CN113474100B - 冷压用的钢板的制造方法及冲压部件的制造方法 - Google Patents

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Abstract

不进行在模具内的加热处理，而通过与钢板的材料对应的单独的处理，提高钢板的延伸凸缘成形性。在冷压用的钢板的制造方法中，通过将钢板端部加热、冷却至根据钢板的组织而预先设定的加热温度范围，例如在主要的组织由马氏体单相构成的钢板的情况下为500℃以上且700℃以下的加热温度范围来制造。求出通过剪切工序实施了剪切加工的钢板的端部中的推定为在通过冷压加工进行成形时容易产生延伸凸缘裂纹的区域，进行加热/冷却的部位设定为该区域。并且，对该制造的钢板进行冲压成形来制造目标的冲压部件。

Description

冷压用的钢板的制造方法及冲压部件的制造方法
技术领域
本发明涉及冷压用的钢板的制造方法及冲压部件的制造方法。本发明特别涉及适合于由高强度钢板构成的冲压部件的技术。
背景技术
目前，机动车要求基于轻量化的燃料利用率提高和碰撞安全性的提高，在同时实现车身的轻量化和碰撞时的搭乘者保护的目的下，对车身使用高强度钢板。近年来，特别是将抗拉强度980MPa以上的超高强度钢板应用于车身的构造构件。超高强度钢板的冲压成形中的课题之一可列举延伸凸缘破裂。对于延伸凸缘破裂，端面的加工状态相关较大，端面的加工硬化量越小，通常延伸凸缘成形性越提高。将坯料制作成目标形状之后，对端面进行机械磨削，由此能够使端面的加工硬化量成为最小限度。然而，机械磨削的量产性明显较低。因此，从量产性的观点出发，通常在将坯料制作成目标形状时，采用剪切加工。
此时，通过剪切加工，向剪切端面导入大的应变，加工硬化量变得非常大并且韧性下降。
例如，由马氏体单相构成的高强度钢板的组织非常硬质，被导入的加工硬化量大而韧性下降的倾向变得显著，因此剪切加工后的钢板的延伸凸缘成形性显著降低。
另外，即使在高强度钢板之中，也已知由以马氏体和铁素体为主的复合组织构成的高强度钢板通过硬质的马氏体相来负责强度，通过软质的铁素体相来负责伸展，由此能够得到高的强度-伸展平衡。然而，在进行包含延伸凸缘成形的冲压成形时，马氏体相与铁素体相的硬度之差大。因此，在使用由复合组织构成的钢板的情况下，在马氏体相与铁素体相的界面集中有应变而产生破裂，延伸凸缘成形性降低。此外，在端面被剪切加工的情况下，端面发生加工硬化，韧性下降，因此剪切加工后的钢板的延伸凸缘性显著降低。
另外，由包含残留奥氏体的复合组织构成的高强度钢板在成形过程中残留奥氏体相发生变形之后相变为硬质的马氏体相，由此，变形时的应变分散并能够得到非常高的伸展。然而，由包含残留奥氏体的复合组织构成的高强度钢板存在产生与从奥氏体相向马氏体相的变态时的体积变化相伴的向结晶粒界的应力集中、与由于变态为马氏体相且硬度升高而产生的与周围的组织的硬度差增大相伴的向结晶粒界的应变集中等的倾向。由于该倾向，由包含残留奥氏体的复合组织构成的高强度钢板存在延伸凸缘成形性低这样的课题。特别是延伸凸缘破裂担忧部位为剪切加工面的情况下，在剪切加工时，奥氏体变态为马氏体，因此剪切端面的加工性下降，延伸凸缘成形性进一步恶化。
在此，作为使高强度钢板的加工性提高的技术，存在例如专利文献1那样的热冲压技术。该技术是将钢板加热至规定温度而使其软化，然后将钢板保持为该温度并投入模具，同时进行成形和淬火的技术。在该技术中，在加工时由于钢板为软质，因此不会产生破裂，在加工后能够得到被淬火后的硬质的制品。
另外，专利文献2公开了通过将钢板局部性地加热至再结晶温度以上(800℃以上)，使钢板局部性地软化并提高成形性的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第5902939号公报
专利文献2：日本特开平9-143554号公报
发明内容
发明要解决的课题
然而，专利文献1记载的技术需要将钢板加热至规定温度，并在该温度下将钢板投入模具。因此，在专利文献1中，需要在制造线内设置炉或以之为准的加热装置，此外还需要使高温的钢板从炉向模具内移动的装置，花费成本。而且，在专利文献1中，除了对钢板进行加热需要时间之外，还需要在模具内进行淬火，因此需要在模具内的保持时间。此外，在专利文献1中，在成形后也需要确保对模具进行冷却的时间，时间成本也大。
另外，在专利文献2记载的技术中，由于再结晶而脆性下降，因此存在对于延伸凸缘破裂的效果低这样的课题。
这样，以往，高强度钢板的延伸凸缘成形性的改善成为课题。
本发明是为了解决上述课题而想出的发明，目的是不进行模具内的材料加热而提高钢板的延伸凸缘成形性。
用于解决课题的方案
发明者发现了，通过在对钢板的端部进行加热、冷却时，根据该钢板的材料而单独地适当设定加热温度范围，能够提高延伸凸缘成形性。即，得到了通过单独实施与钢板的组织构造对应的加热处理来使冲压部件的延伸凸缘成形性提高的见解。
即，为了解决课题，本发明的一方案涉及一种冷压用的钢板的制造方法，是要被实施冷压加工的冷压用的钢板的制造方法，其主旨在于，包括：剪切工序，对上述钢板的至少一部分的端部实施剪切加工；解析工序，求出通过上述剪切工序实施了剪切加工的上述钢板的端部中的被推定为在通过冷压加工成形时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；加热/冷却工序，将上述钢板的端部中的通过上述解析工序求出的上述区域包含的部位加热、冷却至根据上述钢板的组织构造而预先设定的加热温度范围，在使用主要的组织由马氏体单相构成的钢板作为上述钢板的情况下，将上述加热温度范围设定为500℃以上且700℃以下的加热温度范围，在使用主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织构成的钢板、主要的组织由贝氏体单相构成的钢板、主要的组织由铁素体单相构成的钢板、或者主要的组织由铁素体和珠光体的复合组织构成的钢板中的任一钢板作为上述钢板的情况下，将上述加热温度范围设定为400℃以上且700℃以下的加热温度范围，在使用由包含残留奥氏体的复合组织构成的钢板作为上述钢板的情况下，将上述加热温度范围设定为200℃以上且700℃以下的加热温度范围。
另外，本发明的另一方案涉及一种冲压部件的制造方法，对钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其主旨在于，所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，所述冲压部件的制造方法还包括：剪切工序，在上述第一工序之前，对上述钢板的至少一部分的端部实施剪切加工；解析工序，求出上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将通过上述第一工序成形的中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至根据上述钢板的组织构造而预先设定的加热温度范围，在使用主要的组织由马氏体单相构成的钢板作为上述钢板的情况下，将上述加热温度范围设定为500℃以上且700℃以下的加热温度范围，在使用主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织构成的钢板、主要的组织由贝氏体单相构成的钢板、主要的组织由铁素体单相构成的钢板、或者主要的组织由铁素体和珠光体的复合组织构成的钢板中的任一钢板作为上述钢板的情况下，将上述加热温度范围设定为400℃以上且700℃以下的加热温度范围，在使用由包含残留奥氏体的复合组织构成的钢板作为上述钢板的情况下，将上述加热温度范围设定为200℃以上且700℃以下的加热温度范围。
另外，本发明的另一方案涉及一种冲压部件的制造方法，对钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其主旨在于，所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，所述冲压部件的制造方法还包括：剪切工序，在上述第二工序之前，对上述中间部件的至少一部分的端部实施剪切加工；解析工序，求出实施了上述剪切加工之后的上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将实施了上述剪切加工的上述中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至根据上述钢板的组织构造而预先设定的加热温度范围，在使用主要的组织由马氏体单相构成的钢板作为上述钢板的情况下，将上述加热温度范围设定为500℃以上且700℃以下的加热温度范围，在使用主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织构成的钢板、主要的组织由贝氏体单相构成的钢板、主要的组织由铁素体单相构成的钢板、或者主要的组织由铁素体和珠光体的复合组织构成的钢板中的任一钢板作为上述钢板的情况下，将上述加热温度范围设定为400℃以上且700℃以下的加热温度范围，在使用由包含残留奥氏体的复合组织构成的钢板作为上述钢板的情况下，将上述加热温度范围设定为200℃以上且700℃以下的加热温度范围。
另外，本发明的另一方案涉及一种冷压用的钢板的制造方法，是要被实施冷压加工的冷压用的钢板的制造方法，其主旨在于，使用主要的组织由马氏体单相构成的钢板作为上述钢板，所述冷压用的钢板的制造方法包括：剪切工序，对上述钢板的至少一部分的端部实施剪切加工；解析工序，求出通过上述剪切工序实施了剪切加工的上述钢板的端部中的被推定为在通过冷压加工成形时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；加热/冷却工序，将上述钢板的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至500℃以上且700℃以下的温度范围。
另外，本发明的另一方案涉及一种冲压部件的制造方法，对主要的组织由马氏体单相构成的钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其主旨在于，所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，所述冲压部件的制造方法还包括：剪切工序，在上述第一工序之前，对上述钢板的至少一部分的端部实施剪切加工；解析工序，求出上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将通过上述第一工序成形的中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至500℃以上且700℃以下的温度范围。
另外，本发明的另一方案涉及一种冲压部件的制造方法，对主要的组织由马氏体单相构成的钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其主旨在于，所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，所述冲压部件的制造方法还包括：剪切工序，在上述第二工序之前，对上述中间部件的至少一部分的端部实施剪切加工；解析工序，求出实施了上述剪切加工之后的上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将实施了上述剪切加工的上述中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至500℃以上且700℃以下的温度范围。
另外，本发明的另一方案涉及一种冷压用的钢板的制造方法，是要被实施冷压加工的冷压用的钢板的制造方法，其主旨在于，使用主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织构成的钢板作为上述钢板，所述冷压用的钢板的制造方法包括：剪切工序，对上述钢板的至少一部分的端部实施剪切加工；解析工序，求出通过上述剪切工序实施了剪切加工的上述钢板的端部中的被推定为在通过冷压加工成形时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；加热/冷却工序，将上述钢板的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至400℃以上且700℃以下的温度范围。
另外，本发明的另一方案涉及一种冲压部件的制造方法，对主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织构成的钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其主旨在于，所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，所述冲压部件的制造方法还包括：剪切工序，在上述第一工序之前，对上述钢板的至少一部分的端部实施剪切加工；解析工序，求出上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将通过上述第一工序成形的中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至400℃以上且700℃以下的温度范围。
另外，本发明的另一方案涉及一种冲压部件的制造方法，对主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织构成的钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其主旨在于，所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，所述冲压部件的制造方法还包括：剪切工序，在上述第二工序之前，对上述中间部件的至少一部分的端部实施剪切加工；解析工序，求出实施了上述剪切加工之后的上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将实施了上述剪切加工的上述中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至400℃以上且700℃以下的温度范围。
另外，本发明的另一方案涉及一种冷压用的钢板的制造方法，是要被实施冷压加工的冷压用的钢板的制造方法，其主旨在于，使用由包含残留奥氏体的复合组织的钢板作为上述钢板，所述冷压用的钢板的制造方法包括：剪切工序，对上述钢板的至少一部分的端部实施剪切加工；解析工序，求出通过上述剪切工序实施了剪切加工的上述钢板的端部中的被推定为在通过冷压加工成形时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；加热/冷却工序，将上述钢板的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至200℃以上且700℃以下的温度范围。
另外，本发明的另一方案涉及一种冲压部件的制造方法，对由包含残留奥氏体的复合组织构成的钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其主旨在于，所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，所述冲压部件的制造方法还包括：剪切工序，在上述第一工序之前，对上述钢板的至少一部分的端部实施剪切加工；解析工序，求出上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将通过上述第一工序成形的中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至200℃以上且700℃以下的温度范围。
另外，本发明的另一方案涉及一种冲压部件的制造方法，对由包含残留奥氏体的复合组织构成的钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其主旨在于，所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，所述冲压部件的制造方法还包括：剪切工序，在上述第二工序之前，对上述中间部件的至少一部分的端部实施剪切加工；解析工序，求出实施了上述剪切加工之后的上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将实施了上述剪切加工的上述中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至200℃以上且700℃以下的温度范围。
另外，本发明的另一方案涉及一种冲压部件的制造方法，对主要的组织由贝氏体单相构成的钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其主旨在于，所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，所述冲压部件的制造方法还包括：剪切工序，在上述第一工序之前，对上述钢板的至少一部分的端部实施剪切加工；解析工序，求出上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将通过上述第一工序成形的中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至400℃以上且700℃以下的温度范围。
另外，本发明的另一方案涉及一种冲压部件的制造方法，对主要的组织由贝氏体单相构成的钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其主旨在于，所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，所述冲压部件的制造方法还包括：剪切工序，在上述第二工序之前，对上述中间部件的至少一部分的端部实施剪切加工；解析工序，求出实施了上述剪切加工之后的上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将实施了上述剪切加工的上述中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至400℃以上且700℃以下的温度范围。
另外，本发明的另一方案涉及一种冲压部件的制造方法，对主要的组织由铁素体单相构成的钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其主旨在于，所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，所述冲压部件的制造方法还包括：剪切工序，在上述第一工序之前，对上述钢板的至少一部分的端部实施剪切加工；解析工序，求出上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将通过上述第一工序成形的中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至400℃以上且700℃以下的温度范围。
另外，本发明的另一方案涉及一种冲压部件的制造方法，对主要的组织由铁素体单相构成的钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其主旨在于，所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，所述冲压部件的制造方法还包括：剪切工序，在上述第二工序之前，对上述中间部件的至少一部分的端部实施剪切加工；解析工序，求出实施了上述剪切加工之后的上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将实施了上述剪切加工的上述中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至400℃以上且700℃以下的温度范围。
另外，本发明的另一方案涉及一种冲压部件的制造方法，对主要的组织由铁素体和珠光体的复合组织构成的钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其主旨在于，所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，所述冲压部件的制造方法还包括：剪切工序，在上述第一工序之前，对上述钢板的至少一部分的端部实施剪切加工；解析工序，求出上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将通过上述第一工序成形的中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至400℃以上且700℃以下的温度范围。
另外，本发明的另一方案涉及一种冲压部件的制造方法，对主要的组织由铁素体和珠光体的复合组织构成的钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其主旨在于，所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，所述冲压部件的制造方法还包括：剪切工序，在上述第二工序之前，对上述中间部件的至少一部分的端部实施剪切加工；解析工序，求出实施了上述剪切加工之后的上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将实施了上述剪切加工的上述中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至400℃以上且700℃以下的温度范围。
发明效果
根据本发明的方案，通过单独实施与钢板的材料(组织构造)对应的加热处理，能够提高钢板的延伸凸缘成形性。其结果是，根据本发明的方案，例如，即使使用主要的组织由马氏体单相构成的高强度钢板、主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织构成的高强度钢板、由包含残留奥氏体的复合组织构成的高强度钢板、主要的组织由贝氏体单相构成的高强度钢板、主要的组织由铁素体单相构成的高强度钢板(析出强化钢)、或者主要的组织由铁素体和珠光体的复合组织构成的高强度钢板，通过基于一段或两段以上的冲压成形的冷加工成形机动车的板部件、构造/骨架部件等各种部件，也能够抑制延伸凸缘破裂。
附图说明
图1是表示基于本发明的第一实施方式的冲压部件的制造工序的图。
图2是说明基于本发明的第一实施方式的加热/冷却工序的图。
图3是表示加热方法的例子的图。
图4是表示加热方法的例子的图。
图5是表示加热方法的例子的图。
图6是表示加热方法的例子的图。
图7是表示基于本发明的第一实施方式的解析区域(被推定为容易产生延伸凸缘裂纹的区域)的例子的图。
图8是表示基于本发明的第一实施方式的加热/冷却工序、冲压加工工序的处理例的图。
图9是表示基于本发明的第二实施方式的冲压部件的制造方法的处理块的图。
图10是说明基于本发明的第二实施方式的冲压部件的制造方法的处理例的图。
图11是表示基于本发明的第三实施方式的冲压部件的制造方法的处理块的图。
图12是说明基于本发明的第三实施方式的冲压部件的制造方法的处理例的图。
图13是说明产生延伸凸缘破裂的区域的一例的图，图13(a)示出钢板(坯料)，图13(b)示出冲压成形后的冲压部件。
图14是表示试验片的图。
图15是说明扩孔试验的概要的图。
图16是表示主要的组织由马氏体单相构成的钢板的情况下的加热/冷却工序中的加热温度与扩孔性改善率的关系的图。
图17是表示主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织构成的钢板的情况下的加热/冷却工序中的加热温度与扩孔性改善率的关系的图。
图18是表示由包含残留奥氏体的复合组织构成的钢板的情况下的加热/冷却工序中的加热温度与扩孔性改善率的关系的图。
图19是表示主要的组织由贝氏体单相构成的钢板的情况下的加热/冷却工序中的加热温度与扩孔性改善率的关系的图。
图20是表示主要的组织由铁素体单相构成的钢板的情况下的加热/冷却工序中的加热温度与扩孔性改善率的关系的图。
图21是表示主要的组织由铁素体和珠光体的复合组织构成的钢板的情况下的加热/冷却工序中的加热温度与扩孔性改善率的关系的图。
具体实施方式
接下来，参照附图，说明本发明的实施方式。
1.第一实施方式
首先，对第一实施方式进行说明。
如图1所示，本实施方式的冲压部件的制造方法包括钢板制造工序1和冲压加工工序2。如图2所示，钢板制造工序1依次实施剪切工序1A、加热/冷却工序1B。
另外，本实施方式中的冲压部件的制造方法包括构成解析工序的延伸凸缘破裂区域推定处理3。
本实施方式在由钢板的抗拉强度为440MPa以上，进而980MPa以上的高强度钢板构成的钢板的情况下特别有效。但是，本实施方式也可以适用于抗拉强度小于440MPa的钢板。
<剪切工序1A>
剪切工序1A是将由通过轧制及其他而形成的一张板材构成的钢板修整成预先设定的坯料形状，或者通过去毛刺加工等的剪切形成有开口部来得到由目标的形状构成的单一的钢板(坯料)的工序。
在本实施方式中，[单一的钢板]不是通过焊接将多个板接合而成的集合坯料，而是指由同一金属材料构成的钢板。
在此，在通过剪切加工将钢板切断的情况下，与通过机械加工制作的端面相比端面的损伤大而成为不均匀的端面状态，因此延伸凸缘成形性下降。
另外，剪切的部分可以仅是钢板的一部分。需要说明的是，也可以在冲压加工工序2之后或者冲压加工工序2过程中包含进行端面的整形的另外的剪切处理。
<延伸凸缘破裂区域推定处理3>
延伸凸缘破裂区域推定处理3是对于通过剪切工序1A实施了剪切处理的单一的钢板确定延伸凸缘破裂区域(也记载为解析区域)的位置的处理，该延伸凸缘破裂区域(也记载为解析区域)是被推定为在进行冲压加工工序2中的冲压成形时容易产生延伸凸缘裂纹的区域。求出解析区域的钢板的条件设为未实施基于加热/冷却工序1B的处理的钢板。
这样的延伸凸缘破裂区域(延伸凸缘破裂危险部位)的确定可以使用计算机，基于冲压加工工序2中的冲压成形的条件，通过CAE解析进行研讨来确定，也可以在实际冲压中确定。通常，俯视观察下的弯曲部、去毛刺部等为延伸凸缘破裂区域。因此，也可以在进行延伸凸缘成形的区域中将在冲压加工中成为规定以上的曲率半径的凸缘部作为延伸凸缘破裂区域(解析区域)来简易地求出。
<加热/冷却工序1B>
加热/冷却工序1B是对于剪切工序1A后的单一的钢板实施包含延伸凸缘成形的冲压加工之前的前处理。在加热/冷却工序1B中，依次实施加热处理1Ba和冷却处理1Bb。
(加热处理1Ba)
在加热处理1Ba中，进行将钢板的端部加热的处理。加热的部分通过对钢板端面及其附近中的至少钢板端面进行加热而对钢板端部进行加热。在加热处理1Ba中，不需要对钢板端部整周进行加热，只要至少对包含于延伸凸缘破裂区域推定处理3确定的延伸凸缘破裂区域的钢板端部进行加热即可。
钢板端部的加热如上所述只要仅对钢板的端面进行加热即可。但是，仅对端面进行加热的情况困难，因此优选设定为通过能够局部地进行加热的激光、感应加热等，对钢板端面及其附近中的尽量端面附近的区域进行加热。通过对钢板端面进行加热而钢板端部被加热。
图3～图6示出对钢板10的端部进行加热的方法的例子。标号HT表示加热区域。图3是激光加热的例子，通过使激光发射器20沿着端面10a移动而对钢板端部进行加热。图4、图5是感应加热的例子，例示出通过感应加热用线圈21，从端面10a侧或者从端面10a附近的正反两面进行感应加热的情况。图6是通过基于燃烧器22的直接加热进行加热的情况的例子。加热方法可以为激光加热、感应加热、基于燃烧器等的直接加热，此外也可以采用任意的加热手段。
升温速度从提高延伸凸缘成形性的观点出发，可以为任意的速度，但是在生产工序内进行加热的情况下，从量产性的观点出发而优选为10℃/sec以上。如果不管量产性，则并不局限于此。需要说明的是，加热时的加热速度优选为急速加热。
另外，在加热处理1Ba中，在推定为钢板端面的温度达到设为目标的加热温度之后，可以将该加热状态保持一定时间。保持时间长的情况会关系到生产效率的下降，因此保持时间优选为5分钟以内。更优选的是，保持时间为1分钟以内。
需要说明的是，为了便于理解，在图3～图6中，坯料形状为矩形，剪切端面由直线表示。然而，坯料形状可以为任意的形状，剪切端面10a也并不局限于直线，可以为曲线、将曲线与直线组合而成的形状等任意的形状。
单一的钢板表面中的从钢板10的端面位置起的加热范围L[mm]例如设为(1)式的范围内。即，将该加热范围L[mm]以下的区域设为构成端部的端面及其附近。
0mm≤L≤20mm…(1)
在此，在加热范围L[mm]超过20mm的情况下，伴随着材料强度(抗拉强度)的软化而部件的疲劳特性可能会下降，因此不优选。而且，如果是进一步能够仅对端面附近进行加热的装置，则加热范围L[mm]更优选为5mm以内。
另外，如果从抑制加热产生的不良情况这样的观点出发，则加热范围L[mm]尽可能优选为端面附近，更优选为下述(2)式的范围内。
0mm≤L≤8mm…(2)
在本实施方式中，根据使用的钢板的材料(组织构造)，如下所述，对设为进行加热时的被加热部的目标的加热温度T[℃]进行设定变更。
[主要的组织由马氏体单相构成的钢板的情况]
对本实施方式中使用的钢板是主要的组织由马氏体单相构成的钢板的情况进行说明。
主要的组织由马氏体单相构成的钢板是例如组织的95体积％以上，优选98体积％以上为马氏体的钢板。
在主要的组织由马氏体单相构成的钢板的情况下，设为目标的加热温度T[℃]设为500℃以上且700℃以下的范围内。通过将加热温度T[℃]设为500℃以上且700℃以下，在主要的组织由马氏体单相构成的钢板的情况下，能够提高凸缘成形性(参照实施例)。
即，在本实施方式中，在实施冲压加工的钢板是主要的组织由马氏体单相构成的钢板的情况下，通过将该钢板的端面在上述的适当的温度范围下进行加热来提高延伸凸缘成形性。受到剪切加工后的钢板的剪切端面附近受到如组织在剪切方向上伸长那样的强加工，由于剪切加工而发生加工硬化，担忧延伸凸缘成形性的下降。在由马氏体单相构成的钢板中，通过进行上述的加热而发生马氏体的回火和应变的释放。由于由马氏体的回火造成的钢板端部的软化以及通过应变的释放而发生加工硬化、韧性的恢复，因此延伸凸缘成形性得以改善。为了得到上述效果，加热温度如上所述设为500℃以上，优选设为600℃以上。加热的上限温度设为作为被推定为避免发生再结晶化的温度范围的700℃以下。
另外，在使用主要的组织由马氏体单相构成的钢板作为钢板的情况下，从钢板10的端面位置起的加热范围L[mm]根据加热温度T[℃]来设定，例如可以设定成为下述(3)式的范围。从钢板10的端面位置起的加热范围L例如设定为沿着钢板表面的方向且与端面的延伸方向正交的方向。
[数学式1]
Figure GDA0003226766760000181
优选为满足下述(4)式的范围。
[数学式2]
Figure GDA0003226766760000182
其中，在要被加热的区域被加热时，设为加热的到达温度成为500℃以上的区域的情况。
在此，如果加热范围L小于(3)式的下限值，则无法充分地进行钢板的端部的加热而可能无法充分得到本发明的效果。而且，加热范围L[mm]的上限从提高延伸凸缘性这样的观点出发而未特别设置，但是如果将加热范围取得过宽，则由于母材的马氏体的软化而担忧部件性能、点焊性等的下降，因此优选设为(3)式的上限值以下的范围。
[主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织构成的钢板的情况]
说明本实施方式中使用的钢板是主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织(以下，也记载为第一复合组织)构成的钢板的情况。
主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织构成的钢板例如是马氏体相小于组织的95体积％且包含残留奥氏体相的除铁素体以外的相小于3体积％，其余部分由铁素体相构成的钢板。
在主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织构成的钢板的情况下，设为加热时的被加热部的目标的加热温度T[℃]设为400℃以上且700℃以下的范围内。通过将加热温度T[℃]设为400℃以上且700℃以下，在由第一复合组织构成的钢板的情况下，能够提高凸缘成形性(参照实施例)。
即，在本实施方式中，在实施冲压加工的钢板为主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织构成的钢板的情况下，通过将该钢板的端面在上述的适当的温度范围进行加热来提高延伸凸缘成形性。受到了剪切加工的钢板的剪切端面附近受到如组织在剪切方向上伸长那样的强加工，由于剪切加工而发生加工硬化，担忧延伸凸缘成形性的下降。在由第一复合组织构成的钢板中，通过进行上述的加热而发生马氏体的回火和应变的释放。并且，在由复合相构成的钢板的情况下，通过马氏体相回火而马氏体相与铁素体相的硬度差减小，钢板的延伸凸缘成形性得以改善。为了得到上述效果，加热温度T[℃]如上所述设为400℃以上，优选为500℃以上，更优选为600℃以上。加热的上限温度设为作为被推定为不会发生再结晶化的温度范围的700℃以下。
另外，在使用主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织构成的钢板作为钢板的情况下，从钢板10的端面位置起的加热范围L[mm]根据加热温度T[℃]来设定，例如可以设定成为下述(5)式的范围。从钢板10的端面位置起的加热范围L[mm]设定为例如沿着钢板表面的方向且与端面的延伸方向正交的方向。
[数学式3]
Figure GDA0003226766760000191
加热范围L[mm]优选为满足下述(6)式的范围。
[数学式4]
Figure GDA0003226766760000201
但是，在要被加热的区域被加热时，设为加热的到达温度成为400℃以上的区域的情况。
在此，如果加热范围L[mm]小于(5)式的下限值，则无法充分进行钢板的端部的加热，可能无法充分得到本发明的效果。而且，加热范围L[mm]的上限从提高延伸凸缘性这样的观点出发未特别设置，但是如果将加热范围取得过宽，则由于加热引起的母材的材料强度下降而部件性能、点焊性等可能下降，因此优选设为(5)式的上限值以下的范围。
[由包含残留奥氏体的复合组织构成的钢板的情况]
说明本实施方式中使用的钢板是由包含残留奥氏体的复合组织(以下，也记载为第二复合组织)构成的钢板的情况。
由包含残留奥氏体的复合组织构成的钢板例如是TRIP钢。包含残留奥氏体是指残留奥氏体为例如组织整体的3体积％以上，优选4体积％以上。残留奥氏体以外的复合组织以铁素体相、贝氏体相、马氏体相为主构成。
在由包含残留奥氏体的复合组织构成的钢板的情况下，设为加热时的被加热部的目标的加热温度T[℃]设为200℃以上且700℃以下的范围内。通过将加热温度T[℃]设为200℃以上且700℃以下，在由第二复合组织构成的钢板的情况下，能够提高凸缘成形性(参照实施例)。
即，在本实施方式中，作为实施冲压加工的钢板，设为由第二复合组织构成的钢板，通过将该钢板的端面在上述的适当的温度范围进行加热而提高延伸凸缘成形性。受到剪切加工的钢板的剪切端面附近受到如组织在剪切方向伸长那样的强加工，由于剪切加工而发生加工硬化，担忧延伸凸缘成形性的下降。在由第二复合组织构成的钢板中，通过进行上述的加热，在由于加热而变态的马氏体相中，发生马氏体的回火和应变的释放。由于马氏体的回火而产生的钢板端部的软化、韧性提高，并且通过应变的释放而减少加工硬化，延伸凸缘性得以改善。为了得到上述效果加热温度T[℃]如上所述设为200℃以上，优选为500℃以上，更优选为600℃以上。加热的上限温度设为作为被推定为不会发生再结晶化的温度范围的700℃以下。
另外，在使用由包含残留奥氏体的复合组织构成的钢板作为钢板的情况下，从钢板10的端面位置起的加热范围L[mm]根据加热温度T[℃]来设定，例如可以设定成为下述(7)式的范围。从钢板10的端面位置起的加热范围L[mm]例如设定为沿着钢板表面的方向且与端面的延伸方向正交的方向。
[数学式5]
Figure GDA0003226766760000211
加热范围L[mm]优选为满足下述(8)式的范围。
[数学式6]
Figure GDA0003226766760000212
但是，在要被加热的区域被加热时，设为加热的到达温度成为200℃以上的区域的情况。
在此，当加热范围L[mm]小于(7)式的下限值时，无法充分进行钢板的端部的加热，可能无法充分得到本发明的效果。而且，如果加热范围L[mm]的上限超过(7)式的上限值，则由于母材的残留奥氏体的消失而母材的延展性下降，可能会产生延伸凸缘性、冲压成形性的下降，因此可能无法充分地得到本发明的效果。
[主要的组织由贝氏体单相构成的钢板的情况]
说明本实施方式中使用的钢板为主要的组织由贝氏体单相构成的钢板的情况。
主要的组织由贝氏体单相构成的钢板是例如组织的95体积％以上，优选98体积％以上为贝氏体的钢板。
在主要的组织由贝氏体单相构成的钢板的情况下，设为目标的加热温度T[℃]设为400℃以上且700℃以下的范围内。通过将加热温度T设为400℃以上且700℃以下，在主要的组织由贝氏体单相构成的钢板的情况下，能够提高凸缘成形性(参照实施例)。
即，在本实施方式中，在实施冲压加工的钢板为主要的组织由贝氏体单相构成的钢板的情况下，通过将该钢板的端面在上述的适当的温度范围进行加热来提高延伸凸缘成形性。受到了剪切加工的钢板的剪切端面附近受到如组织在剪切方向上伸长那样的强加工，由于剪切加工而产生加工硬化，担忧延伸凸缘成形性的下降。在由贝氏体单相构成的钢板中，通过进行上述的加热，能够发生贝氏体的回火和应变的释放。由贝氏体的回火而产生的钢板端部的软化，以及通过应变的释放而加工硬化、韧性的恢复发生，延伸凸缘成形性得以改善。为了得到上述效果，加热温度T[℃]如上所述设为400℃以上，优选为500℃以上，更优选为600℃以上。加热的上限温度设为作为被推定为不会发生再结晶化的温度范围的700℃以下。
另外，在使用主要的组织由贝氏体单相构成的钢板作为钢板的情况下，从钢板10的端面位置起的加热范围L[mm]根据加热温度T[℃]来设定，例如可以设定成为下述(9)式的范围。从钢板10的端面位置起的加热范围L例如设定为沿着钢板表面的方向且与端面的延伸方向正交的方向。
[数学式7]
Figure GDA0003226766760000231
加热范围L[mm]优选为满足下述(10)式的范围。
[数学式8]
Figure GDA0003226766760000232
但是，在要被加热的区域被加热时，设为加热的到达温度成为400℃以上的区域的情况。
在此，如果加热范围L[mm]小于(9)式的下限值，则无法充分进行钢板的端部的加热，可能无法充分得到本发明的效果。而且，加热范围L[mm]的上限从提高延伸凸缘性这样的观点出发而没有特别设置，但是如果将加热范围取得过宽，则由于母材的贝氏体的软化而担忧部件性能、点焊性等的下降，因此优选设为(9)式的上限值以下的范围。
[主要的组织由铁素体单相构成的钢板的情况]
说明本实施方式中使用的钢板为主要的组织由铁素体单相构成的钢板的情况。
主要的组织由铁素体单相构成的钢板例如是组织的95体积％以上，优选98体积％以上为铁素体的钢板。
在主要的组织由铁素体单相构成的钢板的情况下，设为目标的加热温度T[℃]设为400℃以上且700℃以下的范围内。通过将加热温度T[℃]设为400℃以上且700℃以下，在主要的组织由铁素体单相构成的钢板的情况下，能够提高凸缘成形性(参照实施例)。
即，在本实施方式中，在实施冲压加工的钢板为主要的组织由铁素体单相构成的钢板的情况下，通过将该钢板的端面在上述的适当的温度范围进行加热来提高延伸凸缘成形性。受到了剪切加工的钢板的剪切端面附近受到如组织在剪切方向上伸长那样的强加工，由于剪切加工而产生加工硬化，担忧延伸凸缘成形性的下降。在由铁素体单相构成的钢板中，通过进行上述的加热而产生铁素体的回火和应变的释放。由铁素体的回火产生的钢板端部的软化以及通过应变的释放而加工硬化、韧性的恢复发生，延伸凸缘成形性得以改善。为了得到上述效果，加热温度T[℃]如上所述为400℃以上，优选为500℃以上，更优选为600℃以上。加热的上限温度设为作为被推定为不会发生再结晶化的温度范围的700℃以下。
另外，在使用主要的组织由铁素体单相构成的钢板作为钢板的情况下，从钢板10的端面位置的加热范围L[mm]根据加热温度T[℃]而设定，例如可以设定成为下述(11)式的范围。从钢板10的端面位置起的加热范围L[mm]例如设定为沿着钢板表面的方向且与端面的延伸方向正交的方向。
[数学式9]
Figure GDA0003226766760000241
加热范围L[mm]优选为满足下述(12)式的范围。
[数学式10]
Figure GDA0003226766760000242
但是，在要被加热的区域被加热时，设为加热的到达温度成为400℃以上的区域的情况。
在此，如果加热范围L[mm]小于(11)式的下限值，则无法充分进行钢板的端部的加热，可能无法充分得到本发明的效果。而且，加热范围L[mm]的上限从提高延伸凸缘性这样的观点出发没有特别设置，但是如果将加热范围取得过宽，则由于母材的铁素体的软化而担忧部件性能、点焊性等的下降，因此优选设为(11)式的上限值以下的范围。
[主要的组织由铁素体和珠光体的复合组织构成的钢板的情况]
说明本实施方式中使用的钢板为主要的组织由铁素体和珠光体的复合组织(以下，也记载为第三复合组织)构成的钢板。
主要的组织由铁素体和珠光体的复合组织构成的钢板是例如由铁素体相与珠光体相的相分率之和为97％以上且珠光体相的相分率为5％以上的组织构成的钢形成的钢板。
在主要的组织由铁素体和珠光体的复合组织构成的钢板的情况下，设为加热时的被加热部的目标的加热温度T[℃]设为400℃以上且700℃以下的范围内。通过将加热温度T[℃]设为400℃以上且700℃以下，在由第三复合组织构成的钢板的情况下，能够提高凸缘成形性(参照实施例)。
即，在本实施方式中，在实施冲压加工的钢板是主要的组织由铁素体和珠光体的复合组织构成的钢板的情况下，通过将该钢板的端面在上述的适当的温度范围进行加热而提高延伸凸缘成形性。受到了剪切加工的钢板的剪切端面附近受到如组织在剪切方向上伸长那样的强加工，由于剪切加工而发生加工硬化，担忧延伸凸缘成形性的下降。在由第三复合组织构成的钢板中，通过进行上述的加热而发生珠光体的回火和应变的释放。并且，在由复合相构成的钢板的情况下，通过珠光体相被回火而铁素体相与珠光体相的硬度差减小，钢板的延伸凸缘成形性得以改善。为了得到上述效果，加热温度T[℃]如上所述设为400℃以上，优选为500℃以上，更优选为600℃以上。加热的上限温度设为作为被推定为不会发生再结晶化的温度范围的700℃以下。
另外，在使用主要的组织由铁素体和珠光体的复合组织构成的钢板作为钢板的情况下，从钢板10的端面位置起的加热范围L[mm]根据加热温度T[℃]来设定，例如可以设定成为下述(13)式的范围。从钢板10的端面位置起的加热范围L[mm]例如设定为沿着钢板表面的方向且与端面的延伸方向正交的方向。
[数学式11]
Figure GDA0003226766760000261
加热范围L[mm]优选为满足下述(14)式的范围。
[数学式12]
Figure GDA0003226766760000262
但是，在要被加热的区域被加热时，设为加热的到达温度成为400℃以上的区域的情况。
在此，如果加热范围L小于(13)式的下限值，则无法充分地进行钢板的端部的加热，可能无法充分得到本发明的效果。而且，加热范围L的上限从提高延伸凸缘性这样的观点出发而并未特别设置，但是如果将加热范围L[mm]取得过宽，则由于加热引起的母材的材料强度下降而部件性能、点焊性等可能会下降，因此优选设为(13)式的上限值以下的范围。
(冷却处理1Bb)
冷却处理1Bb进行将由加热处理1Ba加热后的钢板的至少加热的端部冷却的处理。
加热处理后的冷却处理1Bb可以为基于水冷等的急速冷却、空冷、逐渐冷却的任一者。空冷可以是自然空冷，也可以是基于从喷嘴吹附空气的空冷。在逐渐冷却中，可以通过调整激光加热时、感应加热时的输出来调整冷却速度。
基于冷却处理1Bb的冷却以例如被加热后的钢板端面小于根据钢板的材料(组织)而单独设定的作为上述目标的加热温度T[℃]的下限值，优选成为100℃以下，更优选成为50℃以下的方式进行冷却。
通过以上的工序，制造出本实施方式的冷压用的钢板。
<冲压加工工序2>
冲压加工工序2是对在端面实施了加热/冷却的处理的钢板实施包含延伸凸缘成形的冷压加工而形成为目标的形状的冲压部件的工序。
冷压加工通过1段或2段以上的冲压成形而将钢板成形为目标的形状的冲压部件。
在此，本说明书中的冷压加工是指在冲压加工过程中不对钢板进行加热而进行冲压成形，是指例如在钢板的温度小于根据钢板的材料而单独设定的设为上述目标的加热温度T[℃]的下限值，优选为100℃以下，更优选为50℃以下的状态下的、通过冲压成形实施冲压加工。
通过冲压加工工序2制造的目标的形状的冲压部件可以不是最终成形品(最终制品形状)。
<关于作用及其他>
在本实施方式中，在延伸凸缘破裂区域推定处理3(解析工序)中，通过计算机解析等求出如图7那样被推定为在将剪切加工后的钢板10冷压加工成目标的部件形状时产生延伸凸缘裂纹的破裂推定区域RSK。接着，如图8(a)那样，将剪切加工后的钢板10中的通过冲压部件而与上述破裂推定区域RSK对应的存在凸缘破裂的可能性的解析区域X在以上述加热温度加热之后实施冷却。
对于实施了这样的处理的钢板10，如图8(b)那样通过冷压加工而冲压成形为由目标的部件形状构成的目标的冲压部件11。
在此，如图13(a)所示，尝试将使用了由上述的各组织构造构成的钢板的坯料10简单地冲压加工成在冲压成形时赋予使凸缘延伸的变形的、如图13(b)所示那样的冲压部件11。此时，如果对钢板10应用高强度钢板而进行冲压成形，则在图13(b)中，在标号A所示的部位发生了延伸凸缘破裂。在此，在由上述的任一组织构造构成的钢板中均相同。该延伸凸缘破裂的发生的有无依赖于材料强度(抗拉强度)、材料组织、剪切端面状态、表面处理等。
另外，延伸凸缘成形性依赖于受到延伸凸缘变形的材料端部的切断方法。在将钢板通过例如剪切加工切断的情况下，与通过机械加工制作的端面相比损伤大，成为不均匀的端面状，因此担忧延伸凸缘成形性的下降。此外，即使在剪切加工的情况下，由于间隙而延伸凸缘成形性也会变化。
为了减少这样的由于对延伸凸缘成形不利的材料或加工条件而发生的延伸凸缘破裂，在本实施方式中，对于冲压加工使用的钢板进行将至少延伸凸缘破裂危险区域中的在剪切加工中容易成为破裂的起点的板端面加热、冷却至与材料对应的适当的温度的处理，对实施了该处理的钢板进行冲压成形。
其结果是，在本实施方式中，通过作为加工前的处理的加热/冷却，至少通过进行延伸凸缘破裂危险部处的材料的组织变化，即材料的软化、应变除去而使延伸凸缘成形性提高。
特别是以钢板的端面及端面附近的至少端面为目标，进行用于材料软化的加热处理1Ba，之后进行冷却处理1Bb，由此能够将伴随于由加热产生的材料强度(抗拉强度)的软化的部件的疲劳特性的下降抑制为最低限度。
2.第二实施方式
接下来，说明第二实施方式。
本实施方式与第一实施方式不同之处为，作为第一实施方式的解析工序的对象及加热/冷却工序的对象，将冲压加工工序2中的冲压加工中的通过中途的冲压加工而成形的中间部件40作为对象(参照图9)。关于其他，本实施方式与第一实施方式相同。
本实施方式的冲压部件的制造方法是对钢板实施冷压加工而制造目标的冲压部件形状的冲压部件的冲压部件的制造方法。如图9所示，本实施方式的冲压部件的制造方法包括将钢板冲压成形为中间部件40的第一工序2A和将中间部件40冲压成形为目标的冲压部件形状的冲压部件11的第二工序2B作为冷冲压加工工序2。
此外，如图9所示，本实施方式包括剪切工序50、解析工序51、加热/冷却工序52。
<剪切工序50>
剪切工序50在第一工序2A之前，进行对钢板10的至少一部分的端部实施剪切加工的处理。
即，剪切工序50是将由通过轧制或其他而形成的一张板材构成的钢板修整成预先设定的坯料形状，或者通过去毛刺加工等剪切而形成开口部，得到由目标的形状构成的单一的钢板(坯料)的工序。
剪切的部分可以仅是钢板的一部分。需要说明的是，在冲压加工工序2之后或者在冲压加工工序2过程中可以包括进行端面的整形的另外的剪切处理。
<解析工序51>
解析工序51进行求出中间部件40的端部中的被推定为在通过第二工序2B将中间部件40冲压成形为目标的冲压部件11时容易产生延伸凸缘裂纹的区域的处理。
解析工序51执行对延伸凸缘破裂区域(解析区域)的位置进行解析的处理。延伸凸缘破裂区域是被推定为在将通过剪切工序50实施了剪切处理后的单一的钢板通过第一工序2A冲压成形为中间部件40，然后，通过第二工序2B将中间部件40冲压成形为目标的冲压部件11时容易产生延伸凸缘裂纹的区域。钢板的条件设为未实施基于加热/冷却工序52的处理的钢板。需要说明的是，延伸凸缘破裂区域是延伸凸缘破裂危险部位。
这样的延伸凸缘破裂区域的确定可以使用计算机，基于冲压加工工序2中的冲压成形的条件通过CAE解析进行研讨来确定，也可以在实际冲压中确定。通常，俯视观察下的弯曲部、去毛刺部等是延伸凸缘破裂区域。因此，可以在进行延伸凸缘成形的区域中将通过冲压加工而成为规定以上的曲率半径的凸缘部作为延伸凸缘破裂区域(解析区域)来简易地求出。
该解析工序51的处理只要在加热/冷却工序52之前即可，没有特别限定。
<加热/冷却工序52>
加热/冷却工序52在第二工序2B之前，将通过第一工序2A成形的中间部件40的端部中的包含于通过解析工序51求出的解析区域的中间部件40的端部的部位加热成根据设为对象的钢板的组织构造而单独设定的目标加热温度范围，进行冷却的处理。
即，在主要的组织由马氏体单相构成的钢板的情况下，将单独设定的目标加热温度范围设定为500℃以上且700℃以下的温度范围。
另外，在主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织构成的钢板的情况下，在主要的组织由贝氏体单相构成的钢板的情况下，在主要的组织由铁素体单相构成的钢板的情况下，或者在主要的组织由贝氏体和珠光体的复合组织构成的钢板的情况下，设定为400℃以上且700℃以下的温度范围。
另外，在由包含残留奥氏体的复合组织构成的钢板的情况下，设定为200℃以上且700℃以下的温度范围。
加热/冷却工序52是对通过第一工序2A成形的由单一的钢板构成的中间部件40实施包含延伸凸缘成形的第二工序2B中的冲压加工之前的前处理。
加热/冷却工序52的处理进行与第一实施方式的加热/冷却工序1B同样的处理。即，加热/冷却工序52依次实施与第一实施方式的加热/冷却工序1B的加热处理1Ba和冷却处理1Bb相同的条件的加热处理和冷却处理。
但是，进行加热/冷却处理的部位除了称为中间部件40的端部的情况以外，与第一实施方式的加热/冷却工序1B的处理及条件相同，因此省略其说明。
<关于作用及其他>
在本实施方式中，预先在解析工序51中通过计算机解析等对剪切加工后的钢板求出被推定为如图10(a)那样在第二工序2B中将中间部件40冷压加工成由目标的部件形状构成的目标的冲压部件11时，冲压部件11的端部中的会产生延伸凸缘裂纹的破裂推定区域RSK。进而，解析工序51求出与该破裂推定区域RSK对应的中间部件40中的被推定为发生延伸凸缘破裂的解析区域X(参照图10(d))。
并且，在本实施方式中，将如图10(b)那样剪切加工后的钢板10利用第一工序2A成形为中间部件40(图10(c))。然后，如图10(d)那样，将中间部件40的端部中的在冲压部件中与上述破裂推定区域RSK对应的端部的解析区域X加热为上述加热温度之后，实施冷却。
对这样的实施了加热/冷却处理的中间部件40，利用第二工序2B，如图10(e)那样，通过冷压加工而冲压成形为目标的冲压部件11。
本实施方式发挥与第一实施方式的效果同样的效果。
此外，本实施方式也发挥如下的效果。
即，冲压加工工序2在通过多阶段的冲压工序进行的情况下，通过各冲压加工，各冲压加工后的冲压部件的端部处的延伸凸缘成形性也变化，通过中途的冲压加工，也根据加工条件等，最终的冲压部件11中的破裂的可能性也可能会变化。
相对于此，在本实施方式中，即使冷压工序为多阶段的冲压成形，通过推定第二工序2B后的冲压部件11中的延伸凸缘破裂的破裂推定区域RSK的有无，并对与该破裂推定区域RSK对应的、中间部件40中的端部位置即解析区域X实施加热/冷却处理，由此也能提高第二工序2B后的目标的部件形状的冲压部件11中的延伸凸缘破裂的抑制效果。
在此，第一工序2A、第二工序2B可以分别由多个冲压工序构成。在该情况下，可以通过计算机解析等，求出在冲压成形中被推定为延伸凸缘破裂的危险度高的冲压加工，将该冲压加工中的成形前的冲压部件设定为上述的中间部件40。
另外，除了上述的向中间部件40的加热/冷却处理之外，如第一实施方式那样，在解析工序51中判定为解析区域存在的情况下，可以对第一工序2A前的与剪切后的钢板10的端部中的解析区域对应的端部部位也进行如上述那样的加热/冷却处理。
另外，在冲压加工工序2包含3个阶段以上的冲压加工工序的情况下，可以将最终的冲压工序以外的中途的冲压工序分别看作为第一工序，从而将上述的第二实施方式的处理分别进行。
3.第三实施方式
接下来，说明第三实施方式。
在第三实施方式中，对于与第二实施方式同样的结构，标注同一标号进行说明。
本实施方式与第一实施方式不同点在于，第一实施方式的剪切工序及加热/冷却工序的对象将在冲压加工工序2中的冲压加工中的通过中途的冲压加工成形的中间部件40设为对象。关于其他，本实施方式与第一实施方式同样(参照图11)。
本实施方式的冲压部件的制造方法是对钢板实施冷压加工而制造目标的冲压部件形状的冲压部件的冲压部件的制造方法。如图11所示，本实施方式的冲压部件的制造方法包括将钢板冲压成形为中间部件40的第一工序2A和将中间部件40冲压成形为目标的冲压部件形状的冲压部件11的第二工序2B作为冷冲压加工工序2。
此外，如图11所示，本实施方式包括剪切工序50、解析工序51、加热/冷却工序52。
<剪切工序50>
剪切工序50进行对于第一工序2A后的中间部件的至少一部分的端部实施剪切加工的处理。
对于第一工序2A的钢板也可以另行实施剪切处理。
<解析工序51>
解析工序51进行求出剪切加工后的中间部件40的端部中的被推定为在通过第二工序2B将中间部件40冲压成形为目标的冲压部件11时容易产生延伸凸缘裂纹的区域的处理。
解析工序51执行对延伸凸缘破裂区域(解析区域)的位置进行解析的处理。延伸凸缘破裂区域是将单一的钢板通过第一工序2A冲压成形为中间部件40，在实施了剪切加工之后，被推定为在通过第二工序2B将中间部件40冲压成形为目标的冲压部件11时容易产生延伸凸缘裂纹的区域。单一的钢板的条件设为未实施基于加热/冷却工序1B的处理的钢板。而且，也可以对第一工序2A前的单一的钢板实施另外的剪切处理。需要说明的是，延伸凸缘破裂区域是延伸凸缘破裂危险部位。
这样的延伸凸缘破裂区域的确定可以使用计算机，基于冲压加工工序2中的冲压成形的条件，通过CAE解析进行研讨来确定，也可以在实际冲压中确定。通常，俯视观察下的弯曲部、去毛刺部等是延伸凸缘破裂区域。因此，在进行延伸凸缘成形的区域中，可以将在冲压加工中成为规定以上的曲率半径的凸缘部作为延伸凸缘破裂区域(解析区域)而简易地求出。
该解析工序51的处理只要在加热/冷却工序52之前即可，没有特别限定。
<加热/冷却工序52>
加热/冷却工序52进行将基于剪切工序50的剪切处理后的中间部件40的端部中的包含于通过解析工序51求出的解析区域的中间部件40的端部的部位加热、冷却成根据设为对象的钢板的组织构造而单独设定的目标加热温度范围的处理。
即，在主要的组织由马氏体单相构成的钢板的情况下，将单独设定的目标加热温度范围设定为500℃以上且700℃以下的温度范围。
另外，在主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织构成的钢板的情况下，在主要的组织由贝氏体单相构成的钢板的情况下，在主要的组织由铁素体单相构成的钢板的情况下，或者主要的组织由贝氏体和珠光体的复合组织构成的钢板的情况下，设定为400℃以上且700℃以下的温度范围。
另外，在由包含残留奥氏体的复合组织构成的钢板的情况下，设定为200℃以上且700℃以下的温度范围。
加热/冷却工序52是在对于通过第一工序2A成形的由单一的钢板构成的中间部件40的剪切处理后且实施包含延伸凸缘成形的第二工序2B中的冲压加工之前的前处理。
加热/冷却工序52的处理进行与第一实施方式的加热/冷却工序1B同样的处理。即，加热/冷却工序52依次实施与第一实施方式的加热/冷却工序1B的加热处理1Ba和冷却处理1Bb相同的条件的加热处理和冷却处理。
但是，除了进行加热/冷却处理的部位为中间部件40的端部的情况以外，与第一实施方式的加热/冷却工序1B的处理及条件相同，因此省略其说明。
<关于作用等>
在本实施方式中，预先在解析工序51中通过计算机解析等求出被推定为如图12(a)那样通过第二工序2B将中间部件40冷压加工成由目标的部件形状构成的目标的冲压部件11时，目标的冲压部件11中的产生延伸凸缘裂纹的破裂推定区域RSK。而且，解析工序51求出与该破裂推定区域RSK对应的中间部件10中的被推定为产生延伸凸缘裂纹的解析区域X(参照图12(d))。
并且，在本实施方式中，如图12(b)那样，通过第一工序2A将钢板成形为中间部件40。然后，如图12(c)那样，对中间部件40的端部的一部分实施剪切加工。
接下来，如图12(d)那样，将剪切处理后的中间部件40的端部中的与目标形状的冲压部件11中的上述破裂推定区域RSK对应的端部的解析区域X加热为上述加热温度之后实施冷却。
对于实施了以上那样的处理的中间部件40，在第二工序2B中，如图12(e)那样，通过冷压加工冲压成形为目标的部件形状。
本实施方式发挥与第一实施方式的效果同样的效果。
此外，本实施方式还发挥如下的效果。
即，在通过多阶段的冷压工序进行冲压加工工序2的情况下且在对通过中途的冲压工序成形的冲压部件(中间部件40)的端部进行剪切处理(修剪处理)的情况下，也能够应对由该剪切处理产生的冲压部件的端部的延伸凸缘成形性的劣化。其结果是，能够提高第二工序2B后的目标的部件形状中的延伸凸缘破裂的抑制效果。
在此，第一工序2A、第二工序2B可以分别由多个冲压工序构成。
另外，除了上述的向中间部件40的加热/冷却处理之外，也可以如第一实施方式那样，在通过解析工序51判定为通过基于第二工序2B的冲压成形而存在有解析区域的情况下，也可以对第一工序2A前的与钢板10的端部对应的解析区域X进行上述的加热/冷却处理。
另外，在冲压加工工序2包含3个阶段以上的冲压加工工序的情况下，可以是将最终的冲压工序以外的中途的冲压工序看作为第一工序而进行上述的第三实施方式的处理的结构。
实施例
<实施例1>
在对主要的组织为马氏体单相的钢板进行冲压加工时，为了确认通过应用本发明而产生的延伸凸缘成形性的提高效果，将扩孔试验的试验片在进行了加热、空冷之后实施了扩孔试验。接下来说明其内容。
将由钢板构成的供试材料设为扩孔试验的对象。供试材料由100mm×100mm见方的正方形的坯料构成，如图14所示，在该坯料的中央开设直径
Figure GDA0003226766760000371
的孔，设为试验片30。在此，本实施例中使用的供试材料设为板厚t＝1.2mm，抗拉强度为1180MPa级的主要的组织由马氏体单相构成的高强度钢板。
对于制作的试验片30，仿照包含延伸凸缘成形的冲压加工，如图15所示，通过圆锥形的冲头进行圆锥扩孔试验并评价了延伸凸缘成形性。圆锥扩孔试验使用顶角60°的圆锥形的冲头，试验片30由锁定凸条34固定，以免产生材料流入。图15中，标号32表示冲模，标号33表示坯料座。
并且，一边从上方观察样品的试验片30，一边从图15(a)的状态开始使冲头31上升并进行扩孔，在能够观察到板厚方向贯通破裂的时点使冲头31的上升停止(参照图15(b))。将扩孔试验后样品从试验机拆卸，通过游标卡尺测定四个部位的试验后的孔径，根据该扩孔的平均值L与初期的孔径L0的比率算出了扩孔率。
将该试验改变加热温度条件而实施了多次。
在此，在试验片30的中央开设的
Figure GDA0003226766760000381
的孔通过/>
Figure GDA0003226766760000382
的冲头进行了剪切加工。
加热、冷却的处理将带有热电偶的样品浸渍在保持为规定温度的盐浴槽中，将试验片30加热至目标的温度之后，进行空冷，设为扩孔试验用的试验片30。
图16示出试验结果。图16是表示加热温度与扩孔率的变化的关系的图。
在此，纵轴表示从室温下的扩孔率起的扩孔率的变化率(扩孔性改善率)。扩孔性改善率小于100％表示与非加热状态相比扩孔性恶化。扩孔性改善率为100％以上表示与非加热状态相比扩孔性提高。
从图16可知，在使用主要的组织为马氏体单相的钢板的情况下，在加热温度500℃以上，扩孔率的提高可靠地变大，当加热至800℃时，扩孔率显著下降。根据以上的结果可知，通过加热成500℃以上且700℃以下的温度范围，可靠地改善延伸凸缘成形性。
另外，在本实施例中，示出对试验片30整体进行加热、冷却的例子，但是即使在仅对开孔于试验片30的孔的端部(距端面1mm)进行激光加热、空冷的情况下，通过将加热温度设为500℃以上且700℃以下的温度范围也确认到扩孔性改善率的提高。
<实施例2>
通过主要的组织为马氏体单相的钢板的基于第一实施方式的处理的制造方法，尝试将图8(a)那样剪切加工后的钢板10冲压成形为图8(b)所示的目标的冲压部件形状的冲压部件11。
需要说明的是，使用的钢板设为板厚t＝1.2mm，抗拉强度为1180MPa级的主要的组织由马氏体单相构成的高强度钢板。
此时，如图7那样，基于冲压成形的条件，通过CAE解析，求出冲压部件11中的破裂推定区域RSK，如图8(a)所示，求出了与该破裂推定区域RSK对应的钢板10中的解析区域X，然后，将解析区域X加热至规定的加热温度，冷却至室温之后，尝试对钢板实施冷压加工为图8(b)的部件形状的冲压部件11。
作为规定的加热温度的条件，在无加热、400℃、600℃、800℃的各条件下分别进行，尝试着确认了目标的冲压部件11中的延伸凸缘破裂的有无。
作为结果，在加热温度为600℃的情况下，目标的冲压部件的端部没有破裂，但是在无加热、400℃、800℃下都观察到了破裂。
<实施例3>
通过主要的组织为马氏体单相的钢板的基于第二实施方式的处理的制造方法，尝试将如图10(b)那样剪切加工后的钢板10如图10(c)～图10(e)依次所示经由中间部件40而冲压成形为目标的冲压部件形状的冲压部件11。
需要说明的是，使用的钢板设为板厚t＝1.2mm，抗拉强度为1180MPa级的主要的组织由马氏体单相构成的高强度钢板。
此时，如图10(a)那样，基于冲压成形的条件，通过CAE解析，求出冲压部件11中的破裂推定区域RSK，如图10(d)所示，求出与该破裂推定区域RSK对应的中间部件40中的解析区域X。并且，将该解析区域X加热至规定的加热温度，并冷却至室温之后，尝试实施冷压加工为图10(e)的部件形状的冲压部件11。
作为规定的加热温度的条件，在无加热、400℃、600℃、800℃的各条件下分别进行，尝试着确认了目标的冲压部件11中的延伸凸缘破裂的有无。
作为结果，在加热温度为600℃的情况下，在目标的冲压部件11的端部没有破裂，但是在无加热、400℃、800℃下都观察到了破裂。
<实施例4>
通过主要的组织为马氏体单相的钢板的基于第三实施方式的处理的制造方法，将剪切加工后的钢板如图12(b)～图12(e)依次所示，通过第一工序成形中间部件40，对该中间部件40的端部40a的一部分进行了剪切处理之后，通过第二工序，尝试将剪切处理后的中间部件40冲压成形为目标的冲压部件形状的冲压部件11。
需要说明的是，使用的钢板设为板厚t＝1.2mm，抗拉强度为1180MPa级的主要的组织由马氏体单相构成的高强度钢板。
此时，如图12(a)那样，基于冲压成形的条件，通过CAE解析，求出目标形状的冲压部件11中的破裂推定区域RSK，求出图12(d)所示的与该破裂推定区域RSK对应的剪切后的中间部件40中的解析区域X。并且，将该中间部件40中的解析区域X加热至规定的加热温度，冷却至室温之后，尝试实施冷压加工为图12(e)的部件形状的冲压部件11。
作为规定的加热温度，在无加热、400℃、600℃、800℃下分别进行，尝试确认了目标的冲压部件形状中的延伸凸缘破裂的有无。
作为结果，在加热温度为600℃的情况下，目标的冲压部件的端部没有破裂，但是在无加热、400℃、800℃下都观察到了破裂。
<实施例5>
在对第一复合组织的钢板进行冲压加工时，为了通过确认适用本发明而产生的延伸凸缘成形性的提高效果，将扩孔试验的试验片在加热、空冷之后实施了扩孔试验。下面说明其内容。
将由钢板构成的供试材料设为扩孔试验的对象。供试材料由100mm×100mm见方的正方形的坯料构成，如图14所示，在该坯料的中央开孔直径
Figure GDA0003226766760000411
的孔，形成试验片30。在此，本实施例中使用的供试材料设为板厚t＝1.2mm，抗拉强度为1180MPa级的主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织构成的高强度钢板。
对于制作的试验片30，仿照包含延伸凸缘成形的冲压加工，如图15所示，通过圆锥形的冲头进行圆锥扩孔试验并评价了延伸凸缘成形性。圆锥扩孔试验使用顶角60°的圆锥形的冲头，试验片30由锁定凸条34固定，避免产生材料流入。图15中，标号32表示冲模，标号33表示坯料座。
并且，一边从上方观察样品的试验片30，一边从图15(a)的状态起使冲头31上升进行扩孔，在能够观察到板厚方向贯通破裂的时点使冲头31的上升停止(参照图15(b))。将扩孔试验后的样品从试验机拆卸，通过游标卡尺测定四个部位的试验后的孔径，根据该扩孔的平均值L与初期的孔径L0的比率算出了扩孔率。
将该试验改变加热温度条件而实施了多次。
在此，在试验片30的中央开设的
Figure GDA0003226766760000421
的孔通过/>
Figure GDA0003226766760000422
的冲头进行了剪切加工。
加热、冷却的处理将带有热电偶的样品浸渍在保持为规定温度的盐浴槽中，将试验片30加热至目标的温度后，进行空冷，形成扩孔试验用的试验片30。
图17示出试验结果。图17是表示加热温度与扩孔率的变化的关系的图。
在此，纵轴表示从室温下的扩孔率起的扩孔率的变化率(扩孔性改善率)。扩孔性改善率小于100％表示与非加热状态相比扩孔性恶化。扩孔性改善率为100％以上表示与非加热状态相比扩孔性提高。
从图17可知，在使用了主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织构成的钢板的情况下，加热温度400℃以上，优选为500℃以上而扩孔率的提高增大，当加热至800℃时，扩孔率显著下降。根据以上的结果可知，通过加热成400℃以上且700℃以下的温度范围，能可靠地改善延伸凸缘成形性。
另外，在本实施例中，示出对试验片30整体进行加热、冷却的例子，但是即使仅对开设于试验片30的孔的端部(距端面1mm)进行激光加热、空冷的情况下，通过将加热温度设为400℃以上且700℃以下的温度范围也确认到扩孔性改善率的提高。
<实施例6>
使用由第一复合组织构成的钢板，通过基于第一实施方式的处理的制造方法，尝试将如图8(a)那样进行了剪切加工的钢板10冲压成形为图8(b)所示的目标的冲压部件形状的冲压部件11。
需要说明的是，使用的钢板设为板厚t＝1.2mm，抗拉强度为1180MPa级的主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织构成的高强度钢板。
此时，如图7那样，基于冲压成形的条件，通过CAE解析，求出冲压部件11中的破裂推定区域RSK，如图8(a)所示，求出了与该破裂推定区域RSK对应的钢板10中的解析区域X，并且，将解析区域X加热至规定的加热温度，冷却至室温之后，尝试将钢板实施冷压加工为图8(b)的部件形状的冲压部件11。
作为规定的加热温度的条件，在无加热、350℃、600℃、800℃的各条件下分别进行，尝试着确认了目标的冲压部件11中的延伸凸缘破裂的有无。
作为结果，在加热温度为600℃的情况下，目标的冲压部件的端部没有破裂，但是在无加热、350℃、800℃下都能够观察到破裂。
<实施例7>
使用由第一复合组织构成的钢板，通过基于第二实施方式的处理的制造方法，尝试将如图10(b)那样进行了剪切加工的钢板10如图10(c)～图10(e)依次所示，经由中间部件40而冲压成形为目标的冲压部件形状的冲压部件11。
需要说明的是，使用的钢板设为板厚t＝1.2mm，抗拉强度为1180MPa级的主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织构成的高强度钢板。
此时，如图10(a)那样，基于冲压成形的条件，通过CAE解析，求出冲压部件11中的破裂推定区域RSK，如图10(d)所示，求出了与该破裂推定区域RSK对应的中间部件40中的解析区域X。并且，将该解析区域X加热至规定的加热温度，冷却至室温之后，尝试实施冷压加工为图10(e)的部件形状的冲压部件11。
作为规定的加热温度的条件，在无加热、350℃、600℃、800℃的各条件下分别进行，尝试确认了目标的冲压部件11中的延伸凸缘破裂的有无。
作为结果，在加热温度为600℃的情况下，目标的冲压部件11的端部没有破裂，但是在无加热、350℃、800℃下都能够观察到破裂。
<实施例8>
使用由第一复合组织构成的钢板，通过基于第三实施方式的处理的制造方法，将剪切加工后的钢板如图12(b)～图12(e)依次所示，通过第一工序成形中间部件40，对该中间部件40的端部40a的一部分进行了剪切处理之后，在第二工序中，尝试着将剪切处理后的中间部件40冲压成形为目标的冲压部件形状的冲压部件11。
需要说明的是，使用的钢板设为板厚t＝1.2mm，抗拉强度为1180MPa级的主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织构成的高强度钢板。
此时，如图12(a)那样，基于冲压成形的条件，通过CAE解析，求出目的形状的冲压部件11中的破裂推定区域RSK，求出了图12(d)所示的与该破裂推定区域RSK对应的剪切后的中间部件40中的解析区域X。并且，在将该中间部件40中的解析区域X加热至规定的加热温度，冷却至室温之后，尝试实施冷压加工为图10(e)的部件形状的冲压部件11。
作为规定的加热温度，在无加热、350℃、600℃、800℃下分别进行，尝试着确认了目标的冲压部件形状中的延伸凸缘破裂的有无。
作为结果，在加热温度为600℃的情况下，目标的冲压部件的端部没有破裂，但是在无加热、350℃、800℃下都能够观察到破裂。
<实施例9>
在对第二复合组织的钢板进行冲压加工时，为了确认通过应用本发明而产生的延伸凸缘成形性的提高效果，将扩孔试验的试验片在进行了加热、空冷之后实施了扩孔试验。下面说明其内容。
将由钢板构成的供试材料设为扩孔试验的对象。供试材料由100mm×100mm见方的正方形的坯料构成，如图14所示，在该坯料的中央开设直径
Figure GDA0003226766760000451
的孔，形成试验片30。在此，本实施例中使用的供试材料设为板厚t＝1.2mm，抗拉强度为1180MPa级的由包含残留奥氏体的复合组织构成的高强度钢板。
对于制作的试验片30，仿照包含延伸凸缘成形的冲压加工，如图15所示，通过圆锥形的冲头进行圆锥扩孔试验并评价了延伸凸缘成形性。圆锥扩孔试验使用顶角60°的圆锥形的冲头，试验片30由锁定凸条34固定，避免产生材料流入。图15中，标号32表示冲模，标号33表示坯料座。
并且，一边从上方观察样品的试验片30，一边从图15(a)的状态起使冲头31上升并进行扩孔，在能够观察到板厚方向贯通破裂的时点使冲头31的上升停止(参照图15(b))。将扩孔试验后样品从试验机拆卸，通过游标卡尺测定四个部位的试验后的孔径，根据该扩孔的平均值L与初期的孔径L0的比率算出了扩孔率。
将该试验改变加热温度条件而实施了多次。
在此，在试验片30的中央开设的
Figure GDA0003226766760000461
的孔通过/>
Figure GDA0003226766760000462
的冲头进行了剪切加工。
加热、冷却的处理将带有热电偶的样品浸渍在保持为规定温度的盐浴槽中，将试验片30加热至目标的温度后，进行空冷，形成扩孔试验用的试验片30。
图18示出试验结果。图18是表示加热温度与扩孔率的变化的关系的图。
在此，纵轴表示从室温下的扩孔率起的扩孔率的变化率(扩孔性改善率)。扩孔性改善率小于100％表示与非加热状态相比扩孔性恶化。扩孔性改善率为100％以上表示与非加热状态相比扩孔性提高。
从图18可知，在使用了由包含残留奥氏体的复合组织构成的钢板的情况下，加热温度200℃以上，优选为500℃以上而扩孔率的提高增大，当加热至800℃时，扩孔率显著下降。根据以上的结果可知，通过加热成200℃以上且700℃以下的温度范围而可靠地改善延伸凸缘成形性。
另外，在本实施例中，示出对试验片30整体进行加热、冷却的例子，即使仅对开设于试验片30的孔的端部(距端面1mm)进行激光加热、空冷的情况下，通过将加热温度设为200℃以上且700℃以下的温度范围而确认到扩孔性改善率提高。
<实施例10>
使用由第二复合组织构成的钢板，通过基于第一实施方式的处理的制造方法，尝试将如图8(a)那样剪切加工后的钢板10冲压成形为图8(b)所示的目标的冲压部件形状的冲压部件11。
需要说明的是，使用的钢板设为板厚t＝1.2mm，抗拉强度为1180MPa级的由包含残留奥氏体的复合组织构成的高强度钢板。
此时，如图7那样，基于冲压成形的条件，通过CAE解析，求出冲压部件11中的破裂推定区域RSK，如图8(a)所示，求出了与该破裂推定区域RSK对应的钢板10中的解析区域X，并且，在将解析区域X加热至规定的加热温度，冷却至室温之后，尝试将钢板实施冷压加工为图8(b)的部件形状的冲压部件11。
作为规定的加热温度的条件，在无加热、180℃、600℃、800℃的各条件下分别进行，尝试着确认了目标的冲压部件11中的延伸凸缘破裂的有无。
作为结果，在加热温度为600℃的情况下，在目标的冲压部件的端部没有破裂，但是在无加热、180℃、800℃下都能够观察到破裂。
<实施例11>
使用由第二复合组织构成的钢板，通过基于第二实施方式的处理的制造方法，尝试将如图10(b)那样剪切加工后的钢板10如图10(c)～图10(e)依次所示经由中间部件40冲压成形为目标的冲压部件形状的冲压部件11。
需要说明的是，使用的钢板设为板厚t＝1.2mm，抗拉强度为1180MPa级的由包含残留奥氏体的复合组织构成的高强度钢板。
此时，如图10(a)那样，基于冲压成形的条件，通过CAE解析，求出冲压部件11中的破裂推定区域RSK，如图10(d)所示，求出了与该破裂推定区域RSK对应的中间部件40中的解析区域X。并且，将该解析区域X加热至规定的加热温度，冷却至室温之后，尝试实施冷压加工为图10(e)的部件形状的冲压部件11。
作为规定的加热温度的条件，在无加热、180℃、600℃、800℃的各条件下分别进行，尝试确认了目标的冲压部件11中的延伸凸缘破裂的有无。
作为结果，在加热温度为600℃的情况下，目标的冲压部件11的端部没有破裂，但是在无加热、180℃、800℃下都能够观察到破裂。
<实施例12>
使用由第二复合组织构成的钢板，通过基于第三实施方式的处理的制造方法，将剪切加工后的钢板如图12(b)～图12(e)依次所示，通过第一工序成形中间部件40，对该中间部件40的端部40a的一部分进行了剪切处理之后，通过第二工序，尝试将剪切处理后的中间部件40冲压成形为目标的冲压部件形状的冲压部件11。
需要说明的是，使用的钢板设为板厚t＝1.2mm，抗拉强度为1180MPa级的由包含残留奥氏体的复合组织构成的高强度钢板。
此时，如图12(a)那样，基于冲压成形的条件，通过CAE解析，求出目标形状的冲压部件11中的破裂推定区域RSK，求出了图12(d)所示的与该破裂推定区域RSK对应的剪切后的中间部件40中的解析区域X。并且，将该中间部件40中的解析区域X加热至规定的加热温度，冷却至室温之后，尝试实施冷压加工为图10(e)的部件形状的冲压部件11。
作为规定的加热温度，在无加热、180℃、600℃、800℃下分别进行，尝试确认了目标的冲压部件形状中的延伸凸缘破裂的有无。
作为结果，在加热温度为600℃的情况下，目标的冲压部件的端部没有破裂，但是在无加热、180℃、800℃下都能够观察到破裂。
<实施例13>
在对主要的组织为贝氏体单相的钢板进行冲压加工时，为了确认通过应用本发明产生的延伸凸缘成形性的提高效果，在对扩孔试验的试验片进行了加热、空冷之后实施了扩孔试验。下面说明其内容。
将由钢板构成的供试材料设为扩孔试验的对象。供试材料由100mm×100mm见方的正方形的坯料构成，如图14所示，在该坯料的中央开设直径
Figure GDA0003226766760000491
的孔，形成试验片30。此时，使用通过/>
Figure GDA0003226766760000492
的冲头对孔进行了剪切加工的试验片和通过/>
Figure GDA0003226766760000493
的冲头进行了剪切加工之后将圆周机械切削1mm而形成为/>
Figure GDA0003226766760000494
的孔的试验片这两种试验片进行了试验。
在此，本实施例中使用的供试材料设为板厚t＝1.2mm，抗拉强度为780MPa级的主要的组织由贝氏体单相构成的高强度钢板。
对于制作的试验片30，仿照包含延伸凸缘成形的冲压加工，如图15所示，通过圆锥形的冲头进行圆锥扩孔试验并评价了延伸凸缘成形性。圆锥扩孔试验使用顶角60°的圆锥形的冲头，试验片30由锁定凸条34固定，避免产生材料流入。图15中，标号32表示冲模，标号33表示坯料座。
并且，一边从上方观察样品的试验片30，一边从图15(a)的状态起使冲头31上升并进行扩孔，在能够观察到板厚方向贯通破裂的时点使冲头31的上升停止(参照图15(b))。将扩孔试验后样品从试验机拆卸，通过游标卡尺测定四个部位的试验后的孔径，根据该扩孔的平均值L与初期的孔径L0的比率算出了扩孔率。
将该试验改变加热温度条件地实施了多次。
加热、冷却的处理将带有热电偶的样品浸渍在保持为规定温度的盐浴槽中，将试验片30加热至目标的温度之后，进行空冷，作为扩孔试验用的试验片30。
图19示出试验结果。图19是表示加热温度与扩孔率的变化的关系的图。
在此，纵轴表示从室温下的扩孔率起的扩孔率的变化率(扩孔性改善率)。扩孔性改善率小于100％表示与非加热状态相比扩孔性恶化。扩孔性改善率为100％以上表示与非加热状态相比扩孔性提高。
从图19可知，在使用了主要的组织为贝氏体单相的钢板的情况下，在加热温度400℃以上，扩孔率的提高可靠地增大，当加热至800℃时，扩孔率显著下降。根据以上的结果可知，通过加热成400℃以上且700℃以下的温度范围，能可靠地改善延伸凸缘成形性。
另外，在本实施例中，示出对试验片30整体进行加热、冷却的例子，但是即使仅对开孔于试验片30的孔的端部(距端面1mm)进行激光加热、空冷的情况下，通过将加热温度设为400℃以上且700℃以下的温度范围也确认到扩孔性改善率提高。
<实施例14>
通过主要的组织为贝氏体单相的钢板的基于第一实施方式的处理的制造方法，尝试将如图8(a)那样进行了剪切加工的钢板10冲压成形为图8(b)所示的目标的冲压部件形状的冲压部件11。
需要说明的是，使用的钢板设为板厚t＝1.2mm，抗拉强度为780MPa级的主要的组织由贝氏体单相构成的高强度钢板。
此时，如图7那样，基于冲压成形的条件，通过CAE解析，求出冲压部件11中的破裂推定区域RSK，如图8(a)所示，求出了与该破裂推定区域RSK对应的钢板10中的解析区域X，并且，将解析区域X加热至规定的加热温度，冷却至室温之后，尝试将钢板实施冷压加工成图8(b)的部件形状的冲压部件11。
作为规定的加热温度的条件，在无加热、350℃、600℃、800℃的各条件下分别进行，尝试着确认了目标的冲压部件11中的延伸凸缘破裂的有无。
作为结果，在加热温度为600℃的情况下，目标的冲压部件的端部没有破裂，但是在无加热、350℃、800℃下都能够观察到破裂。
<实施例15>
通过主要的组织为贝氏体单相的钢板的基于第二实施方式的处理的制造方法，尝试将如图10(b)那样剪切加工后的钢板10如图10(c)～图10(e)依次所示经由中间部件40而冲压成形为目标的冲压部件形状的冲压部件11。
需要说明的是，使用的钢板设为板厚t＝1.2mm，抗拉强度为780MPa级的主要的组织由贝氏体单相构成的高强度钢板。
此时，如图10(a)那样，基于冲压成形的条件，通过CAE解析，求出冲压部件11中的破裂推定区域RSK，如图10(d)所示，求出了与该破裂推定区域RSK对应的中间部件40中的解析区域X。并且，将该解析区域X加热至规定的加热温度，冷却至室温之后，尝试实施冷压加工为图10(e)的部件形状的冲压部件11。
作为规定的加热温度的条件，在无加热、350℃、600℃、800℃的各条件下分别进行，尝试确认了目标的冲压部件11中的延伸凸缘破裂的有无。
作为结果，在加热温度为600℃的情况下，目标的冲压部件11的端部没有破裂，但是在无加热、350℃、800℃下都能够观察到破裂。
<实施例16>
通过主要的组织为贝氏体单相的钢板的基于第三实施方式的处理的制造方法，将剪切加工后的钢板如图12(b)～图12(e)依次所示，通过第一工序成形中间部件40，将该中间部件40的端部40a的一部分进行了剪切处理之后，通过第二工序，尝试将剪切处理后的中间部件40冲压成形为目标的冲压部件形状的冲压部件11。
需要说明的是，使用的钢板设为板厚t＝1.2mm，抗拉强度为780MPa级的主要的组织由贝氏体单相构成的高强度钢板。
此时，如图12(a)那样，基于冲压成形的条件，通过CAE解析，求出目标形状的冲压部件11中的破裂推定区域RSK，求出了图12(d)所示的与该破裂推定区域RSK对应的剪切后的中间部件40中的解析区域X。并且，将该中间部件40中的解析区域X加热至规定的加热温度，冷却至室温之后，尝试着实施冷压加工为图10(e)的部件形状的冲压部件11。
作为规定的加热温度，在无加热、350℃、600℃、800℃下分别进行，尝试确认了目标的冲压部件形状中的延伸凸缘破裂的有无。
作为结果，在加热温度为600℃的情况下，目标的冲压部件的端部没有破裂，但是在无加热、350℃、800℃下都能够观察到破裂。
<实施例17>
在对主要的组织为铁素体单相的钢板进行冲压加工时，为了确认通过应用本发明产生的延伸凸缘成形性的提高效果，将扩孔试验的试验片进行了加热、空冷之后实施了扩孔试验。下面说明其内容。
将由钢板构成的供试材料设为扩孔试验的对象。供试材料由100mm×100mm见方的正方形的坯料构成，如图14所示，在该坯料的中央开设直径
Figure GDA0003226766760000531
的孔，形成试验片30。此时，使用通过/>
Figure GDA0003226766760000532
的冲头对孔进行了剪切加工后的试验片和在通过/>
Figure GDA0003226766760000533
的冲头进行了剪切加工后将圆周机械切削1mm而形成为/>
Figure GDA0003226766760000534
的孔的试验片这两种试验片进行了试验。
在此，本实施例中使用的供试材料设为板厚t＝1.2mm，抗拉强度为780MPa级的主要的组织由铁素体单相构成的高强度钢板。
对于制作的试验片30，仿照包含延伸凸缘成形的冲压加工，如图15所示，通过圆锥形的冲头进行圆锥扩孔试验并评价了延伸凸缘成形性。圆锥扩孔试验使用顶角60°的圆锥形的冲头，试验片30由锁定凸条34固定，避免产生材料流入。图15中，标号32表示冲模，标号33表示坯料座。
并且，一边从上方观察样品的试验片30，一边从图15(a)的状态起使冲头31上升并进行扩孔，在能够观察到板厚方向贯通破裂的时点使冲头31的上升停止(参照图15(b))。将扩孔试验后样品从试验机拆卸，通过游标卡尺测定四个部位的试验后的孔径，根据该扩孔的平均值L与初期的孔径L0的比率算出了扩孔率。
将该试验改变加热温度条件而实施了多次。
加热、冷却的处理将带有热电偶的样品浸渍在保持为规定温度的盐浴槽中，将试验片30加热至目标的温度之后，进行空冷，设为扩孔试验用的试验片30。
图20示出试验结果。图20是表示加热温度与扩孔率的变化的关系的图。
在此，纵轴表示从室温下的扩孔率起的扩孔率的变化率(扩孔性改善率)。扩孔性改善率小于100％表示与非加热状态相比扩孔性恶化。扩孔性改善率为100％以上表示与非加热状态相比扩孔性提高。
从图20可知，在使用了主要的组织为铁素体单相的钢板的情况下，在加热温度400℃以上，扩孔率的提高可靠地增大，当加热至800℃时，扩孔率显著下降。根据以上的结果可知，通过加热成400℃以上且700℃以下的温度范围而可靠地改善延伸凸缘成形性。
另外，在本实施例中，示出对试验片30整体进行加热、冷却的例子，但是即使仅对开设于试验片30的孔的端部(距端面1mm)进行激光加热、空冷的情况下，通过将加热温度设为400℃以上且700℃以下的温度范围而确认到扩孔性改善率提高的情况。
<实施例18>
通过主要的组织为铁素体单相的钢板的基于第一实施方式的处理的制造方法，尝试将如图8(a)那样剪切加工后的钢板10冲压成形为图8(b)所示的目标的冲压部件形状的冲压部件11。
需要说明的是，使用的钢板设为板厚t＝1.2mm，抗拉强度为780MPa级的主要的组织由铁素体单相构成的高强度钢板。
此时，如图7那样，基于冲压成形的条件，通过CAE解析，求出冲压部件11中的破裂推定区域RSK，如图8(a)所示，求出了与该破裂推定区域RSK对应的钢板10中的解析区域X，并且，将解析区域X加热至规定的加热温度，冷却至室温之后，尝试着将钢板冷压加工成图8(b)的部件形状的冲压部件11。
作为规定的加热温度的条件，在无加热、350℃、600℃、800℃的各条件下分别进行，尝试着确认了目标的冲压部件11中的延伸凸缘破裂的有无。
作为结果，在加热温度为600℃的情况下，目标的冲压部件的端部没有破裂，但是在无加热、350℃、800℃下都能够观察到破裂。
<实施例19>
通过主要的组织为铁素体单相的钢板的基于第二实施方式的处理的制造方法，尝试将如图10(b)那样剪切加工后的钢板10如图10(c)～图10(e)依次所示经由中间部件40而冲压成形为目标的冲压部件形状的冲压部件11。
需要说明的是，使用的钢板设为板厚t＝1.2mm，抗拉强度为780MPa级的主要的组织由铁素体单相构成的高强度钢板。
此时，如图10(a)那样，基于冲压成形的条件，通过CAE解析，求出冲压部件11中的破裂推定区域RSK，如图10(d)所示，求出了与该破裂推定区域RSK对应的中间部件40中的解析区域X。并且，将该解析区域X加热至规定的加热温度，冷却至室温之后，尝试实施冷压加工成图10(e)的部件形状的冲压部件11。
作为规定的加热温度的条件，在无加热、350℃、600℃、800℃的各条件下分别进行，尝试确认了目标的冲压部件11中的延伸凸缘破裂的有无。
作为结果，在加热温度为600℃的情况下，目标的冲压部件11的端部没有破裂，但是在无加热、350℃、800℃下都能够观察到破裂。
<实施例20>
通过主要的组织为铁素体单相的钢板的基于第三实施方式的处理的制造方法，将剪切加工后的钢板如图12(b)～图12(e)依次所示通过第一工序成形中间部件40，将该中间部件40的端部40a的一部分进行了剪切处理之后，通过第二工序，尝试将剪切处理后的中间部件40冲压成形为目标的冲压部件形状的冲压部件11。
需要说明的是，使用的钢板设为板厚t＝1.2mm，抗拉强度为780MPa级的主要的组织由铁素体单相构成的高强度钢板。
此时，如图12(a)那样，基于冲压成形的条件，通过CAE解析，求出目的形状的冲压部件11中的破裂推定区域RSK，求出了图12(d)所示的与该破裂推定区域RSK对应的剪切后的中间部件40中的解析区域X。并且，将该中间部件40中的解析区域X加热至规定的加热温度，冷却至室温之后，尝试实施冷压加工为图10(e)的部件形状的冲压部件11。
作为规定的加热温度，在无加热、350℃、600℃、800℃下分别进行，尝试着确认了目标的冲压部件形状中的延伸凸缘破裂的有无。
作为结果，在加热温度为600℃的情况下，目标的冲压部件的端部没有破裂，但是在无加热、350℃、800℃下都能够观察到破裂。
<实施例21>
在对第三复合组织的钢板进行冲压加工时，为了确认通过应用本发明产生的延伸凸缘成形性的提高效果，将扩孔试验的试验片在进行了加热、空冷之后实施了扩孔试验。下面说明其内容。
将由钢板构成的供试材料设为扩孔试验的对象。供试材料由100mm×100mm见方的正方形的坯料构成，如图14所示，在该坯料的中央开设直径
Figure GDA0003226766760000571
的孔，形成试验片30。此时，使用通过/>
Figure GDA0003226766760000572
的冲头对孔进行了剪切加工后的试验片和通过/>
Figure GDA0003226766760000573
的冲头进行了剪切加工之后将圆周机械切削1mm而形成为/>
Figure GDA0003226766760000574
的孔的试验片这两种试验片进行了试验。
在此，本实施例中使用的供试材料设为板厚t＝1.2mm，抗拉强度为780MPa级的主要的组织由铁素体和珠光体的复合组织构成的高强度钢板。
对于制作的试验片30，仿照包含延伸凸缘成形的冲压加工，如图15所示，通过圆锥形的冲头进行圆锥扩孔试验并评价了延伸凸缘成形性。圆锥扩孔试验使用顶角60°的圆锥形的冲头，试验片30由锁定凸条34固定，避免产生材料流入。图15中，标号32表示冲模，标号33表示坯料座。
并且，一边从上方观察样品的试验片30，一边从图15(a)的状态起使冲头31上升并进行扩孔，在能够观察到板厚方向贯通破裂的时点使冲头31的上升停止(参照图15(b))。将扩孔试验后样品从试验机拆卸，通过游标卡尺测定四个部位的试验后的孔径，根据该扩孔的平均值L与初期的孔径L0的比率算出了扩孔率。
将该试验改变加热温度条件而实施了多次。
加热、冷却的处理将带有热电偶的样品浸渍在保持为规定温度的盐浴槽中，将试验片30加热至目标的温度之后，进行空冷，设为扩孔试验用的试验片30。
图21示出试验结果。图21是表示加热温度与扩孔率的变化的关系的图。
在此，纵轴表示从室温下的扩孔率起的扩孔率的变化率(扩孔性改善率)。扩孔性改善率小于100％表示与非加热状态相比扩孔性恶化。扩孔性改善率为100％以上表示与非加热状态相比扩孔性提高。
从图21可知，在使用了由铁素体和珠光体的复合组织构成的钢板的情况下，在加热温度400℃以上，扩孔率的提高可靠地增大，当加热至800℃时，扩孔率显著下降。根据以上的结果可知，通过加热成400℃以上且700℃以下的温度范围，可靠地改善延伸凸缘成形性。
另外，在本实施例中，示出对试验片30整体进行加热、冷却的例子，但是即使仅对开设于试验片30的孔的端部(距端面1mm)进行激光加热、空冷的情况下，通过将加热温度设为400℃以上且700℃以下的温度范围，确认到扩孔性改善率提高。
<实施例22>
通过由第三复合组织构成的钢板的基于第一实施方式的处理的制造方法，尝试将如图8(a)那样进行了剪切加工的钢板10冲压成形为图8(b)所示的目标的冲压部件形状的冲压部件11。
需要说明的是，使用的钢板设为板厚t＝1.2mm，抗拉强度为780MPa级的由铁素体和珠光体的复合组织构成的高强度钢板。
此时，如图7那样，基于冲压成形的条件，通过CAE解析，求出冲压部件11中的破裂推定区域RSK，如图8(a)所示，求出了与该破裂推定区域RSK对应的钢板10中的解析区域X，并且，将解析区域X加热至规定的加热温度，冷却至室温之后，尝试将钢板冷压加工成图8(b)的部件形状的冲压部件11。
作为规定的加热温度的条件，在无加热、350℃、600℃、800℃的各条件下分别进行，尝试着确认了目标的冲压部件11中的延伸凸缘破裂的有无。
作为结果，在加热温度为600℃的情况下，目标的冲压部件的端部没有破裂，但是在无加热、350℃、800℃下都能够观察到破裂。
<实施例23>
通过由第三复合组织构成的钢板的基于第二实施方式的处理的制造方法，尝试将如图10(b)那样剪切加工后的钢板10如图10(c)～图10(e)依次所示经由中间部件40而冲压成形为目标的冲压部件形状的冲压部件11。
需要说明的是，使用的钢板设为板厚t＝1.2mm，抗拉强度为780MPa级的由铁素体和珠光体的复合组织构成的高强度钢板。
此时，如图10(a)那样，基于冲压成形的条件，通过CAE解析，求出冲压部件11中的破裂推定区域RSK，如图10(d)所示，求出了与该破裂推定区域RSK对应的中间部件40中的解析区域X。并且，将该解析区域X加热至规定的加热温度，冷却至室温之后，尝试实施冷压加工为图10(e)的部件形状的冲压部件11。
作为规定的加热温度的条件，在无加热、350℃、600℃、800℃的各条件下分别进行，尝试着确认了目标的冲压部件11中的延伸凸缘破裂的有无。
作为结果，在加热温度为600℃的情况下，目标的冲压部件11的端部没有破裂，但是在无加热、350℃、800℃下都能够观察到破裂。
<实施例24>
通过由第三复合组织构成的钢板的基于第三实施方式的处理的制造方法，将剪切加工后的钢板如图12(b)～图12(e)依次所示通过第一工序成形中间部件40，对该中间部件40的端部40a的一部分进行了剪切处理之后，通过第二工序，尝试将剪切处理后的中间部件40冲压成形为目标的冲压部件形状的冲压部件11。
需要说明的是，使用的钢板设为板厚t＝1.2mm，抗拉强度为780MPa级的由铁素体和珠光体的复合组织构成的高强度钢板。
此时，如图12(a)那样，基于冲压成形的条件，通过CAE解析，求出目的形状的冲压部件11中的破裂推定区域RSK，求出了图12(d)所示的与该破裂推定区域RSK对应的剪切后的中间部件40中的解析区域X。并且，将该中间部件40中的解析区域X加热至规定的加热温度，冷却至室温之后，尝试实施冷压加工为图10(e)的部件形状的冲压部件11。
作为规定的加热温度，在无加热、350℃、600℃、800℃下分别进行，尝试着确认了目标的冲压部件形状中的延伸凸缘破裂的有无。
作为结果，在加热温度为600℃的情况下，目标的冲压部件的端部没有破裂，但是在无加热、350℃、800℃下都能够观察到破裂。
另外，本申请主张优先权的日本国专利申请2019-034755(2019年2月27日提出申请)、日本国专利申请2019-034756(2019年2月27日提出申请)、日本国专利申请2019-034757(2019年2月27日提出申请)、日本国专利申请2019-118512(2019年6月26日提出申请)、日本国专利申请2019-118513(2019年6月26日提出申请)、及日本国专利申请2019-118514(2019年6月26日提出申请)的全部内容通过参照而成为本公开的一部分。在此，虽然参照有限数目的实施方式进行了说明，但是要求权利的范围没有限定于此，基于上述的公开的各实施方式的改变对于本领域技术人员来说不言自明。
标号说明
1 钢板制造工序
1A 剪切工序
1B 加热/冷却工序
1Ba 加热处理
1Bb 冷却处理
2 冲压加工工序
2A 第一工序
2B 第二工序
3 延伸凸缘破裂区域推定处理(解析工序)
10 钢板
11 目标的冲压部件
40 中间部件
50 剪切工序
51 解析工序
52 加热/冷却工序

Claims (26)

1.一种冷压用的钢板的制造方法，是要被实施冷压加工的冷压用的钢板的制造方法，其特征在于，包括：
剪切工序，对上述钢板的至少一部分的端部实施剪切加工；
解析工序，求出通过上述剪切工序实施了剪切加工的上述钢板的端部中的被推定为在通过冷压加工成形时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；及
加热/冷却工序，将上述钢板的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至根据上述钢板的组织构造而预先设定的加热温度范围，
在使用主要的组织由马氏体单相构成的钢板作为上述钢板的情况下，将上述加热温度范围设定为500℃以上且700℃以下的加热温度范围，
在使用主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织构成的钢板、主要的组织由贝氏体单相构成的钢板、主要的组织由铁素体单相构成的钢板、或者主要的组织由铁素体和珠光体的复合组织构成的钢板中的任一钢板作为上述钢板的情况下，将上述加热温度范围设定为400℃以上且700℃以下的加热温度范围，
在使用由包含残留奥氏体的复合组织构成的钢板作为上述钢板的情况下，将上述加热温度范围设定为200℃以上且700℃以下的加热温度范围。
2.一种冷压用的钢板的制造方法，是要被实施冷压加工的冷压用的钢板的制造方法，其特征在于，
使用主要的组织由马氏体单相构成的钢板作为上述钢板，
所述冷压用的钢板的制造方法包括：
剪切工序，对上述钢板的至少一部分的端部实施剪切加工；
解析工序，求出通过上述剪切工序实施了剪切加工的上述钢板的端部中的被推定为在通过冷压加工成形时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；及
加热/冷却工序，将上述钢板的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至500℃以上且700℃以下的温度范围。
3.一种冷压用的钢板的制造方法，是要被实施冷压加工的冷压用的钢板的制造方法，其特征在于，
使用主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织构成的钢板作为上述钢板，
所述冷压用的钢板的制造方法包括：
剪切工序，对上述钢板的至少一部分的端部实施剪切加工；
解析工序，求出通过上述剪切工序实施了剪切加工的上述钢板的端部中的被推定为在通过冷压加工成形时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；及
加热/冷却工序，将上述钢板的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至400℃以上且700℃以下的温度范围。
4.一种冷压用的钢板的制造方法，是要被实施冷压加工的冷压用的钢板的制造方法，其特征在于，
使用由包含残留奥氏体的复合组织构成的钢板作为上述钢板，
所述冷压用的钢板的制造方法包括：
剪切工序，对上述钢板的至少一部分的端部实施剪切加工；
解析工序，求出通过上述剪切工序实施了剪切加工的上述钢板的端部中的被推定为在通过冷压加工成形时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；及
加热/冷却工序，将上述钢板的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至200℃以上且700℃以下的温度范围。
5.一种冷压用的钢板的制造方法，是要被实施冷压加工的冷压用的钢板的制造方法，其特征在于，
使用主要的组织由贝氏体单相构成的钢板作为上述钢板，
所述冷压用的钢板的制造方法包括：
剪切工序，对上述钢板的至少一部分的端部实施剪切加工；
解析工序，求出通过上述剪切工序实施了剪切加工的上述钢板的端部中的被推定为在通过冷压加工成形时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；及
加热/冷却工序，将上述钢板的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至400℃以上且700℃以下的温度范围。
6.一种冷压用的钢板的制造方法，是要被实施冷压加工的冷压用的钢板的制造方法，其特征在于，
使用主要的组织由铁素体单相构成的钢板作为上述钢板，
所述冷压用的钢板的制造方法包括：
剪切工序，对上述钢板的至少一部分的端部实施剪切加工；
解析工序，求出通过上述剪切工序实施了剪切加工的上述钢板的端部中的被推定为在通过冷压加工成形时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；及
加热/冷却工序，将上述钢板的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至400℃以上且700℃以下的温度范围。
7.一种冷压用的钢板的制造方法，是要被实施冷压加工的冷压用的钢板的制造方法，其特征在于，
使用主要的组织由铁素体和珠光体的复合组织构成的钢板作为上述钢板，
所述冷压用的钢板的制造方法包括：
剪切工序，对上述钢板的至少一部分的端部实施剪切加工；
解析工序，求出通过上述剪切工序实施了剪切加工的上述钢板的端部中的被推定为在通过冷压加工成形时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；及
加热/冷却工序，将上述钢板的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至400℃以上且700℃以下的温度范围。
8.根据权利要求1～7中任一项所述的冷压用的钢板的制造方法，其特征在于，
通过上述加热/冷却工序加热的端部设为距上述钢板的端面20mm以下的范围。
9.根据权利要求1～7中任一项所述的冷压用的钢板的制造方法，其特征在于，
根据在上述加热/冷却工序中的加热温度设定通过上述加热/冷却工序加热的加热区域的范围。
10.一种冲压部件的制造方法，对通过权利要求1～9中任一项所述的冷压用的钢板的制造方法制造的由一张板材构成的钢板实施包括延伸凸缘成形的冷压加工来制造冲压部件。
11.一种冲压部件的制造方法，对钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其特征在于，
所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，
所述冲压部件的制造方法还包括：
剪切工序，在上述第一工序之前，对上述钢板的至少一部分的端部实施剪切加工；
解析工序，求出上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；及
加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将通过上述第一工序成形的中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至根据上述钢板的组织构造而预先设定的加热温度范围，
在使用主要的组织由马氏体单相构成的钢板作为上述钢板的情况下，将上述加热温度范围设定为500℃以上且700℃以下的加热温度范围，
在使用主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织构成的钢板、主要的组织由贝氏体单相构成的钢板、主要的组织由铁素体单相构成的钢板、或者主要的组织由铁素体和珠光体的复合组织构成的钢板中的任一钢板作为上述钢板的情况下，将上述加热温度范围设定为400℃以上且700℃以下的加热温度范围，
在使用由包含残留奥氏体的复合组织构成的钢板作为上述钢板的情况下，将上述加热温度范围设定为200℃以上且700℃以下的加热温度范围。
12.一种冲压部件的制造方法，对钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其特征在于，
所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，
所述冲压部件的制造方法还包括：
剪切工序，在上述第二工序之前，对上述中间部件的至少一部分的端部实施剪切加工；
解析工序，求出实施了上述剪切加工之后的上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；及
加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将实施了上述剪切加工的上述中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至根据上述钢板的组织构造而预先设定的加热温度范围，
在使用主要的组织由马氏体单相构成的钢板作为上述钢板的情况下，将上述加热温度范围设定为500℃以上且700℃以下的加热温度范围，
在使用主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织构成的钢板、主要的组织由贝氏体单相构成的钢板、主要的组织由铁素体单相构成的钢板、或者主要的组织由铁素体和珠光体的复合组织构成的钢板中的任一钢板作为上述钢板的情况下，将上述加热温度范围设定为400℃以上且700℃以下的加热温度范围，
在使用由包含残留奥氏体的复合组织构成的钢板作为上述钢板的情况下，将上述加热温度范围设定为200℃以上且700℃以下的加热温度范围。
13.一种冲压部件的制造方法，对主要的组织由马氏体单相构成的钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其特征在于，
所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，
所述冲压部件的制造方法还包括：
剪切工序，在上述第一工序之前，对上述钢板的至少一部分的端部实施剪切加工；
解析工序，求出上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；及
加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将通过上述第一工序成形的中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至500℃以上且700℃以下的温度范围。
14.一种冲压部件的制造方法，对主要的组织由马氏体单相构成的钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其特征在于，
所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，
所述冲压部件的制造方法还包括：
剪切工序，在上述第二工序之前，对上述中间部件的至少一部分的端部实施剪切加工；
解析工序，求出实施了上述剪切加工之后的上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；及
加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将实施了上述剪切加工的上述中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至500℃以上且700℃以下的温度范围。
15.一种冲压部件的制造方法，对主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织构成的钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其特征在于，
所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，
所述冲压部件的制造方法还包括：
剪切工序，在上述第一工序之前，对上述钢板的至少一部分的端部实施剪切加工；
解析工序，求出上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；及
加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将通过上述第一工序成形的中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至400℃以上且700℃以下的温度范围。
16.一种冲压部件的制造方法，对主要的组织由马氏体和铁素体的复合组织构成的钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其特征在于，
所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，
所述冲压部件的制造方法还包括：
剪切工序，在上述第二工序之前，对上述中间部件的至少一部分的端部实施剪切加工；
解析工序，求出实施了上述剪切加工之后的上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；及
加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将实施了上述剪切加工的上述中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至400℃以上且700℃以下的温度范围。
17.一种冲压部件的制造方法，对由包含残留奥氏体的复合组织构成的钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其特征在于，
所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，
所述冲压部件的制造方法还包括：
剪切工序，在上述第一工序之前，对上述钢板的至少一部分的端部实施剪切加工；
解析工序，求出上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；及
加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将通过上述第一工序成形的中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至200℃以上且700℃以下的温度范围。
18.一种冲压部件的制造方法，对由包含残留奥氏体的复合组织构成的钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其特征在于，
所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，
所述冲压部件的制造方法还包括：
剪切工序，在上述第二工序之前，对上述中间部件的至少一部分的端部实施剪切加工；
解析工序，求出实施了上述剪切加工之后的上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；及
加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将实施了上述剪切加工的上述中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至200℃以上且700℃以下的温度范围。
19.一种冲压部件的制造方法，对主要的组织由贝氏体单相构成的钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其特征在于，
所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，
所述冲压部件的制造方法还包括：
剪切工序，在上述第一工序之前，对上述钢板的至少一部分的端部实施剪切加工；
解析工序，求出上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；及
加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将通过上述第一工序成形的中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至400℃以上且700℃以下的温度范围。
20.一种冲压部件的制造方法，对主要的组织由贝氏体单相构成的钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其特征在于，
所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，
所述冲压部件的制造方法还包括：
剪切工序，在上述第二工序之前，对上述中间部件的至少一部分的端部实施剪切加工；
解析工序，求出实施了上述剪切加工之后的上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；及
加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将实施了上述剪切加工的上述中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至400℃以上且700℃以下的温度范围。
21.一种冲压部件的制造方法，对主要的组织由铁素体单相构成的钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其特征在于，
所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，
所述冲压部件的制造方法还包括：
剪切工序，在上述第一工序之前，对上述钢板的至少一部分的端部实施剪切加工；
解析工序，求出上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；及
加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将通过上述第一工序成形的中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至400℃以上且700℃以下的温度范围。
22.一种冲压部件的制造方法，对主要的组织由铁素体单相构成的钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其特征在于，
所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，
所述冲压部件的制造方法还包括：
剪切工序，在上述第二工序之前，对上述中间部件的至少一部分的端部实施剪切加工；
解析工序，求出实施了上述剪切加工之后的上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；及
加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将实施了上述剪切加工的上述中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至400℃以上且700℃以下的温度范围。
23.一种冲压部件的制造方法，对主要的组织由铁素体和珠光体的复合组织构成的钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其特征在于，
所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，
所述冲压部件的制造方法还包括：
剪切工序，在上述第一工序之前，对上述钢板的至少一部分的端部实施剪切加工；
解析工序，求出上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；及
加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将通过上述第一工序成形的中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至400℃以上且700℃以下的温度范围。
24.一种冲压部件的制造方法，对主要的组织由铁素体和珠光体的复合组织构成的钢板实施冷压加工来制造目标的冲压部件形状的冲压部件，其特征在于，
所述冲压部件的制造方法包括将上述钢板冲压成形为中间部件的第一工序、将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状的第二工序作为上述冷压加工，
所述冲压部件的制造方法还包括：
剪切工序，在上述第二工序之前，对上述中间部件的至少一部分的端部实施剪切加工；
解析工序，求出实施了上述剪切加工之后的上述中间部件的端部中的被推定为在通过上述第二工序将上述中间部件冲压成形为目标的冲压部件形状时容易产生延伸凸缘裂纹的区域；及
加热/冷却工序，在上述第二工序之前，将实施了上述剪切加工的上述中间部件的端部中的包含于通过上述解析工序求出的上述区域的部位加热、冷却至400℃以上且700℃以下的温度范围。
25.根据权利要求11～24中任一项所述的冲压部件的制造方法，其特征在于，
通过上述加热/冷却工序加热的端部设为距上述钢板的端面20mm以下的范围。
26.根据权利要求11～24中任一项所述的冲压部件的制造方法，其特征在于，
根据在上述加热/冷却工序中的加热温度来设定通过上述加热/冷却工序加热的加热区域的范围。
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Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009263686A (ja) * 2008-04-22 2009-11-12 Nippon Steel Corp 溶接性と伸びフランジ性の良好な高強度鋼板
CN102884209A (zh) * 2010-03-09 2013-01-16 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板的制造方法
CN103732775A (zh) * 2011-07-27 2014-04-16 新日铁住金株式会社 拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN105163880A (zh) * 2013-05-09 2015-12-16 新日铁住金株式会社 表层细粒化热剪切加工方法及表层细粒化热剪切加工部件

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09143554A (ja) 1995-11-29 1997-06-03 Sumitomo Metal Ind Ltd 局部軟化鋼板の製造方法
JP2001323318A (ja) * 2000-05-15 2001-11-22 High Frequency Heattreat Co Ltd 板部材の成形方法
JP3762861B2 (ja) * 2000-10-05 2006-04-05 新日本製鐵株式会社 鋼板プレス成形体の製造方法
US7951580B2 (en) * 2004-04-21 2011-05-31 The Regents Of The University Of California Automated, programmable, high throughput, multiplexed assay system for cellular and biological assays
JP4814851B2 (ja) * 2007-09-07 2011-11-16 新日本製鐵株式会社 薄板プレス成形シミュレーションにおける伸びフランジ割れの推定方法
JP5902939B2 (ja) 2011-12-13 2016-04-13 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス成形品の製造方法
US10670515B2 (en) * 2013-05-20 2020-06-02 Magna International Inc. Detecting edge cracks
DE102014016614A1 (de) * 2014-10-31 2016-05-04 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Bauteils durch Umformen einer Platine aus Stahl
DE102016121902A1 (de) * 2016-11-15 2018-05-17 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung von Fahrwerksteilen aus mikrolegiertem Stahl mit verbesserter Kaltumformbarkeit
DE102017103729A1 (de) * 2017-02-23 2018-08-23 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Bauteils durch Weiterformen einer vorgeformten Kontur
JP2019034757A (ja) 2017-08-15 2019-03-07 東京食品機械株式会社 包装容器
JP2019034756A (ja) 2017-08-15 2019-03-07 東京食品機械株式会社 深絞り包装容器
JP6933043B2 (ja) 2017-08-15 2021-09-08 王子ホールディングス株式会社 包装体
JP6958214B2 (ja) * 2017-10-16 2021-11-02 日本製鉄株式会社 鋼加工部品の製造方法
JP2019111567A (ja) * 2017-12-25 2019-07-11 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス成形品の製造方法
JP6624353B2 (ja) * 2017-12-25 2019-12-25 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス成形品の製造方法
JP2019118512A (ja) 2017-12-28 2019-07-22 株式会社三洋物産 遊技機
JP7077618B2 (ja) 2017-12-28 2022-05-31 株式会社三洋物産 遊技機
JP7087384B2 (ja) 2017-12-28 2022-06-21 株式会社三洋物産 遊技機

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009263686A (ja) * 2008-04-22 2009-11-12 Nippon Steel Corp 溶接性と伸びフランジ性の良好な高強度鋼板
CN102884209A (zh) * 2010-03-09 2013-01-16 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板的制造方法
CN103732775A (zh) * 2011-07-27 2014-04-16 新日铁住金株式会社 拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN105163880A (zh) * 2013-05-09 2015-12-16 新日铁住金株式会社 表层细粒化热剪切加工方法及表层细粒化热剪切加工部件

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