制形状精度不良的理由，有如下考虑。
作为帽型部件的代表性的形状精度不良，能够举出隔着弯曲的脊线的两个面所成的角度相对于模具角度变大的角度变化和纵壁部的平面成为具有曲率的面的壁翘曲。这些都是因板厚方向的应力分布的差而产生的，加工时的钢板的流动应力越高，形状精度越低。即，在热冲压中，加工温度越低，则钢板的加工时的流动应力越高，形状精度越降低。在这一点，认为通过上述模具冷却，在凹模和压边圈中的冷却中，在冲压成形时与凸模肩部接触的钢板部分未被冷却，该部分在高温的状态下被加工，因此上述的角度变化变小。另外，关于纵壁部，虽然认为通过利用凹模和压边圈的冷却而加工时的钢板的温度变低而形状精度降低，但在钢板温度为400℃以上的保持时间(3秒以内)几乎没有确认到形状精度的降低。这是由于，在钢板温度为400℃以上(保持时间：3秒以内)时，冲压加工时的组织为奥氏体，可以认为由于加工后的马氏体相变而在加工时产生的应力得以缓和，没有发生形状精度的降低。相反，若保持时间超过3秒，则在冲压加工时已经相变为了马氏体，可以认为由于加工时产生的应力而发生壁翘曲。
本发明是基于上述见解而做出的，具体而言具备以下构成。
(1)一种热冲压成形品的制造方法，使用具有凹模、压边圈以及凸模的模具对在未处理钢板的表面形成有Zn-Ni镀层而成的表面处理钢板实施热冲压来制造热冲压成形品，具备：
冷却工序，利用凹模和压边圈夹着加热到Ac3相变点以上且1000℃以下的温度域的所述表面处理钢板的缘部，以100℃/s以上的冷却速度使其冷却至550℃以下且400℃以上的温度；
冲压成形工序，在所述缘部的温度为550℃以下且400℃以上时开始冲压成形；以及
淬火工序，在所述冲压成形后，在利用模具夹着成形体的状态下将其保持在成形下止点而对所述成形体进行淬火。
(2)根据所述(1)所记载的热冲压成形品的制造方法，在所述冷却工序和所述冲压成形工序中，使所述凹模与所述表面处理钢板一起滑动，对所述表面处理钢板进行冷却和冲压成形，此时，使与所述凸模接触之前的滑动暂时停止，或者使该滑动速度比与所述凸模接触后的冲压成形中的滑动速度慢。
(3)根据所述(1)或(2)所记载的热冲压成形品的制造方法，在所述冲压成形工序中，使所述压边圈从所述表面处理钢板离开，不使用防皱压板而进行拉形成形。
(4)根据所述(1)或(2)所记载的热冲压成形品的制造方法，在所述冲压成形工序中，在利用所述凹模和压边圈夹着所述表面处理钢板的状态下进行拉深成形。
(5)根据所述(1)～(4)中任一项所记载的热冲压成形品的制造方法，所述Zn-Ni镀层中的Ni含量以质量％计为9％以上且25％以下。
(6)一种热冲压成形品，通过所述(1)～(5)中任一项所记载的方法制造。
发明的效果
根据本发明，能够制造出不产生微观裂纹、成形品的强度和硬度充足、成形负荷不大幅地增加且形状冻结性不存在问题的热冲压成形品。
附图说明
图1是本发明一实施方式所涉及的热冲压成形品的制造方法的说明图。
图2是表示金属组织与温度、冷却时间的关系的示意图(其1)。
图3是表示金属组织与温度、冷却时间的关系的示意图(其2)。
图4是通常的冲压成形方法的说明图。
图5是基于本发明一实施方式的、冷却时间的控制方法的说明图。
图6是在本发明一实施方式的实验中所使用的试验片的说明图。
图7是本发明一实施方式中的实验结果的说明图，是表示试验片的温度变化的曲线图。
图8是放大表示图7的横轴的一部分的图。
图9是表示本发明一实施方式中的实验结果的图，是纵壁部的SEM像。
图10是表示本发明一实施方式中的实验结果的图，是表示成形开始温度与冲压负荷的关系的图。
图11是表示本发明一实施方式中的实验结果的图，是表示成形开始温度与开口量的关系的图。
图12是对本发明一实施方式中的模具冷却的各种形态进行说明的图。
图13是本发明一实施方式中的成形方法的说明图。
图14是在实施例中进行冲压成形的冲压成形品的说明图。
图15是在实施例中进行验证的微观裂纹的说明图。
图16是在实施例中进行验证的开口量的说明图。
图17是说明对帽截面形状的成形品进行冲压成形时的应力状态的图。
具体实施方式
本发明的一实施方式所涉及的热冲压成形品的制造方法，是使用具有凹模、压边圈以及凸模的模具，对在未处理钢板的表面形成有Zn-Ni镀层而成的表面处理钢板实施热冲压来制造热冲压成形品的热冲压成形品的制造方法，如图1所示，具备：冷却工序(S1)，利用凹模3和压边圈5夹着加热到Ac3相变点以上且1000℃以下的温度域的表面处理钢板1的缘部，以100℃/s以上的冷却速度使其冷却至550℃以下且400℃以上的温度；冲压成形工序(S2)，在所述表面处理钢板1的缘部的温度为550℃以下且400℃以上时，通过凹模3、压边圈5以及凸模7来进行冲压成形；淬火工序(S3)，在所述冲压成形后，在利用凹模3、压边圈5以及凸模7夹着成形体1′的状态下将其保持在成形下止点而对所述成形体1′进行淬火。
以下，对热冲压成形部件的坯料、冷却工序(S1)、冲压成形工序(S2)以及淬火工序(S3)详细地进行说明。
<热冲压成形部件的坯料>
作为热冲压成形部件的坯料，使用在未处理钢板的表面设有Zn-Ni镀层的坯料。通过在钢板表面设置Zn-Ni镀层，能够确保热冲压成形后的部件的耐腐蚀性。
对于在未处理钢板表面形成Zn-Ni镀层的方法没有特别的限制，可以是热镀锌、电镀锌法等任一方法。优选镀层的附着量为每面10g/m2以上且90g/m2以下。
优选镀层中的Ni含量为9质量％以上且25质量％以下。在利用电镀锌法在未处理钢板表面形成Zn-Ni镀层时，通过使镀层中的Ni含量为9质量％以上且25质量％以下，来形成具有Ni2Zn11、NiZn3、Ni5Zn21中的任一结晶构造的γ相。由于该γ相的熔点高，在抑制对热冲压成形前的表面处理钢板加热时所担心的镀层的蒸发的这一点是有利的。另外，对于在高温的热冲压成形时成为问题的液体金属脆化断裂的抑制也是有利的。
将表面处理钢板1加热到Ac3相变点以上且1000℃以下的温度域。若表面处理钢板1的加热温度低于Ac3相变点，则在加热时无法得到合适的量的奥氏体，在冲压成形时由于铁素体的存在而难以在热冲压成形后得到充分的强度并且难以确保良好的形状冻结性。另一方面，若表面处理钢板1的加热温度超过1000℃，镀层的蒸发、在表层部产生过度的氧化物会造成耐氧化性、热冲压成形部件的耐腐蚀性降低。因此，使加热温度为Ac3相变点以上且1000℃以下。优选为Ac3相变点+30℃以上且950℃以下。对表面处理钢板1的加热方法没有特别的限定，可以是通过电炉、感应加热炉、直接通电加热炉进行的加热等任何方法。
需要说明的是，对于未处理钢板的厚度没有特别的限定，但从确保冲压成形后的部件的刚度和模具冷却时的冷却速度的观点出发，优选为0.8～4.0mm。更优选的是1.0～3.0mm。
<冷却工序(S1)和冲压成形工序(S2)>
冷却工序(S1)是利用凹模和压边圈夹着加热后的表面处理钢板1的缘部而以100℃/s以上的冷却速度使其冷却至550℃以下且400℃以上的温度的工序。
另外，冲压成形工序(S2)是在表面处理钢板的缘部的温度为550℃以下且400℃以上时开始进行冲压成形的工序。
在此，在冷却工序(S1)中，作为利用凹模和压边圈夹着加热后的表面处理钢板1的缘部的冷却开始温度，从Zn-Ni镀层附着于模具的危险性出发优选为800℃以下，从确保热冲压成形后的强度这一点出发优选为670℃以上。
需要说明的是，在此所说的缘部意味着表面处理钢板中在冲压成形后构成成形体的纵壁部的至少下部(凸缘侧)和凸缘部的部分。例如，在形成图14那样的帽截面部件的情况下，缘部意味着表面处理钢板的两侧构成成形体的纵壁部的至少下部(凸缘侧)和凸缘部的部分，在形成杯型部件的情况下，缘部意味着表面处理钢板整周构成成形体的纵壁部的至少下部(凸缘侧)和凸缘部的部分。
另外，采用利用凹模和压边圈进行的模具冷却，是因为例如在对帽截面部件进行成形的情况下，在利用凹模和压边圈夹着的钢板的缘部会快速冷却，而在冲压成形时与凸模肩部接触的钢板部分几乎不会被冷却，能够在该部分处于高温的状态下进行冲压成形。
而且，使模具冷却的冷却速度为100℃/s以上，是为了例如在冲压成形为帽型部件的情况下，不使成本上升地使冲压成形体的纵壁部(利用模具夹着的部分)成为马氏体单相组织而能够实现高强度化。
对这一点进一步详细说明。
图2是表示金属组织与温度、冷却时间的关系的示意图。图2(a)表示成形开始温度高的情况，在成形开始后，通过向模具的排热而快速冷却，成为马氏体单相组织。
另一方面，如图2(b)所示，在成形开始温度低的情况下，在成形开始前生成铁素体、贝氏体，冲压成形后的部件强度降低。
这样，如果仅降低冲压成形开始温度，则会成为图2(b)的形态，但在本发明中，通过在冲压开始前利用凹模和压边圈夹着表面处理钢板的缘部，采用能够仅使该利用凹模和压边圈夹着的缘部快速冷却的冷却工序，能够如图3的虚线的曲线所示那样，使冲压成形体的纵壁部成为马氏体单相组织。
需要说明的是，模具冷却的冷却速度的上限通常为500℃/s左右。
在冷却工序中冷却至550℃以下，是因为超过550℃时冷却不充分，在热冲压成形后会生成微观裂纹。另外，使冷却温度的下限值为400℃，是因为在冷却至低于400℃的情况下，在冲压成形前表面处理钢板1会被过度冷却而使形状冻结性降低。
对冷却工序中的冷却温度与微观裂纹的产生及形状冻结性的关系进行了实验，对这一点进行说明。
坯料使用了板厚1.6mm、以每面60g/m2的附着量将Zn-12％Ni的镀层施于两面的Zn-Ni镀钢板。加热温度：900℃，模具冷却开始温度：约700℃，压边力(BHF)：98kN，下止点保持时间：15s。
冷却工序中的模具中的冷却，通过在冲压成形开始之前利用凹模3和压边圈5保持着坯料的时间来控制。即，如图4所示，在现有的成形方法中，将坯料载置于凸模7和压边圈5，使从该情形到冲压成形之前的凹模的滑动速度一定且使其为高速(12spm(Shots PerMinute，次每分钟))，但在本发明的实验中，如图5所示，首先，作为冷却工序，利用凹模3和压边圈5夹着表面处理钢板1，在与凸模接触之前，在该状态下以低速(0.24～低于12spm)使其滑动，另一方面，与凸模接触后的冲压成形工序中的滑动速度是与以往同样的高速(12spm)。冷却时间通过控制滑动速度来控制。通过使冷却工序中的滑动速度为0.24～低于12spm，而使冷却时间为0.16～低于5.8s。
对于钢板的温度变化，如图6所示的钢板9那样，向由凹模和压边圈夹着的钢板缘部插入的铠装热电偶16，分两次对该部分的温度进行测定。
图7是表示该结果的图表，纵轴表示温度(℃)，横轴表示时间(s)。另外，图8是放大表示图7中的利用虚线围起的部分的横轴的图表。
如图8所示，进行模具冷却的钢板缘部的温度变化为大约190℃/s，可知通过模具冷却能够实现钢板缘部的快速冷却。另外，利用辐射温度计来测定在冲压成形时与凸模肩部接触的部分的钢板的表面温度，结果在与凸模接触之前几乎没有发现该部分的温度降低。
作为评价项目，观察冲压成形品的纵壁部的截面，确认微观裂纹的有无、成形品的硬度、成形负荷、成形品的帽开口部的开口量(成形后脱模的开口部的宽度尺寸与模具形状的成形品宽度的差)，由此来确认形状冻结性。
图9是纵壁部的凹模侧的钢板表层的截面的SEM像，可知在模具中的冷却时间为0.60s以上(冲压成形开始温度550℃以下)时没有确认到微观裂纹。另外，在所有条件下，确认到Hv≥380且淬火性没有降低。
图10是表示关于成形负荷的结果的图表，纵轴表示冲压负荷(kN)，横轴表示冲压成形开始温度(℃)。需要说明的是，冲压成形开始温度是指由凹模和压边圈夹着的钢板缘部的温度。如图10的图表所示，伴随着冲压前的模具冷却造成的冲压成形开始温度的降低，冲压负荷增加，但在不再产生微观裂纹的550℃左右的温度下，确认到是与软钢(270D，冷拉深成形)同等程度的成形负荷，不存在问题。
图11是表示关于形状冻结性的结果的图表，纵轴表示成形品的开口量(mm)，横轴表示冲压成形开始温度(℃)。如图11的图表所示，伴随着冲压成形前的模具冷却造成的成形开始温度的降低，开口量增加，形状冻结性显现出降低的倾向，但在成形开始温度为400℃之前几乎没有确认到形状冻结性的降低。
如以上所述，确认到：在冷却工序中，通过利用凹模和压边圈夹着加热后的表面处理钢板的缘部以100℃/s以上的冷却速度使其冷却至550℃以下且400℃以上的温度后开始进行冲压成形，成形品的强度足够，并且，不会产生微观裂纹，成形负荷也不会增加，形状冻结性也不存在问题。
虽然对于冲压成形前的模具中的表面处理钢板1的冷却方法没有特别的限制，但如上所述，从容易控制表面温度这一点出发，优选灵活运用压边圈5的冷却。灵活运用压边圈5的冷却方法的示例如图12所示。
图12(a)中，将压边圈5的待机位置设定在比凸模7上表面靠上侧的位置，在利用凹模3和压边圈5夹着表面处理钢板1之后，在与凸模7接触之前的凹模3的滑动时进行冷却。此时，能够通过滑动速度来控制表面处理钢板1的冷却时间。在开始进行冲压成形之后，为了防止生产率以及伴随着表面处理钢板1的温度降低的冲压成形性的降低等而优选滑动速度较快，希望根据需要改变冲压成形前和冲压成形中的滑动速度。不过，取决于冲压机，也存在难以如上述那样自由地改变滑动速度的情况，即使冲压成形中的滑动的移动速度与冲压成形前的移动速度相同或在其之下，如果在滑动时能够获得通过模具实现的冷却效果，则不会影响本发明的效果。
另外，开始冲压成形的冲压成形开始温度通常通过冷却时间来控制。例如，事先测定模具冷却时间与坯料温度的降低量的关系，根据该关系来控制冲压成形开始温度。需要说明的是，也可以在模具的表面设置热电偶等测温元件，直接测定表面处理钢板1的温度而对冲压成形开始温度进行控制。
另外，在连续冲压时为了抑制模具的温度上升并减少冷却速度的波动，可以在凹模3、压边圈5内设置水冷配管来进行模具的冷却、或者在凹模3、压边圈5的表面使用热传导率高的材质。
另外，也可以如图12(b)那样，在利用凹模3和压边圈5夹着表面处理钢板1之后，使滑动停止一定时间而使表面处理钢板1冷却，之后再进行成形。
而且，也可以如图12(c)那样，将压边圈5的待机位置设定在比凸模7上表面靠上侧，在利用凹模3和压边圈5夹着表面处理钢板1而停止一定时间之后，使其滑动，来进行成形。在该情况下，停止时间和在表面处理钢板1与凸模7接触之前的滑动时间成为冲压成形前的表面处理钢板1的冷却时间。
另外，图12(d)是灵活运用垫板10的例子，但对于非加工部，优选较早地开始冷却，也可以灵活运用垫板10而在冲压成形前使垫板10与非加工部分抵接而使冷却开始。
需要说明的是，相对于图12(a)，图12(d)是灵活活用垫板10的例子，但对于图12(b)和图12(c)的例子，也能够同样地灵活运用垫板10。
需要说明的是，虽然对于所使用的冲压机没有特别的限定，但在图12(a)中使滑动速度变化的情况下、图12(b)和图12(c)那样进行使滑动暂时停止的控制的情况下，需要使用伺服冲压机。
另外，虽然对冲压成形方法没有特别的限定，但可以如图13(a)所示的那样，进行在利用凹模3和压边圈5夹着表面处理钢板1的状态下进行成形的拉深成形、或者如图13(b)所示那样在利用凹模3和压边圈5夹着表面处理钢板1而进行冷却之后，使压边圈5暂时离开表面处理钢板1而进行成形的拉形成形等。从抑制微观裂纹的观点出发，优选纵壁部的加工程度较小的拉形成形。
<淬火工序(S3)>
淬火工序(S3)是在所述冲压成形后，在利用模具夹着成形体1′的状态下将其保持在成形下止点而对成形体1′进行淬火的工序。为了在冲压成形后对成形体进行淬火，在冲压成形后，在成形下止点使滑动停止。停止时间、即成形下止点处的保持时间虽然根据模具所实现的排热量而不同，但优选为3秒以上。另外，对于上限虽然没有特别的限制，但从生产率的观点出发，优选为20秒以下。
需要说明的是，为了在模具内保持预定时间而使成形体成为淬火组织，作为未处理钢板，优选使用例如具有如下成分组成的热轧钢板或冷轧钢板：含有质量％为、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，Al：0.10％以下以及N：0.010％以下，且剩余部分为由Fe和不可避免的杂质构成。以下对各成分的限定理由进行说明。在这里，表示成分的含量的“％”在没有特别禁止的情况下表示“质量％”。
《C：0.15％以上且0.50％以下》
C是使钢的强度提高的元素，为了实现热冲压部件的高强度化，优选其量为0.15％以上。另一方面，若C量超过0.50％，则热冲压成形部件的焊接性、坯料(未处理钢板)的冲裁性会显著降低。因而，C含量优选为0.15％以上且0.50％以下，更优选的是0.20％以上且0.40％以下。
《Si：0.05％以上且2.00％以下》
Si与C同样是使钢的强度提高的元素，为了实现热冲压部件的高强度化，优选其量为0.05％以上。另一方面，若Si量超过2.00％，则在制造未处理钢板时，在热轧时被称作红色氧化铁皮的表面缺陷的发生会显著增大。因而，Si含量优选为0.05％以上且2.00％以下，更优选的是0.10％以上且1.50％以下。
《Mn：0.50％以上且3.00％以下》
Mn是提高钢的淬火性的元素，是对在热冲压成形后的冷却过程中抑制未处理钢板的铁素体相变而使淬火性提高而言有效的元素。另外，Mn由于具有使Ac3相变点降低的作用，因此是对于使热冲压前的表面处理钢板1的加热温度降低而言有效的元素。为了体现出这样的效果，优选使Mn含量为0.50％以上。另一方面，若Mn量超过3.00％，则Mn会偏析而使未处理钢板和热冲压成形部件的特性的均一性降低。因而，Mn含量优选为0.50％以上且3.00％以下，更优选的是0.75％以上且2.50％以下。
《P：0.10％以下》
若P含量超过0.10％，则P会偏析到晶界而使得未处理钢板和热冲压成形部件的低温韧性降低。因而，P含量优选为0.10％以下，更优选的是0.01％以下。但是，过度的脱P会导致精炼时间增加、成本上升，因此P含量优选为0.003％以上。
《S：0.050％以下》
S与Mn结合会形成粗大的硫化物，是导致钢的延展性降低的元素。因此，优选尽可能地减少S含量，但在到0.050％为止是能够容许的。因而，S含量优选为0.050％以下，更优选的是0.010％以下。不过，过度的脱S会导致精炼时间增加、成本上升，因此S含量优选为0.001％以上。
《Al：0.10％以下》
若Al含量超过0.10％，则会导致氧化物系夹杂物增加，使钢的延展性降低。因而，Al含量优选为0.10％以下，更优选的是0.07％以下。但是，Al具有作为脱氧剂的作用，因此从钢的清洁度提高的观点出发，优选其含量为0.01％以上。
《N：0.010％以下》
若N含量超过0.010％，则在未处理钢板中会形成AlN等氮化物，导致热冲压时的成形性降低。因而，N含量优选为0.010％以下，更优选的是0.005％以下。但是，过度的脱N会招致精炼时间增加、成本上升，因此N含量优选为0.001％以上。
以上为本发明中的未处理钢板的优选的基本成分，但根据需要，该未处理钢板可以进一步含有以下元素。
《Cr：0.01％以上且0.50％以下，V：0.01％以上且0.50％以下，Mo：0.01％以上且0.50％以下以及Ni：0.01以上且0.50％以下中的至少1种以上》
Cr、V、Mo、Ni都是对于使钢的淬火性提高而言有效的元素。该效果通过在任一元素的情况下都使含量为0.01％以上而获得。但是，如果Cr、V、Mo、Ni的含量超过0.50％则上述效果会饱和，且会成为成本上升的主要原因。因而，在含有Cr、V、Mo、Ni中的任一种以上的情况下，优选使各含量为0.01％以上且0.50％以下，更优选的是0.10％以上且0.40％以下。
《Ti：0.01％以上且0.20％以下》
Ti对于钢的强化而言是有效的。Ti的强度上升效果可通过使其含量为0.01％以上来获得，只要处于本发明所规定的范围内，就也可以用于钢的强化。但是，若含量超过0.20％则该效果会饱和，会成为成本上升的主要原因。因而，在含有Ti的情况下，优选为0.01％以上且0.20％以下，更优选的是0.01％以上且0.05％以下。
《Nb：0.01％以上且0.10％以下》
Nb也对于钢的强化是有效的。Nb的强度上升效果可通过使其含量为0.01％以上来获得，只要处于本发明所规定的范围内，就可以用于钢的强化。但是，若含量超过0.10％则该效果会饱和，会成为成本上升的主要原因。因而，在含有Nb的情况下优选为0.01％以上且0.10％以下，更优选的是0.01％以上且0.05％以下。
《B：0.0002％以上且0.0050％以下》
B是提高钢的淬火性的元素，是对于在热冲压成形后使未处理钢板冷却时，抑制从奥氏体晶界生成铁素体而获得淬火组织而言有效的元素。该效果在使B含量为0.0002％以上时能够获得，但若超过0.0050％则该效果会饱和，会成为成本上升的主要原因。因此，在含有B的情况下，优选使该含量为0.0002％以上且0.0050％以下。更优选的是0.0005％以上且0.0030％以下。
《Sb：0.003％以上且0.030％以下》
Sb具有从热冲压成形前对钢板进行加热开始到通过热冲压成形的一系列的处理使钢板冷却为止的期间内，抑制在未处理钢板表层部生成的脱碳层的效果。为了体现出这样的效果，优选使Sb含量为0.003％以上。但是，若Sb含量超过0.030％则会在未处理钢板制造时导致轧制负荷的增大，生产率有可能降低。因而，在含有Sb的情况下，优选使其含量为0.003％以上且0.030％以下，更优选的是0.005％以上且0.010％以下。
需要说明的是，上述成分以外的成分(剩余部分)为Fe和不可避免的杂质。
在本发明中，作为热冲压成形部件的坯料所使用的表面处理钢板1在其制造条件上没有特别的限制。对于未处理钢板的制造条件没有特别的限制，例如可以将具有规定成分组成的热轧钢板(酸洗钢板)、通过对热轧钢板实施冷轧而得到的冷轧钢板作为未处理钢板。
在未处理钢板的表面形成Zn-Ni镀层而使其成为表面处理钢板1时的条件也没有特别的限制。在作为未处理钢板使用热轧钢板(酸洗钢板)的情况下，通过对热轧钢板(酸洗钢板)实施Zn-Ni镀处理，能够使其成为表面处理钢板1。
另一方面，在作为未处理钢板而使用冷轧钢板的情况下，通过在冷轧之后实施Zn-Ni镀处理，能够使其成为表面处理钢板1。
在未处理钢板表面形成Zn-Ni镀层的情况下，例如在对未处理钢板进行了脱脂、酸洗之后，在含有100g/L以上且400g/L以下的六水硫酸镍、10g/L以上且400g/L以下的七水硫酸锌的pH为1.0以上且3.0以下、镀浴的温度为30℃以上且70℃以下的镀浴中，以10A/dm2以上且150A/dm2以下的电流密度进行电镀锌处理，由此能够形成Zn-Ni镀层。需要说明的是，在使用冷轧钢板作为未处理钢板的情况下，可以在上述脱脂、酸洗之前对冷轧钢板实施退火处理。对于镀层中的Ni含量，通过在上述范围内适当调整七水硫酸锌的浓度、电流密度而能够使其成为所期望的Ni含量(例如，9质量％以上且25质量％以下)。另外，对于Zn-Ni镀层的附着量，通过调整通电时间而能够使其成为所期望的附着量(例如，每单面10g/m2以上且90g/m2以下)。
实施例
进行了对本发明所涉及的热冲压成形品的制造方法的效果进行确认的实验，以下对其进行说明。
熔炼具有表1所示的成分的钢并使其成为铸板坯，将该铸板坯加热到1200℃，以870℃的精轧结束温度对其实施热轧之后，在600℃下进行卷绕，使其成为热轧钢板。
表1
接下来，在对该热轧钢板进行酸洗后，以50％的轧制压缩比对其进行冷轧，使其成为板厚1.6mm的冷轧钢板。表1所记载的Ac3相变点根据以下的(1)式算出(WilliamC.Leslie著，幸田成康监译，熊井浩、野田龙彦译，“レスリー鉄鋼材料学(Leslie铁钢材料学)”，丸善株式会社，1985年，参照p.273)。
Ac3(℃)＝910-203√[C]+44.7×[Si]-30×[Mn]+700×[P]+400×[Al]…(1)
需要说明的是，在(1)式中，[C]、[Si]、[Mn]、[P]、[Al]是各元素(C、Si、Mn、P、Al)的钢中含量(质量％)。
将如以上那样处理而得到的冷轧钢板作为未处理钢板，在未处理钢板的表面形成纯Zn镀层、Zn-Fe镀层、Zn-Ni镀层的各镀层而使其成为表面处理钢板1。各镀层按照以下条件形成。
<纯Zn镀层>
使冷轧钢板通过连续热镀锌线，以10℃/s的升温速度加热至800℃以上且900℃以下的温度域，在使其滞留于该温度域10s以上且120s以下之后，以15℃/s的冷却速度冷却至460℃以上且500℃以下的温度域，并浸渍于450℃的锌镀浴，由此形成Zn镀层。Zn镀层的附着量通过气体擦拭法而调整为规定的附着量。
<Zn-Fe镀层>
使冷轧钢板通过连续热镀锌线，以10℃/s的升温速度加热至800℃以上且900℃以下的温度域，在使其滞留于该温度域10s以上且120s以下之后，以15℃/s的冷却速度冷却至460℃以上且500℃以下的温度域，并浸渍于450℃的锌镀浴，由此形成Zn镀层。Zn镀层的附着量通过气体擦拭法而调整为规定的附着量。在通过气体擦拭法调整为规定的附着量之后，立即在合金化炉中加热到500～550℃并保持5～60s，由此形成Zn-Fe镀层。镀层中的Fe含量，通过在上述范围内改变合金化炉内的加热温度、在该加热温度的滞留时间而使其成为规定的含量。
<Zn-Ni镀层>
使冷轧钢板通过连续退火线，以10℃/s的升温速度加热至800℃以上且900℃以下的温度域，在使其滞留于该温度域10s以上且120s以下之后，以15℃/s的冷却速度冷却至500℃以下的温度域。接下来，在脱脂、酸洗之后，进行在含有200g/L的六水硫酸镍、10～300g/L的七水硫酸锌的pH：1.3、浴温：50℃的镀浴中，以30～100A/dm2的电流密度通电10～100s的电镀处理，由此形成Zn-Ni镀层。镀层中的Ni含量通过在上述范围内适当调整七水硫酸锌的浓度、电流密度而成为规定的含量。另外，Zn-Ni镀层的附着量通过在上述范围内适当地调整通电时间而成为规定的附着量。
从根据以上处理得到的表面处理钢板1，冲裁出200mm×400mm的坯料板，在通过大气氛围的电炉对该坯料板进行加热之后，将坯料板设置于模具(材料：SKD61)，之后进行通过模具进行的冷却和冲压成形。然后，在模具内淬火之后，脱模，由此制造出图14所示的帽截面形状的冲压成形部件。关于模具的形状，使用凸模肩R：6mm，凹模肩R：6mm的模具，凸模-凹模的间隙：1.6mm。冲压成形前的模具冷却通过利用凹模3和压边圈5进行夹持来进行。冲压成形通过在施加了98kN的压边力的状态下成形的拉深成形、在冲压成形前的冷却后撤下压边圈5而不使用防皱压板进行成形的拉形成形来进行。需要说明的是，冲压成形开始温度是如图7和图8所示，事先测定模具冷却时间与坯料温度的降低量的关系，根据该关系，使用到冲压成形为止的模具冷却时间而求出的温度。
镀层的种类、加热条件、冷却条件以及冲压成形条件如表2所示。
从所获得的帽截面形状的冲压成形部件的纵壁部采集样本，使用扫描型电子显微镜(SEM)以1000倍倍率对各样本的十个视场进行观察，观察其表面的截面，对微观裂纹(在样本表面产生的、贯穿镀层-未处理钢板的界面而到达未处理钢板内部的微小断裂)的有无、微观裂纹的平均深度进行调查。微观裂纹的平均深度作为任意20个微观裂纹的深度的平均值而求出。需要说明的是，在此所说的“微观裂纹深度”意味着图15所示微观裂纹11的、从镀层13与未处理钢板15的界面测定的沿板厚中央方向的断裂的长度(图15中，h的长度)。在观察到的微观裂纹的个数低于20个的情况下，取所观察到的所有微观裂纹深度的平均深度。
另外，对于所获得的冲压成形部件的形状精度，将图16所示的帽截面部件的脱模后的成形品宽度W和模具形状上的成形品宽度W0的差(W-W0)作为开口量进行评价。
而且，从所获得的冲压成形部件的纵壁部，采集硬度测定用的样本。利用显微维氏硬度计求出该样本的截面的硬度。将试验负荷设为9.8N而进行试验，对板厚方向中央部进行5点测定，将其平均值作为样本的硬度。需要说明的是，在此作为目标的硬度为380Hv以上。
此外，从所获得的冲压成形部件的纵壁部，采集了JIS 13B号拉伸试验片。使用该收集到的试验片，以JIS G 0567(1998)为依据进行拉伸试验，测定了室温(22±5℃)下的拉伸强度。需要说明的是，拉伸试验都以加载速度(crosshead speed)：10mm/min进行。
将这些结果一并示于表2。
在发明例1～12中，镀层的种类(Zn-Ni镀层)、冷却方法(模具冷却)、冷却速度(适宜范围：100℃/s以上)、以及冲压成形开始温度(适宜范围：400℃～550℃)都处于本发明的范围内。
这些发明例1～12中的冲压后的样本中，都没有产生微观裂纹，开口量也都是0mm。由此可知，根据本发明的冲压成形方法，能够确保良好的形状冻结性，并且抑制微观裂纹的产生。另外，在发明例1～12中，硬度都是380Hv以上，拉伸强度都是1180MPa以上。
比较例1中，镀层的种类是Zn-Ni镀层，但没有进行模具冷却而进行了成形。另外，比较例2～4中，镀层的种类是Zn-Ni镀层，但冲压成形开始温度都是适宜范围外，比较例2中，冲压成形开始温度是比适宜范围高的610℃，比较例3、4中，是比适宜范围低的350℃、230℃。
在比较例1、2的冲压后的样本中，虽然开口量是0mm，但产生了微观裂纹。由此可知，在钢板的冲压成形开始温度比550℃高的情况下，会产生微观裂纹。
在比较例3、4中，虽然没有产生微观裂纹，但开口量是8mm～10mm。由此可知，在冷却时间过长而钢板的成形开始温度低于400℃的情况下，钢板的强度会上升，因此会引起形状冻结性的降低。
比较例5～7中，虽然镀层的种类是Zn-Ni镀层，但冷却方法是气体冷却，冷却速度并非100℃/s以上。因此，在比较例5、6中，钢板的冲压成形开始温度脱离了恰当范围(超过550℃)，产生了微观裂纹。另外，在比较例7中，虽然钢板的冲压成形开始温度是恰当范围内的530℃，但开口量是3mm，且产生了形状冻结性的降低。这是因为，由于冷却方法是气体冷却，因此冷却速度慢，冲压加工时的组织并非奥氏体单相，而是铁素体、贝氏体，因此加工后的马氏体相变减少，在加工时进入的应力没有得到缓和。其结果是，可以认为产生了隔着弯曲的脊线的两个面所成的角度相对于模具角度变大的角度变化。
而且，在比较例6、7中，成为了在利用气体冷却缓慢冷却至某种程度并进行冲压之后的淬火，因此冲压后样本的硬度降低。
在比较例8、9中，冷却方法(模具冷却)、冷却速度(167℃/s、170℃/s)以及成形开始温度(530℃～540℃)都是适宜的，但镀层的种类不同。即，比较例8中只是Zn，比较例9中是Zn-Fe的镀层，因此在冲压后样本中，产生了微观裂纹。
附图标记说明
1 表面处理钢板
1′ 成形体
3 凹模
5 压边圈
7 凸模
9 钢板
10 垫板
11 微观裂纹
13 镀层
15 未处理钢板
16 热电偶

Claims (6)

1.一种热冲压成形品的制造方法，使用具有凹模、压边圈以及凸模的模具对在未处理钢板的表面形成有Zn-Ni镀层而成的表面处理钢板实施热冲压来制造热冲压成形品，具备：
冷却工序，利用凹模和压边圈夹着加热到Ac3相变点以上且1000℃以下的温度域的所述表面处理钢板的缘部，以100℃/s以上的冷却速度使其冷却至550℃以下且400℃以上的温度；
冲压成形工序，在所述缘部的温度为550℃以下且400℃以上时开始进行冲压成形；
淬火工序，在所述冲压成形后，在利用模具夹着成形体的状态下将其保持在成形下止点而对所述成形体进行淬火。
2.根据权利要求1所述的热冲压成形品的制造方法，
在所述冷却工序和所述冲压成形工序中，使所述凹模与所述表面处理钢板一起滑动，对所述表面处理钢板进行冷却和冲压成形，此时，使与所述凸模接触之前的滑动暂时停止、或者使该滑动速度比与所述凸模接触后的冲压成形中的滑动速度慢。
3.根据权利要求1或2所述的热冲压成形品的制造方法，
在所述冲压成形工序中，使所述压边圈从所述表面处理钢板离开，不使用防皱压板而进行拉形成形。
4.根据权利要求1或2所述的热冲压成形品的制造方法，
在所述冲压成形工序中，在利用所述凹模和压边圈夹着所述表面处理钢板的状态下进行拉深成形。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的热冲压成形品的制造方法，
所述Zn-Ni镀层中的Ni含量以质量％计为9％以上且25％以下。
6.一种热冲压成形品，通过权利要求1～5中任一项所述的方法制造。
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