WO2022210868A1 - 成型方法、熱処理システムおよび成形品 - Google Patents

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舜 ▲高▼岡
匠 佐藤
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Definitions

  • the present invention relates to a steel plate forming method, a heat treatment system, and a formed product.
  • High strength is required for the parts that make up the vehicle (body parts). For this reason, high-strength steel plates such as high-strength steel plates are used as materials for forming parts.
  • high-strength steel plates such as high-strength steel plates are used as materials for forming parts.
  • problems such as poor dimensional accuracy tend to occur during press working. This becomes more pronounced as the strength of the steel plate used is higher.
  • Patent Document 1 A technology called hot pressing has been developed to address the above-mentioned problems (Patent Document 1).
  • the steel sheet is softened by heating and pressed, and at the same time, it is quenched by cooling due to contact with the mold, making it possible to form body parts with high strength and high dimensional accuracy.
  • automobile parts may be provided with a plastically deformed portion that absorbs the impact received when receiving an impact.
  • a technique has been proposed in which a portion of the mold corresponding to a region to be plastically deformed is maintained at a high temperature so that it is not quenched by cooling.
  • the conventional technique has a problem that normal molding cannot be performed when an attempt is made to form a region that is partially not quenched by hot pressing.
  • the present invention was made to solve the above-mentioned problems, and it is an object of the present invention to make it possible to normally carry out hot press forming that has a region that is not quenched in part. do.
  • the forming method according to the present invention includes a heating step of heating a steel plate to an austenitic state, and a cooling step of forcibly cooling only the first region set in the steel plate in the austenitic state in a temperature range in which martensite transformation does not occur. and a forming step of hot press forming a steel plate having a first region that is not in an austenitic state and a second region that is in an austenitic state other than the first region.
  • the cooling step cools the first region to a temperature at which a ferrite/pearlite phase is generated.
  • the heating step uniformly heats the entire area of the steel plate.
  • the steel plate is heated to bring the second region into an austenitic state or to maintain the austenitic state of the second region. After that, a molding step is carried out.
  • the second region in the cooling step, is cooled by natural cooling to maintain a higher temperature state than the first region, and in the reheating step, the first region does not enter an austenitic state.
  • the steel sheet is heated under the conditions of and the forming step transforms only the second region into martensite.
  • the steel sheet has a plating layer made of aluminum formed on the surface, and in the heating step, the plating layer is entirely alloyed, and the composition ratio of iron is an alloy of iron, aluminum, and silicon. and the thickness of the diffusion layer formed on the steel sheet side between the plating layer and the steel sheet is set to 10 ⁇ m or less.
  • the forming step includes hot press forming a steel plate having a first region that is not in an austenitic state and a second region that is in an austenitic state, and quenching the first region.
  • the strength when the second region is quenched is 780 MPa or less
  • the strength when the second region is quenched is 1300 MPa or more
  • the diffusion layer has a uniform thickness of 10 ⁇ m or less over the entire area including the first region and the second region. formed state.
  • the steel plate in order to form a region to be partially plastically deformed by hot press forming a steel plate, the steel plate has a first region that is not in an austenitic state and a second region other than the first region.
  • a heat treatment system for forming two regions a heat treatment device that heats a steel plate to an austenite state, and a temperature range that does not transform only the first region set in the steel plate in the austenite state to martensite. and a cooling device for forced cooling.
  • a steel sheet having a silicon-added aluminum plating layer formed on the surface thereof is hot press-formed to form a region to be partially plastically deformed.
  • the heat treatment system heats the steel sheet into an austenite state, alloys all the plating layers, and has a composition ratio of iron of iron, aluminum, and silicon.
  • the composition ratio of iron in the ⁇ phase of the alloy is set to be equal to or greater than that of iron, and the thickness of the diffusion layer formed on the steel sheet side of the plating layer is set to 10 ⁇ m or less.
  • the steel plate processed by the cooling treatment device is heated under conditions in which the diffusion layer does not grow to bring the second region into the austenite state, or reheat to maintain the austenite state of the second region.
  • a processor is further provided.
  • the reheat treatment apparatus includes a heat source that irradiates the steel plate with infrared rays, and a cover that covers the first region of the steel plate, and the cover has a plurality of through holes on the surface irradiated with infrared rays.
  • the cover is a box with the steel plate side open
  • a molded product according to the present invention is a molded product formed from a steel plate having a silicon-added aluminum plating layer formed on the surface, the first region having a strength of 780 MPa or less without being quenched, and a second region having a hardened strength of 1300 MPa or more, all of the plating layers are alloyed, and the composition ratio of iron is equal to or higher than the composition ratio of ⁇ -phase iron in an alloy of iron, aluminum, and silicon. and a diffusion layer formed on the steel sheet side between the plating layer and the steel sheet, and the diffusion layer is uniformly formed with a thickness of 10 ⁇ m or less over the entire area including the first region and the second region.
  • the present invention after the steel sheet is brought into the austenitic state by the heating process, only the first region is forcibly cooled, so that forming having a region that is partially not quenched can be achieved by heating. It can be successfully performed by pressing between.
  • FIG. 1 is a flow chart explaining a molding method according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a characteristic diagram showing temperature changes in the molding method according to the embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is a configuration diagram showing the configuration of the heat treatment system according to the embodiment of the present invention.
  • FIG. 4 is a configuration diagram showing the configuration of the reheating apparatus 103 of the heat treatment system according to the embodiment of the present invention.
  • the steel plate is heated to be in an austenite state.
  • the entire area of the steel sheet is uniformly heated to bring the entire area of the steel sheet into an austenitic state.
  • the steel sheet can be brought into an austenitic state.
  • the steel material is composed of manganese boron steel, and can be brought into an austenitic state by heating to 823° C. or higher.
  • the cooling step S102 only the set first region of the austenitic steel plate is forcibly cooled (rapidly cooled) in a temperature range within which martensite transformation does not occur [Fig. 2(a)]. Forced cooling is carried out in a temperature range above the temperature Ms at which martensite begins to form. In this step, it is important to rapidly cool the first region to a temperature at which the ferrite-pearlite phase is formed.
  • the cooling step S102 the second area other than the first area is cooled by natural cooling and maintained at a higher temperature than the first area [FIG. 2(b)]. For example, the entire area other than the first area of the steel sheet to be processed is the second area.
  • cooling step S102 rapid cooling can be performed to the lowest temperature within the range in which the first region does not undergo martensite transformation.
  • the cooling step S102 only the first region is quenched to a temperature within the range of 550 to 650° C., depending on the type of steel forming the steel plate.
  • the temperature is instantaneously lowered to 750°C or less, where the ferrite phase is generated, and a trigger for austenite to ferrite transformation is created in the first region.
  • Rapid cooling alone does not cause ferrite transformation.
  • the structure grows from austenite to ferrite/pearlite. Since this rapid cooling of only the first region is performed outside the heating furnace in which the heating step was performed, the second region is naturally cooled. Due to this natural cooling, ferrite is produced when the temperature of the second region is lower than 750°C.
  • the steel plate is heated to return the second region other than the first region to the austenitic state or maintain the austenitic state of the second region.
  • the second region is brought into an austenite state by uniformly heating the entire steel plate.
  • the steel plate is heated under conditions in which the first region does not enter the austenitic state. For example, by covering the first region with a heat insulating material, the processing described above can be implemented. The width of the transition region can be adjusted by varying the size of the insulation.
  • a difference is formed between the temperature of the first region and the temperature of the second region. The region can be kept out of the austenitic state.
  • the heat treatment in the reheating step S103 is performed in the austenitic state in the second region. is maintained in order to undergo martensite transformation in the subsequent hot press forming process.
  • the austenitic state of the second region is sufficiently maintained, and immediately after that, hot press forming in the post-process can be performed.
  • the next molding step S104 can be performed without performing the step S103.
  • a steel sheet having a first region that is not in an austenite state and a second region that is in an austenite state is hot press-formed.
  • this hot press forming only the second region undergoes martensite transformation.
  • the steel plate in order to form a region to be partially plastically deformed by hot press forming the steel plate, the steel plate is provided with a first region that is not in an austenitic state and a second region other than the first region. It is a system for forming
  • This heat treatment system includes a heat treatment device 101 , a cooling treatment device 102 , and a reheat treatment device 103 .
  • the heat treatment device 101 heats the steel plate into an austenitic state.
  • the heat treatment apparatus 101 can be composed of, for example, a well-known heating furnace.
  • the heat treatment device 101 uniformly heats the entire steel plate.
  • the cooling treatment device 102 forcibly cools only the set first region of the steel plate in the austenite state within a temperature range in which martensite transformation does not occur.
  • the cooling processor 102 cools the first region to a temperature at which a ferrite/pearlite phase is generated.
  • the cooling treatment device 102 is arranged outside the heat treatment device 101, and forcibly cools only the first region to a temperature at which ferrite/pearlite phases are generated within a temperature range in which martensite transformation does not occur, and the second region naturally cools.
  • the cooled state can be a temperature lower than the temperature at which transformation to austenite starts.
  • the cooling processing device 102 keeps the temperature of the second area higher than that of the first area.
  • the reheating device 103 heats the steel plate processed by the cooling device 102 to bring the second region into the austenitic state or maintain the austenitic state of the second region. Immediately after the cooling treatment device 102, the reheating device 103 heats the steel sheet to bring the second region into an austenite state, and maintains the quenched state of the first region for a certain period of time to convert the ferrite/pearlite phase. grow.
  • the reheating device 103 can heat the steel plate under conditions in which the first region does not enter the austenitic state.
  • the reheating device 103 can be composed of, for example, a well-known heating furnace.
  • the reheating apparatus 103 includes a heat source 131 that irradiates a steel plate 141 with infrared rays, and a first cover 132 and a second cover 133 that cover a first region 151 of the steel plate 141. can do.
  • the first cover 132 and the second cover 133 are arranged so as to sandwich the steel plate 141 .
  • the first cover 132 and the second cover 133 are box bodies with the steel plate 141 side open.
  • the amount of heat input from the heat source 131 and the amount of heat radiation from the steel plate 141 can be adjusted by the size (volume) of the spaces of the first cover 132 and the second cover 133 which are box-shaped.
  • the heat source 131 can be composed of, for example, an infrared lamp or a ceramic heater.
  • the first cover 132 covers the steel plate 141 on the heat source 131 side.
  • the first cover 132 and the second cover 133 can be made of steel plate with a predetermined thickness.
  • the heat source 131 , first cover 132 , and second cover 133 can be placed inside a sealable processing furnace 135 , for example.
  • the first cover 132 and the second cover 133 are supported inside the processing furnace 135 by a support structure (not shown).
  • the first cover 132 has a plurality of through holes 134 formed in a surface 132a irradiated with infrared rays.
  • the second region 152 of the steel plate 141 is maintained at a temperature at which the austenite state occurs, and the first region 151 is maintained at a temperature not in the austenite state.
  • the temperature range in which the ferrite/pearlite phase is generated can be easily carried out.
  • the temperature difference between the first region 151 and the second region 152 can be set by conditions such as the hole diameter of the through holes 134 and the number of through holes 134 (ratio of the total area of all the through holes 134 on the surface 132a). can.
  • the first cover 132 and the second cover 133 are detachable and detachable, they can be used repeatedly and maintainability is high.
  • the second region is in a quenched state and becomes martensite.
  • the first region is in an annealed state and becomes a portion that is likely to change composition.
  • problems such as so-called springback do not occur.
  • forming having a partially unquenched region can be performed normally by hot pressing. By controlling the temperature on the low temperature side from the cooling step to the reheating step within a temperature range around which martensitic transformation occurs, it is also possible to effect structural transformation including the bainite phase.
  • the first region can have a tensile strength of 780 MPa or less and a hardness of 220 HV or less
  • the second region can have a tensile strength of 1300 MPa or more and a hardness of 400 HV or more by hot press molding.
  • a boundary region having a width of about 50 mm can be formed in which the hardness gradually transitions.
  • the first area is an area for this portion.
  • the first region By setting the first region to a state in which a ferrite/pearlite phase is generated, it can be made softer than bainite and have ductility. Since the first region in such a state is more easily deformed, the deformed portion can be limited in advance. Further, by creating a state in which the ferrite/pearlite phase is generated, a state of high ductility can be obtained, and the steel becomes hard to crack when deformed, and becomes sticky.
  • the steel plate is generally coated in advance.
  • an aluminum-plated steel sheet coated with aluminum is used in order to correspond to the heating temperature in the hot press.
  • an aluminum plating layer to which silicon is added is used in order to suppress the expansion of the aluminum-iron alloy layer formed between the plating layer and the steel sheet.
  • the forming method according to the embodiment described above can also be applied to a steel plate having a plating layer.
  • the formed molded body can be used, for example, as a part such as a center pillar of an automobile door.
  • a steel plate provided with an aluminum plating layer to which silicon is added on the surface (Al-plated steel plate) is first heated in the heating step S101 shown in FIG.
  • the plated layers are all alloyed.
  • the thickness of the diffusion layer formed on the steel plate side of the plated layer is set to 10 ⁇ m or less.
  • the diffusion layer is a layer in which the composition ratio of iron is equal to or higher than the composition ratio of iron in the ⁇ -phase of an alloy of iron, aluminum and silicon.
  • the steel sheet can be brought into an austenitic state by heating to a temperature Ac3 or higher at which transformation to austenite starts. For example, by heating the entire area of the steel sheet to about 900° C., the entire area of the steel sheet can be brought into an austenitic state.
  • the steel material is composed of manganese boron steel, and can be brought into an austenitic state by heating to 823° C. or higher.
  • the Al-plated steel sheet When the Al-plated steel sheet is heated to the melting point of aluminum (660° C.) or higher, the aluminum plating layer melts, aluminum, iron, and silicon mutually diffuse to form an alloy layer of aluminum, iron, and silicon ( Al--Fe--Si alloy layer) is produced.
  • the Al--Fe--Si alloy layer has a high melting point of about 1150.degree. Therefore, once the plating layer is completely alloyed, it will not melt at the heating temperature in the heating step.
  • the above-described alloy layer mainly contains a ⁇ phase (FeSiAl 5 ) of an Al—Fe—Si alloy and a ⁇ phase (FeSiAl 3 ) of an Al—Fe—Si alloy. and FeAl 3 were presumed to be present.
  • the FeAl 3 layer is a layer on the side of the steel sheet, and it has been confirmed that the FeSiAl 3 layer is formed in contact with the FeAl 3 layer.
  • the portion where the FeAl 3 layer and the FeAl 3 layer in contact with it are combined in other words, the portion where the composition ratio of iron is equal to or higher than the composition ratio of iron in the ⁇ phase of the alloy of iron, aluminum and silicon is the diffusion layer is.
  • the diffusion layer starts to form and grows as the heating is continued.
  • the growth of the diffusion layer is confirmed even if there is a portion of .
  • the higher the temperature reached in the heat treatment the shorter the treatment time, the faster the start of formation of the diffusion layer, and the faster the growth rate.
  • the heating is stopped and the cooling is started at the stage where all the plated layers are alloyed, the growth of the diffusion layer stops before reaching 700.degree.
  • the material is immediately reheated (temperature for austenite state) after cooling (temperature range within which martensitic transformation does not occur), the diffusion layer starts to grow when the temperature exceeds 890° C. in this reheating.
  • the treatment time should be such that the entire plating layer is alloyed and the diffusion layer is formed in the range of 10 ⁇ m or less under the heating temperature condition that the steel sheet is in the austenite state. is important.
  • the cooling step S102 is the same as described above even in the case of the Al-plated steel sheet.
  • the cooling step S102 only the set first region of the steel sheet in the austenite state is forcibly cooled (rapidly cooled) within a temperature range in which martensitic transformation does not occur. Forced cooling is carried out in a temperature range above the temperature Ms at which martensite begins to form. In this step, it is important to rapidly cool the first region to a temperature at which the ferrite-pearlite phase is formed.
  • cooling step S102 rapid cooling can be performed to the lowest temperature within the range in which the first region does not undergo martensite transformation.
  • the cooling step S102 only the first region is quenched to a temperature within the range of 550 to 650° C., depending on the type of steel forming the steel plate.
  • the temperature is instantaneously lowered to 750°C or less, where the ferrite phase is generated, and a trigger for austenite to ferrite transformation is created in the first region.
  • Rapid cooling alone does not cause ferrite transformation.
  • the structure grows from austenite to ferrite/pearlite. Since this rapid cooling of only the first region is performed outside the heating furnace in which the heating step was performed, the second region is naturally cooled. Due to this natural cooling, ferrite is produced when the temperature of the second region is lower than 750°C.
  • the second region may be brought into the austenitic state or brought into a state capable of being maintained. If heated to 823° C. or higher, it can be brought into or maintained in an austenitic state.
  • the temperature condition of the reheating step S103 may be set according to the time for performing the reheating step S103 while satisfying the lower limit condition of the temperature. For example, if the run time is short, higher temperature conditions can be used. On the other hand, when the execution time is long, the temperature condition is set low.
  • a steel sheet having a first region that is not in an austenite state and a second region that is in an austenite state is hot press-formed.
  • this hot press forming only the second region undergoes martensite transformation.
  • the heat treatment system for the above-mentioned Al-plated steel sheets will be explained.
  • a steel plate on which a silicon-added aluminum plating layer is formed is hot-press-formed to form a region to be partially plastically deformed.
  • the heat treatment apparatus 101 described with reference to FIG. 3 has the following configuration.
  • the heat treatment apparatus 101 heats the steel sheet to an austenite state, alloys all the plating layers, and has a composition ratio of iron equal to or higher than the composition ratio of ⁇ -phase iron in an alloy of iron, aluminum, and silicon. and the thickness of the diffusion layer formed on the steel plate side of the plating layer is set to 10 ⁇ m or less.
  • the heat treatment apparatus 101 in this case can also be composed of, for example, a well-known heating furnace as described above.
  • the heat treatment device 101 uniformly heats the entire steel plate.
  • the cooling treatment device 102 and the reheating treatment device 103 are the same as described above.
  • the second region is in a quenched state and becomes martensite.
  • the first region is in an annealed state and becomes a portion that is likely to change composition.
  • forming having a partially unquenched region can be performed normally by hot pressing.
  • all of the plated layers are alloyed, and the thickness of the diffusion layer formed on the alloyed plated layers can be 10 ⁇ m or less.
  • heating the entire steel sheet for alloying is an essential process.
  • partial heating is performed again.
  • a plurality of facilities for heating are required, which causes problems such as an increase in cost.
  • the heating process and the reheating process can be performed with the same heating equipment, so there is no cost increase.
  • a molded product molded by the molding method in the above-described embodiment for an Al-plated steel sheet has a first region with a strength of 780 MPa or less without quenching treatment and a strength of 1300 MPa or more with quenching treatment. and a second region, the coating layer is all alloyed, the composition ratio of iron is equal to or higher than the composition ratio of ⁇ -phase iron in the alloy of iron, aluminum, and silicon, and the steel plate between the coating layer and the steel plate
  • a diffusion layer is formed on the side, and the diffusion layer is uniformly formed with a thickness of 10 ⁇ m or less over the entire area including the first region and the second region.
  • the entire plating layer is alloyed, and the thickness of the diffusion layer formed on the steel sheet side of the plating layer is 10 ⁇ m or less.
  • the alloyed plating layer can be properly formed.
  • the variation in weld joint strength that occurs conventionally is due to the presence of a plating layer that is not properly alloyed. This is thought to be caused by This is because the conditions for properly forming the plated layer to be alloyed have not been clarified. According to the present invention, the above-described problems can be resolved by clarifying the conditions for appropriately forming the plated layer to be alloyed.

Abstract

加熱工程Ｓ１０１で、鋼板を加熱してオーステナイト状態とする。加熱工程Ｓ１０１では、鋼板の全域を均一に加熱して、鋼板の全域をオーステナイト状態とする。冷却工程Ｓ１０２で、オーステナイト状態とした鋼板の設定した第１領域のみをマルテンサイト変態しない範囲の温度範囲で強制的に冷却（急冷）する。冷却工程Ｓ１０２においては、第１領域以外の第２領域は、自然冷却により冷却して第１領域より高い温度の状態を維持する。

Description

成型方法、熱処理システムおよび成形品
　本発明は、鋼板の成型方法、熱処理システムおよび成形品に関する。
　車輌を構成する部品（車体部品）には、高い強度が要求される。このため、部品を形成する材料には、例えば、高張力鋼板などの高強度な鋼板が用いられている。しかしながら、鋼板をプレス加工して車体部品としているため、高強度な鋼板を用いると、プレス加工において寸法精度不良が発生しやすいなどの問題が発生する。これは、用いる鋼板の強度が高いほど顕著となる。
　上述した問題に対し、熱間プレスと呼ばれる技術が開発されている（特許文献１）。熱間プレスでは、加熱して鋼板を軟質化させた状態でプレス加工し、同時に型との接触による冷却で焼き入れをすることにより、高い強度および高い寸法精度の車体部品が形成可能となる。
　ところで、自動車部品においては、衝撃を受けたときに受けた衝撃が吸収される塑性変形する部分を設ける場合がある。このような部品の成形のために、例えば、塑性変形させたい領域に対応する型の部分は、温度を高く維持し、冷却による焼き入れがなされないようにする技術が提案されている。
特開２０１８－０１２１１３号公報
　しかしながら、上述した技術では、成型体を型から離型するときに、焼き入れがなされていない領域は高い温度が維持されているため、冷却の温度差による収縮差でねじれが発生するなどの問題が発生する。このように、従来の技術では、熱間プレスにより一部に焼き入れがなされない領域を形成しようとすると、正常な成形ができないという問題があった。
　本発明は、以上のような問題点を解消するためになされたものであり、一部に焼き入れがなされない領域を備える成形が、熱間プレスにより正常に実施できるようにすることを目的とする。
　本発明に係る成型方法は、鋼板を加熱してオーステナイト状態とする加熱工程と、オーステナイト状態とした鋼板の設定した第１領域のみをマルテンサイト変態しない範囲の温度範囲で強制的に冷却する冷却工程と、オーステナイト状態となっていない第１領域と、オーステナイト状態とされた、第１領域以外の第２領域とを有する鋼板を熱間プレス成形する成形工程とを備える。
　上記成型方法の一構成例において、冷却工程は、第１領域を、フェライト・パーライト相が生成する温度に冷却する。
　上記成型方法の一構成例において、加熱工程は、鋼板の全域を均一に加熱する。
　上記成型方法の一構成例において、冷却工程の後で、鋼板を加熱して、第２領域をオーステナイト状態とする、または第２領域のオーステナイト状態を維持する再加熱工程をさらに備え、再加熱工程の後で、成形工程を実施する。
　上記成型方法の一構成例において、冷却工程は、第２領域は、自然冷却により冷却して第１領域より高い温度の状態を維持し、再加熱工程は、第１領域がオーステナイト状態とならない範囲の条件で鋼板を加熱し、成形工程は、第２領域のみをマルテンサイト変態させる。
　上記成型方法の一構成例において、鋼板は、表面にアルミニウムから構成されためっき層が形成され、加熱工程は、めっき層が全て合金化され、鉄の組成比が鉄とアルミニウムとシリコンとの合金のγ相の鉄の組成比以上とされ、めっき層と鋼板との間の鋼板側に形成される拡散層の厚さを１０μｍ以下にする。
　上記成型方法の一構成例において、成形工程は、オーステナイト状態となっていない第１領域と、オーステナイト状態とされた第２領域とを有する鋼板を熱間プレス成形し、第１領域を焼き入れ処理がされていない強度が７８０ＭＰａ以下とし、第２領域を焼き入れ処理がされた強度が１３００ＭＰａ以上とし、拡散層が、第１領域および第２領域を含めた全域に、厚さ１０μｍ以下で均一に形成された状態とする。
　本発明に係る熱処理システムは、鋼板を熱間プレス成形して部分的に塑性変形させたい領域を形成するために、鋼板に、オーステナイト状態となっていない第１領域と、第１領域以外の第２領域とを形成するための熱処理システムであって、鋼板を加熱してオーステナイト状態とする加熱処理装置と、オーステナイト状態とした鋼板の設定した第１領域のみをマルテンサイト変態しない範囲の温度範囲で強制的に冷却する冷却処理装置とを備える。
　上記熱処理システムの一構成例において、表面にシリコンが添加されたアルミニウムのめっき層が形成された鋼板を熱間プレス成形して部分的に塑性変形させたい領域を形成するために、第１領域と第２領域とを形成するための熱処理システムであり、加熱処理装置は、鋼板を加熱してオーステナイト状態とすると共に、めっき層が全て合金化され、鉄の組成比が鉄とアルミニウムとシリコンとの合金のγ相の鉄の組成比以上とされ、めっき層の鋼板側に形成される拡散層の厚さを１０μｍ以下にする。
　上記熱処理システムの一構成例において、冷却処理装置で処理された鋼板を拡散層が成長しない条件で加熱して、第２領域をオーステナイト状態とする、または第２領域のオーステナイト状態を維持する再加熱処理装置をさらに備える。
　上記熱処理システムの一構成例において、再加熱処理装置は、鋼板に赤外線を照射する熱源と、鋼板の第１領域を覆うカバーとを備え、カバーは、赤外線が照射される面に複数の貫通穴が形成されていることを特徴とする熱処理システム。
　上記熱処理システムの一構成例において、カバーは、鋼板の側が開放した箱体とされている
　本発明に係る成形品は、表面にシリコンが添加されたアルミニウムのめっき層が形成された鋼板を成形した成形品であって、焼き入れ処理がされていない強度が７８０ＭＰａ以下の第１領域と、焼き入れ処理がされた強度が１３００ＭＰａ以上の第２領域とを備え、めっき層が全て合金化され、鉄の組成比が鉄とアルミニウムとシリコンとの合金のγ相の鉄の組成比以上とされ、めっき層と鋼板との間の鋼板側に形成される拡散層を備え、拡散層は、第１領域および第２領域を含めた全域に、厚さ１０μｍ以下で均一に形成されている。
　以上説明したように、本発明によれば、加熱工程により鋼板をオーステナイト状態とした後、第１領域のみを強制的に冷却するので、一部に焼き入れがなされない領域を備える成形が、熱間プレスにより正常に実施できる。
図１は、本発明の実施の形態に係る成型方法を説明するフローチャートである。 図２は、本発明の実施の形態に係る成型方法における温度変化を示す特性図である。 図３は、本発明の実施の形態に係る熱処理システムの構成を示す構成図である。 図４は、本発明の実施の形態に係る熱処理システムの再加熱処理装置１０３構成を示す構成図である。
　以下、本発明の実施の形態に係る成型方法について図１、図２を参照して説明する。
　まず、加熱工程Ｓ１０１で、鋼板を加熱してオーステナイト状態とする。加熱工程Ｓ１０１では、鋼板の全域を均一に加熱して、鋼板の全域をオーステナイト状態とする。オーステナイトへ変態が開始する温度Ａｃ３以上に加熱することで、鋼板をオーステナイト状態とすることができる。例えば、オーブンなどの加熱装置を用い、鋼板の全域を約９００℃に加熱することで、鋼板の全域をオーステナイト状態とすることができる。例えば、鋼材は、マンガンボロン鋼から構成され、８２３℃以上に加熱することで、オーステナイト状態とすることができる。
　次に、冷却工程Ｓ１０２で、オーステナイト状態とした鋼板の設定した第１領域のみをマルテンサイト変態しない範囲の温度範囲で強制的に冷却（急冷）する［図２の（ａ）］。マルテンサイトが生成し始める温度Ｍｓより高い温度の範囲で、強制的な冷却を実施する。この工程では、第１領域を、フェライト・パーライト相が生成する温度に急冷することが重要である。
　例えば、水冷により冷却されている冷却ブロックを当接することで、第１領域のみを急冷することができる。また、第１領域のみに、空気などの気体、水、ミストなどを吹き付けることで、第１領域のみを急冷することができる。冷却工程Ｓ１０２においては、第１領域以外の第２領域は、自然冷却により冷却して第１領域より高い温度の状態を維持する［図２の（ｂ）］。例えば、処理対象の鋼板の、第１領域以外の全域が、第２領域である。
　なお、冷却工程Ｓ１０２では、第１領域がマルテンサイト変態しない範囲で、最も低い温度となる状態に急冷することもできる。ただし、冷却工程Ｓ１０２では、第１領域がベイナイト変態する温度より高い状態となっていることが重要となる。鋼板を構成する鋼の種類によっても異なるが、例えば、冷却工程Ｓ１０２では、第１領域のみを５５０～６５０℃の範囲のいずれかの温度にまで急冷する。
　急速冷却を行うことで、フェライト相が生成する７５０℃以下まで瞬間的に温度が下がり、第１領域にオーステナイト→フェライト変態のきっかけが作られる。急速冷却しただけではフェライト変態しない。第１領域の急冷した状態を一定時間（数秒）維持することでオーステナイト→フェライト・パーライトへと組織が成長する。この、第１領域のみの急冷は、加熱工程を実施した加熱炉外で実施するため、第２領域が自然冷却される。この自然冷却により、第２領域が７５０℃より低い温度になると、フェライトが生成される。
　次に、再加熱工程Ｓ１０３で、鋼板を加熱して、第１領域以外の第２領域を再度オーステナイト状態とする、または第２領域のオーステナイト状態を維持する。再加熱工程Ｓ１０３では、鋼板の全域を均一に加熱することで、第２領域をオーステナイト状態とする。再加熱工程Ｓ１０３は、第１領域がオーステナイト状態とならない範囲の条件で鋼板を加熱する。例えば、第１領域を断熱材で覆うことで、上述した処理を実施することができる。断熱材の大きさを変えることで遷移領域の幅を調整することができる。冷却工程Ｓ１０２の処理で、第１領域の温度と第２領域の温度との間に差が形成されているので、鋼板の全域を均一に加熱しても、第２領域はオーステナイトとし、第１領域はオーステナイト状態とならないようにすることができる。
　また、冷却工程Ｓ１０２の処理を実施した後、再加熱工程Ｓ１０３を実施する段階で、第２領域のオーステナイト状態が維持されている場合、再加熱工程Ｓ１０３の加熱処理は、第２領域におけるオーステナイト状態を、後工程の熱間プレス成形でマルテンサイト変態をさせるために、維持するための処理となる。
　また、冷却工程Ｓ１０２の処理を実施した後、再加熱工程Ｓ１０３を実施する段階で、第２領域のオーステナイト状態が十分に維持され、直後に後工程の熱間プレス成形が実施できる場合、再加熱工程Ｓ１０３を実施せず、次の成形工程Ｓ１０４が実施できる。
　次に、成形工程Ｓ１０４で、オーステナイト状態となっていない第１領域とオーステナイト状態とされた第２領域とを有する鋼板を熱間プレス成形する。この熱間プレス成形においては、第２領域のみをマルテンサイト変態させる。
　次に、上述した成型方法における、鋼板に、オーステナイト状態となっていない第１領域と、第１領域以外の第２領域とを形成するための熱処理システムについて、図３を参照して説明する。この熱処理システムは、鋼板を熱間プレス成形して部分的に塑性変形させたい領域を形成するために、鋼板に、オーステナイト状態となっていない第１領域と、第１領域以外の第２領域とを形成するためのシステムでる。
　この熱処理システムは、加熱処理装置１０１、冷却処理装置１０２、再加熱処理装置１０３を備える。
　加熱処理装置１０１は、鋼板を加熱してオーステナイト状態とする。加熱処理装置１０１は、例えば、よく知られた加熱炉から構成することができる。加熱処理装置１０１は、鋼板の全域を均一に加熱する。
冷却処理装置１０２は、オーステナイト状態とした鋼板の設定した第１領域のみをマルテンサイト変態しない範囲の温度範囲で強制的に冷却する。冷却処理装置１０２は、第１領域を、フェライト・パーライト相が生成する温度に冷却する。冷却処理装置１０２は、加熱処理装置１０１の外部に配置され、第１領域のみをマルテンサイト変態しない範囲の温度範囲でフェライト・パーライト相が生成する温度に強制的に急冷し、第２領域は自然冷却される状態としてオーステナイトへ変態が開始する温度より低い温度とすることができる。冷却処理装置１０２は、第２領域は第１領域より高い温度の状態を維持する。
　再加熱処理装置１０３は、冷却処理装置１０２で処理された鋼板を加熱して、第２領域をオーステナイト状態とする、または第２領域のオーステナイト状態を維持する。再加熱処理装置１０３は、冷却処理装置１０２の直後に、鋼板を加熱して、第２領域をオーステナイト状態とすると共に、第１領域の急冷した状態を一定時間維持して、フェライト・パーライト相を成長させる。再加熱処理装置１０３は、第１領域がオーステナイト状態とならない範囲の条件で鋼板を加熱することができる。再加熱処理装置１０３は、例えば、よく知られた加熱炉から構成することができる。
　再加熱処理装置１０３は、例えば、図４に示すように、鋼板１４１に赤外線を照射する熱源１３１と、鋼板１４１の第１領域１５１を覆う第１カバー１３２，第２カバー１３３とを備える構成とすることができる。第１カバー１３２および第２カバー１３３は、鋼板１４１を挾むように配置される。また、第１カバー１３２および第２カバー１３３は、鋼板１４１の側が開放した箱体とされている。箱体とされている第１カバー１３２および第２カバー１３３の空間の大きさ（体積）により、熱源１３１からの入熱量と、鋼板１４１からの放熱量が調整可能である。
　熱源１３１は、例えば、赤外線ランプやセラミックヒータから構成することができる。第１カバー１３２は、熱源１３１の側で鋼板１４１を覆う。第１カバー１３２，第２カバー１３３は、所定の厚さの鋼板から構成することができる。熱源１３１、第１カバー１３２，第２カバー１３３は、例えば、密閉可能な処理炉１３５の内部に配置することができる。第１カバー１３２，第２カバー１３３は、処理炉１３５内で、図示していないが、支持構造により支持されている。
　さらに、第１カバー１３２は、赤外線が照射される面１３２ａに複数の貫通穴１３４が形成されている。このように複数の貫通穴１３４が形成された第１カバー１３２を用いることで、鋼板１４１の第２領域１５２は、オーステナイト状態となる温度に維持し、第１領域１５１は、オーステナイト状態とならない範囲（フェライト・パーライト相が生成する温度範囲）に維持することが、容易に実施できるようになる。貫通穴１３４の穴径、貫通穴１３４の数（面１３２ａにおける全ての貫通穴１３４の合計面積の割合）などの条件により、第１領域１５１と第２領域１５２との温度差を設定することができる。また、第１カバー１３２，第２カバー１３３は、取り外しができ、着脱可能であるため、繰り返し使用でき、かつメンテナンス性も高い。
　上述した実施の形態によれば、熱間プレス成形の結果、第２領域は、焼き入れされた状態となってマルテンサイトとなる。一方、第１領域は、焼きなましされた状態となり、組成変改しやすい部分となる。また、実施の形態によれば、成型体を型から離型する段階で、全域が低い温度となっているため、いわゆるスプリングバックなどの問題が発生しない。このように、実施の形態によれば、一部に焼き入れがなされない領域を備える成形が、熱間プレスにより正常に実施できるようになる。なお、冷却工程から再加熱工程にかけての低温側温度を、マルテンサイト変態が起きる近辺の温度の範囲で制御することで、ベイナイト相を含む組織変態をすることもできる。
　例えば、実施の形態によれば、熱間プレス成形により、第１領域は、引張強度７８０ＭＰａ以下、硬度２２０ＨＶ以下とし、第２領域は、引張強度１３００ＭＰａ以上、硬度４００ＨＶ以上とすることができる。また、第１領域と第２領域との間には、硬度が徐々に遷移する幅～５０ｍｍ程度の境界領域を形成することができる。
　前述したように、例えば、自動車部品においては、衝撃を受けたときに受けた衝撃が吸収される塑性変形する部分を設けるようにしている。第１領域は、この部分とするための領域である。第１領域を、フェライト・パーライト相が生成している状態とすることで、ベイナイトより柔らかく延性を持った状態とすることができる。このような状態となっている第１領域は、より変形しやすくなるので、予め変形部位を限定することができる。また、フェライト・パーライト相が生成している状態とすることで、延性が高い状態とすることができ、変形時に割れにくく伸びて粘るものとなる。
　上述したような、プレス前において各々温度の異なる２つの領域を形成するために、部分的に加熱することも考えられる。しかしながらこの場合、部分的に加熱するための設備が必要となり、設備が大がかりとなる懸念がある。これに対し、部分的に冷却する設備は、加熱の場合と異なり、大がかりな設備を必要とせず、コストの点で有利なものと考えられる。
　ところで、車輌を構成する部品に耐食性が必要とされる場合、加工した後、部品の表面へ防錆処理や金属被覆を施すことになる。この場合、表面清浄化工程や、表面処理工程が必要となり、生産性が低下する。このため、一般には、予め鋼板に被覆を施しておく。この被覆として、熱間プレスにおける加熱温度に対応させるために、アルミニウムによる被覆を施したアルミニウムメッキ鋼板が用いられている。
　この種のアルミニウムメッキ鋼板では、メッキの層と鋼板との間に形成されるアルミニウムと鉄との合金の層の拡大を抑制するために、シリコンが添加されたアルミニウムのメッキ層が用いられている。このように、めっき層を備える鋼板に対しても、上述した実施の形態に係る成型方法が適用可能である。成形された成型体は、例えば、自動車のドアのセンターピラーなどの部品として用いることができる。
　上述したようなアルミニウムメッキ鋼板に対し、熱間プレスにより一部に焼き入れがなされない領域を形成する場合、メッキ層における合金化の状態を制御することが重要となる。例えば、よく知られているように、メッキ層が全て合金化されていることが重要とされている。また、アルミニウムメッキ鋼板に対し、熱間プレスにより一部に焼き入れがなされない領域を形成する場合、溶接の接合強度にバラツキが発生していることが確認された。これは、メッキ層における合金化の状態にバラツキがあり、適切に合金化されていないメッキ層が存在するために、発生しているものと考えられる。このように、従来、メッキ層が形成された鋼板において一部に焼き入れがなされない領域を備える成形において、合金化されるメッキ層を、適切に形成することが容易ではないという問題がある。
　上述した問題を解消するために、表面にシリコンが添加されたアルミニウムのメッキ層を備える鋼板（Ａｌメッキ鋼板）においては、まず、図１に示した加熱工程Ｓ１０１において、この鋼板を加熱してオーステナイト状態とすると共に、メッキ層が全て合金化された状態とする。さらに、メッキ層の鋼板側に形成される拡散層の厚さは、１０μｍ以下の状態とする。拡散層は、鉄の組成比が鉄とアルミニウムとシリコンとの合金のγ相の鉄の組成比以上とされた層である。
　前述したように、オーステナイトへ変態が開始する温度Ａｃ３以上に加熱することで、鋼板をオーステナイト状態とすることができる。例えば、鋼板の全域を約９００℃に加熱することで、鋼板の全域をオーステナイト状態とすることができる。例えば、鋼材は、マンガンボロン鋼から構成され、８２３℃以上に加熱することで、オーステナイト状態とすることができる。
　また、Ａｌメッキ鋼板を、アルミニウムの融点（６６０℃）以上に加熱すると、アルミニウムメッキ層が溶融し、アルミニウム，鉄、および、シリコンが相互に拡散して、アルミニウム、鉄、およびシリコンの合金層（Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ合金層）が生成される。Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ合金層は、融点が高く、１１５０℃程度である。このため、メッキ層が全て合金化された状態となれば、加熱工程における加熱温度で溶融することはない。
　ここで、よく知られているように、アルミニウムのメッキ層に合金化されていないアルミニウムが残存すると、このアルミニウムの残存部位のみが急速に腐食し、例えば、塗装後に塗膜膨れが起こり易くなるなどの問題が発生する。また、熱間プレスした成形品において、所望の強度が得られないなどの問題が発生する。この、未合金の部分は、メッキ層の表面側に発生し易い。この未合金の部分の発生が、メッキ層における合金化の状態のバラツキの一因となる。このため、後述する熱間プレス成形された後の成形品においては、メッキ層が全て合金化されていることが重要となる。
　また、発明者らの鋭意の調査の結果、上述した合金層には、主に、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ合金のβ相（ＦｅＳｉＡｌ5）と、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ合金のγ相（ＦｅＳｉＡｌ3）と、ＦｅＡｌ3とが存在しているものと推定された。ＦｅＡｌ3の層は、鋼板の側の層であり、ＦｅＡｌ3の層に接する状態で、ＦｅＳｉＡｌ3の層が形成されていることが確認されている。ＦｅＡｌ3の層とこれに接するＦｅＡｌ3の層を合わせた部分、言い換えると、鉄の組成比が鉄とアルミニウムとシリコンとの合金のγ相の鉄の組成比以上とされた部分が、拡散層である。
　上述した拡散層は、厚すぎると、プレス成型後に実施される溶接の接合強度が低下し、形成されないと、プレス成形品における耐食性の問題が生じることが判明した。この拡散層の厚い部分の発生が、メッキ層における合金化の状態のバラツキの一因となる。発明者らの鋭意の検討の結果、この拡散層の厚さを１０μｍ以下とすることで、耐食性が十分に得られる状態で、上述した接合強度の低下が抑制できることが判明した。
　また、上述した拡散層は、加熱温度が７００℃であっても、加熱を継続すると生成し始めて成長していくこと、また、拡散層が生成する温度範囲において、温度が低い領域では、未合金の部分が存在していても、拡散層の成長が確認される。また、加熱処理における到達温度が高い条件ほど、短い処理時間で全てが合金化され、拡散層の生成開始が早く、成長速度が速い。また、例えば、メッキ層が全て合金化された段階で、加熱を停止して冷却を開始すると、７００℃に到達する前に、拡散層の成長が停止する。また、冷却（マルテンサイト変態しない範囲の温度範囲）した後、直ちに再加熱（オーステナイト状態にする温度）すると、この再加熱においては、８９０℃を超えると、拡散層の成長が始まる。
　したがって、Ａｌメッキ鋼板の場合、加熱工程Ｓ１０１では、鋼板がオーステナイト状態となる加熱温度条件において、メッキ層が全て合金化され、かつ、拡散層が１０μｍ以下の範囲で形成される処理時間とすることが重要となる。
　なお、Ａｌメッキ鋼板の場合であっても、冷却工程Ｓ１０２は、前述同様である。冷却工程Ｓ１０２では、オーステナイト状態とした鋼板の設定した第１領域のみをマルテンサイト変態しない範囲の温度範囲で強制的に冷却（急冷）する。マルテンサイトが生成し始める温度Ｍｓより高い温度の範囲で、強制的な冷却を実施する。この工程では、第１領域を、フェライト・パーライト相が生成する温度に急冷することが重要である。
　また、前述したように、冷却工程Ｓ１０２では、第１領域がマルテンサイト変態しない範囲で、最も低い温度となる状態に急冷することもできる。ただし、冷却工程Ｓ１０２では、第１領域がベイナイト変態する温度より高い状態となっていることが重要となる。鋼板を構成する鋼の種類によっても異なるが、例えば、冷却工程Ｓ１０２では、第１領域のみを５５０～６５０℃の範囲のいずれかの温度にまで急冷する。
　急速冷却を行うことで、フェライト相が生成する７５０℃以下まで瞬間的に温度が下がり、第１領域にオーステナイト→フェライト変態のきっかけが作られる。急速冷却しただけではフェライト変態しない。第１領域の急冷した状態を一定時間（数秒）維持することでオーステナイト→フェライト・パーライトへと組織が成長する。この、第１領域のみの急冷は、加熱工程を実施した加熱炉外で実施するため、第２領域が自然冷却される。この自然冷却により、第２領域が７５０℃より低い温度になると、フェライトが生成される。
　一方、上述した再加熱工程Ｓ１０３は、拡散層が成長しない範囲の条件で実施することが重要となる。温度条件と処理時間とにより拡散層の成長開始が異なる。例えば、温度が低くても、処理時間が長いと、拡散層の成長が始まる。一方、温度が高くても、処理時間が短い範囲では、拡散層の成長が始まらない。ここで、再加熱工程Ｓ１０３を実施する場合、第２領域をオーステナイト状態とする、または維持できる状態とすればよい。８２３℃以上に加熱すれば、オーステナイト状態とする、または維持することが可能である。この温度の下限条件を満たす中で、再加熱工程Ｓ１０３を実施する時間に合わせ、再加熱工程Ｓ１０３の温度条件を設定すればよい。例えば、実施時間が短い場合、より高い温度条件とすることができる。一方、実施時間が長くなる場合、温度条件を低く設定する。
　次に、成形工程Ｓ１０４で、オーステナイト状態となっていない第１領域とオーステナイト状態とされた第２領域とを有する鋼板を熱間プレス成形する。この熱間プレス成形においては、第２領域のみをマルテンサイト変態させる。
　上述したＡｌメッキ鋼板を対象とした熱処理システムについて説明する。この熱処理システムは、表面にシリコンが添加されたアルミニウムのメッキ層が形成された鋼板を熱間プレス成形して部分的に塑性変形させたい領域を形成するために、鋼板に、オーステナイト状態となっていない第１領域と、第１領域以外の第２領域とを形成するためのシステムである。
　この熱処理システムは、図３を用いて説明した加熱処理装置１０１を、次に示す構成とする。この場合の加熱処理装置１０１は、鋼板を加熱してオーステナイト状態とすると共に、メッキ層が全て合金化され、鉄の組成比が鉄とアルミニウムとシリコンとの合金のγ相の鉄の組成比以上とされ、メッキ層の鋼板側に形成される拡散層の厚さを１０μｍ以下にする。この場合の加熱処理装置１０１も、前述同様に、例えば、よく知られた加熱炉から構成することができる。加熱処理装置１０１は、鋼板の全域を均一に加熱する。冷却処理装置１０２、再加熱処理装置１０３は、前述同様である。
　上述した熱処理システムによれば、熱間プレス成形の結果、第２領域は、焼き入れされた状態となってマルテンサイトとなる。一方、第１領域は、焼きなましされた状態となり、組成変改し易い部分となる。また、実施の形態によれば、成型体を型から離型する段階で、全域が低い温度となっているため、いわゆるスプリングバックなどの問題が発生しない。このように、実施の形態によれば、一部に焼き入れがなされない領域を備える成形が、熱間プレスにより正常に実施できるようになる。また、メッキ層は全て合金化され、合金化されたメッキ層に形成される拡散層の厚さを１０μｍ以下とすることができる。なお、冷却工程から再加熱工程にかけての低温側温度を、マルテンサイト変態が起きる近辺の温度の範囲で制御することで、ベイナイト相を含む組織変態をすることもできる。
　Ａｌメッキ鋼板が処理対象の場合、合金化のための鋼板全域を加熱する処理は、必須の工程となる。この場合、部分的な加熱により部分的に焼き入れしない領域を設けるためには、全域を加熱した後、再度、部分的な加熱を実施することになる。この場合、加熱のための設備が、複数必要となり、コストの上昇を招くなどの問題がある。これに対し、上述した実施の形態に係る成型方法によれば、同一の加熱設備により、加熱工程および再加熱工程が実施できるため、コストの上昇を招くことがない。
　Ａｌメッキ鋼板を対象として、上述した実施の形態における成型方法により成型された成形品は、焼き入れ処理がされていない強度が７８０ＭＰａ以下の第１領域と、焼き入れ処理がされた強度が１３００ＭＰａ以上の第２領域とを備え、めっき層が全て合金化され、鉄の組成比が鉄とアルミニウムとシリコンとの合金のγ相の鉄の組成比以上とされ、めっき層と鋼板との間の鋼板側に形成される拡散層を備え、拡散層は、第１領域および第２領域を含めた全域に、厚さ１０μｍ以下で均一に形成されている。
　以上に説明したように、本発明によれば、加熱工程により鋼板をオーステナイト状態とした後、第１領域のみを強制的に冷却するので、一部に焼き入れがなされない領域を備える成形が、熱間プレスにより正常に実施できるようになる。
　また、本発明によれば、加熱工程において、メッキ層が全て合金化され、メッキ層の鋼板側に形成される拡散層の厚さを１０μｍ以下にするので、アルミニウムのメッキ層が形成された鋼板において一部に焼き入れがなされない領域を備える成形において、合金化されるメッキ層が、適切に形成できるようになる。
　アルミニウムのメッキ層が形成されている鋼板の熱間プレスの部分焼き分け技術において、製品の一部に焼き入れされていない部分を正常に作るためには、製造工程に加熱、冷却による温度制御が必要である。その状態で、最適な拡散層の厚さを制御することは困難であった。拡散層は、厚すぎると溶接の接合強度が低下し、形成されないと材料に耐食性の問題が生じる。このため、アルミニウムのメッキ層が形成されている鋼板を熱間プレスする場合、熱間プレスをする前に実施する加熱処理は、拡散層の厚さが、目的の品質が満たされる設定した状態となる重要となる。
　アルミニウムメッキ鋼板に対し、熱間プレスにより一部に焼き入れがなされない領域を形成する場合に、従来発生していた溶接の接合強度にバラツキは、適切に合金化されていないメッキ層が存在するために発生しているものと考えられる。これは、合金化されるメッキ層が適切に形成される条件が、明確になっていないためである。本発明により、合金化されるメッキ層が適切に形成される条件が明確になったことにより、上述したような問題が解消できる。
　なお、本発明は以上に説明した実施の形態に限定されるものではなく、本発明の技術的思想内で、当分野において通常の知識を有する者により、多くの変形および組み合わせが実施可能であることは明白である。
　１０１…加熱処理装置、１０２…冷却処理装置、１０３…再加熱処理装置。

Claims (13)

  1. 　鋼板を加熱してオーステナイト状態とする加熱工程と、
    　オーステナイト状態とした前記鋼板の設定した第１領域のみをマルテンサイト変態しない範囲の温度範囲で強制的に冷却する冷却工程と、
    　オーステナイト状態となっていない前記第１領域と、オーステナイト状態とされた、前記第１領域以外の第２領域とを有する前記鋼板を熱間プレス成形する成形工程と
    　を備える成型方法。
  2. 　請求項１記載の成型方法において、
    　前記冷却工程は、前記第１領域を、フェライト・パーライト相が生成する温度に冷却することを特徴とする成型方法。
  3. 　請求項１または２記載の成型方法において、
    　前記加熱工程は、前記鋼板の全域を均一に加熱することを特徴とする成型方法。
  4. 　請求項１～３のいずれか１項に記載の成型方法において、
    　前記冷却工程の後で、前記鋼板を加熱して、前記第２領域をオーステナイト状態とする、または前記第２領域のオーステナイト状態を維持する再加熱工程をさらに備え、
    　前記再加熱工程の後で、前記成形工程を実施することを特徴とする成型方法。
  5. 　請求項４記載の成型方法において、
    　前記冷却工程は、前記第２領域は、自然冷却により冷却して前記第１領域より高い温度の状態を維持し、
    　前記再加熱工程は、前記第１領域がオーステナイト状態とならない範囲の条件で前記鋼板を加熱し、
    　前記成形工程は、前記第２領域のみをマルテンサイト変態させる
    　ことを特徴とする成型方法。
  6. 　請求項１～５のいずれか１項に記載の成型方法において、
    　前記鋼板は、表面にアルミニウムから構成されためっき層が形成され、
    　前記加熱工程は、前記めっき層が全て合金化され、鉄の組成比が鉄とアルミニウムとシリコンとの合金のγ相の鉄の組成比以上とされ、前記めっき層と前記鋼板との間の前記鋼板側に形成される拡散層の厚さを１０μｍ以下にする
    　ことを特徴とする成型方法。
  7. 　請求項６記載の成型方法において、
    　前記成形工程は、
    　オーステナイト状態となっていない前記第１領域と、オーステナイト状態とされた前記第２領域とを有する前記鋼板を熱間プレス成形し、前記第１領域を焼き入れ処理がされていない強度が７８０ＭＰａ以下とし、前記第２領域を焼き入れ処理がされた強度が１３００ＭＰａ以上とし、
    　前記拡散層が、前記第１領域および前記第２領域を含めた全域に、厚さ１０μｍ以下で均一に形成された状態とする
    　ことを特徴とする成型方法。
  8. 　鋼板を熱間プレス成形して部分的に塑性変形させたい領域を形成するために、前記鋼板に、オーステナイト状態となっていない第１領域と、前記第１領域以外の第２領域とを形成するための熱処理システムであって、
    　前記鋼板を加熱してオーステナイト状態とする加熱処理装置と、
    　オーステナイト状態とした前記鋼板の設定した前記第１領域のみをマルテンサイト変態しない範囲の温度範囲で強制的に冷却する冷却処理装置と
    　を備えることを特徴とする熱処理システム。
  9. 　請求項８記載の熱処理システムにおいて、
    　表面にシリコンが添加されたアルミニウムのめっき層が形成された前記鋼板を熱間プレス成形して部分的に塑性変形させたい領域を形成するために、前記第１領域と前記第２領域とを形成するための熱処理システムであり、
    　前記加熱処理装置は、前記鋼板を加熱してオーステナイト状態とすると共に、前記めっき層が全て合金化され、鉄の組成比が鉄とアルミニウムとシリコンとの合金のγ相の鉄の組成比以上とされ、前記めっき層の前記鋼板側に形成される拡散層の厚さを１０μｍ以下にする
    　ことを特徴とする熱処理システム。
  10. 　請求項８または９記載の熱処理システムにおいて、
    　前記冷却処理装置で処理された前記鋼板を拡散層が成長しない条件で加熱して、前記第２領域をオーステナイト状態とする、または前記第２領域のオーステナイト状態を維持する再加熱処理装置をさらに備えることを特徴とする熱処理システム。
  11. 　請求項１０記載の熱処理システムにおいて、
    　前記再加熱処理装置は、
    　前記鋼板に赤外線を照射する熱源と、
    　前記鋼板の前記第１領域を覆うカバーと
    　を備え、
    　前記カバーは、前記赤外線が照射される面に複数の貫通穴が形成されている
    　ことを特徴とする熱処理システム。
  12. 　請求項１１記載の熱処理システムにおいて、
    　前記カバーは、前記鋼板の側が開放した箱体とされていることを特徴とする熱処理システム。
  13. 　表面にシリコンが添加されたアルミニウムのめっき層が形成された鋼板を成形した成形品であって、
    　焼き入れ処理がされていない強度が７８０ＭＰａ以下の第１領域と、
    　焼き入れ処理がされた強度が１３００ＭＰａ以上の第２領域と
    　を備え、
    　前記めっき層が全て合金化され、
    　鉄の組成比が鉄とアルミニウムとシリコンとの合金のγ相の鉄の組成比以上とされ、前記めっき層と前記鋼板との間の前記鋼板側に形成される拡散層を備え、
    　前記拡散層は、前記第１領域および前記第２領域を含めた全域に、厚さ１０μｍ以下で均一に形成されている
    　ことを特徴とする成形品。
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Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20120110962A (ko) * 2011-03-31 2012-10-10 주식회사 포스코 이종 강도 영역을 갖는 열간 성형품 및 그 제조방법
WO2013137308A1 (ja) * 2012-03-13 2013-09-19 株式会社アステア 鋼板部材の強化方法
JP2018012113A (ja) 2016-07-19 2018-01-25 東亜工業株式会社 熱間プレス装置、熱間プレス方法及び自動車車体部品の製造方法
JP2019013936A (ja) * 2017-07-04 2019-01-31 東亜工業株式会社 プレス成形品の製造方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE10208216C1 (de) * 2002-02-26 2003-03-27 Benteler Automobiltechnik Gmbh Verfahren zur Herstellung eines metallischen Bauteils
DE102010010156A1 (de) * 2010-03-04 2011-09-08 Kirchhoff Automotive Deutschland Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Formteiles mit mindestens zwei Gefügebereichen unterschiedlicher Duktilität
ES2828179T3 (es) * 2014-01-23 2021-05-25 Schwartz Gmbh Procedimiento de tratamiento térmico

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20120110962A (ko) * 2011-03-31 2012-10-10 주식회사 포스코 이종 강도 영역을 갖는 열간 성형품 및 그 제조방법
WO2013137308A1 (ja) * 2012-03-13 2013-09-19 株式会社アステア 鋼板部材の強化方法
JP2018012113A (ja) 2016-07-19 2018-01-25 東亜工業株式会社 熱間プレス装置、熱間プレス方法及び自動車車体部品の製造方法
JP2019013936A (ja) * 2017-07-04 2019-01-31 東亜工業株式会社 プレス成形品の製造方法

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