热压成型品的制造方法及热压成型品与流程

本发明涉及热压成型品及其制造方法，特别涉及下述热压成型品的制造方法，所述制造方法为将已预先加热的表面处理钢板冲压成形时，在赋予形状的同时进行淬火，从而可得到规定强度(拉伸强度：1180MPa级以上)的热压成型品的制造方法。

此外，本发明涉及按照上述的热压成型品的制造方法制造的热压成型品。

背景技术：

近年来，开始要求汽车部件的高强度化、薄壁化。因此，正在推进汽车部件中使用的钢板的高强度化，然而随着高强度化，冲压加工性下降，难以将钢板加工成期望的部件形状。

作为解决上述问题的技术，已知有如下技术：使用模具将加热至高温的原材料钢板热压成形为期望的形状，同时在模具内进行散热淬火，从而使热压成形后得到的构件高强度化。

例如在专利文献1中提出了如下技术：在对加热至900℃左右的奥氏体单相区的坯板(钢板)实施热压成形而制造规定形状的构件时，热压成形的同时在模具内进行淬火，由此实现构件的高强度化。

然而，专利文献1中提出的技术存在如下问题：在冲压成形前将钢板加热至900℃左右的高温时，在钢板表面生成氧化皮(oxided scale)(铁氧化物)，该氧化层在热压成形时发生剥离而使模具损伤、或者使热压成形后的构件表面损伤。此外，在构件表面残留的氧化层还导致外观不良、涂装粘附性下降。因此，通常进行酸洗、喷丸等处理来除去构件表面的氧化层，但这些处理会导致生产率的降低。另外，汽车的悬架构件、车身结构构件等也需要优良的耐腐蚀性，但对于专利文献1中提出的技术而言，在原材料钢板上没有设置镀层等防锈被膜。因此，按照该技术而得到的热压成形构件的耐腐蚀性不充分。

由于上述的理由，期望下述的热压成形技术：在热压成形前的加热时可抑制氧化层的生成、同时可使热压成形后的构件的耐腐蚀性提高。针对上述期望，提出了在表面设置有镀层等被膜的表面处理钢板或使用了表面处理钢板的热压成形方法。

例如，在专利文献2中提出了如下技术：将被Zn(锌)或Zn基合金镀覆的钢板加热至700～1200℃，然后进行热压成形，由此制成在表面具备Zn-Fe基化合物或Zn-Fe-Al基化合物的热压成形构件。此外，在专利文献2中记载了：通过使用被Zn或Zn基合金镀覆的钢板，能够在热压成形前的加热时抑制成为问题的钢板表面的氧化，而且可以得到耐腐蚀性优异的热压成形构件。

利用专利文献2中提出的技术，热压成形构件表面的氧化皮的生成在一定程度上被抑制。但是，有时会引起因镀层中的Zn导致的液态金属脆化裂纹，有时会在热压成形构件的表层部产生深度100μm左右的裂纹。若产生这样的裂纹，则会引起热压成形构件的耐疲劳特性下降等各种问题。

针对这样的问题，在专利文献3中提出了下述方法：将上述表面处理钢板(在基体钢板表面形成有Zn-Fe系镀层的表面处理钢板)加热至基体钢板的Ac₁相变点以上950℃以下的温度，将表面处理钢板冷却至镀层的凝固点以下的温度后，开始冲压成形。并且，专利文献3中记载了：将表面处理钢板冷却至镀层的凝固点以下的温度后开始冲压成形，由此可抑制液态金属脆化裂纹。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：英国专利第1490535号公报

专利文献2：日本专利第3663145号

专利文献3：日本特开2013-91099号公报

技术实现要素：

发明要解决的课题

认为若利用专利文献3中提出的技术，则可抑制液态金属脆化裂纹，即可抑制产生于热压成形构件的表面、从镀层-基体钢板(钢基)界面向基体钢板内部方向的深度为100μm左右、在裂纹部的界面可检出Zn的裂纹(以下，称为“宏观裂纹(macro-cracks)”)。

针对这样的宏观裂纹的抑制，本申请发明人研究了使用Zn中含有9～25％左右的Ni的Zn-Ni合金镀层作为高熔点的镀层。对于Zn-Ni合金镀层的耐腐蚀性确保而言，必须使Zn-Ni合金为γ相，Zn-Ni合金的平衡状态图中存在的γ相熔点与通常的Zn系镀层相比非常高、为860℃以上，从而即使是通常的冲压条件也可抑制宏观裂纹的产生。

然而，已知在热压成形构件的表面，产生的不是上述的宏观裂纹，而是从镀层-基体钢板界面向基体钢板内部方向的深度为约30μm以下、在裂纹部的界面不能检出Zn的微小裂纹。该微小裂纹称为微裂纹(micro-cracks)，其贯通镀层-基体钢板界面并到达至基体钢板的内部，对热压成形构件的诸特性(耐疲劳特性等)造成不良影响。

在例如将帽形截面构件冲压成形时在冲模肩圆弧部的冲头接触侧这样的仅产生拉伸变形的部分也会产生宏观裂纹。而另一方面，微裂纹在这样的部分中不产生，在纵壁部的冲模接触侧那样的(弯曲)压缩后(弯曲恢复)受到拉伸变形的地方产生。因此，推测对于宏观裂纹和微裂纹而言，其产生的机制不同。

从这个方面考虑，对于专利文献3的技术而言，针对形成有Zn-Fe系镀层的表面处理钢板，可抑制宏观裂纹的产生，但是针对形成有Zn-Ni镀层的表面处理钢板中的微裂纹还没有任何考虑，不能说对微裂纹产生抑制一定有效。

此外，专利文献3中提出的技术中，提出以将表面处理钢板整体冷却至镀层的凝固点以下的温度的状态进行冲压成形，但并未示出开始冲压成形的温度的下限值。因此，可能因冲压成形温度的降低而引起冲压成形时的钢板的强度上升，存在形状冻结性(shape fixability)(回弹等微小、可维持在成形下止点的形状的性质)下降，从而易引起回弹(spring back)的问题。

本发明是为了解决所述问题而完成的，其目的在于提供下述的热压成型品的制造方法：对形成有Zn-Ni系镀层的表面处理钢板实施热压而制造热压成型品时，抑制热压成形时的形状冻结性的下降，同时抑制微裂纹的产生。此外，本发明目的在于提供按照上述的热压成型品的制造方法而制造的热压成型品。

用于解决课题的手段

本申请发明人首先对抑制将Zn系镀敷钢板热压成形时成为问题的微裂纹(微小裂纹)的方法进行了研究。

微裂纹的生成机制还不明确，但通过以镀层凝固点以下的高温将Zn系的镀敷钢板冲压成形，会在镀敷钢板的表面产生微小裂纹。此外，即时在将Zn-Ni镀敷钢板冲压成形的情况下，也产生同样的微小裂纹。并且，该微小裂纹为从镀层-基体钢板界面的深度为30μm左右的微小的裂纹，其贯通镀层-基体钢板界面到达基体钢板内部。

针对上述的问题，本申请发明人进行了各种研究的结果发现：通过降低热压成形时的钢板温度可抑制微裂纹。另外，还得到了下述效果：通过上述那样的冲压成形时的钢板温度的降低，大幅地降低了现有的热压用镀敷钢板中成为问题的对模具的镀层附着量。

然而，若降低冲压成形时的钢板温度，则由于钢板的强度上升，因此引起形状冻结性的下降，不能发挥热压成形时的优点。

因此，本申请发明人想到是否可以：在冲压成形时，仅将承受会产生微裂纹的加工的部分进行冷却，然后热压成形。并且，对产生上述微裂纹的加工是怎样的加工、承受该加工的部分是怎样的部分进行了研究。

首先，对产生微裂纹的加工进行研究时，反复研究了加工形变对微裂纹的产生带来的影响。其结果发现：仅拉伸、压缩变形、弯曲变形时不产生微裂纹，一旦弯曲了的部分被再次拉伸，就在受到弯曲-弯曲恢复变形的部分产生微裂纹。

从这个方面考虑，上述那样的加工有限定为特定部位的情形，也有根据成型品的形状、承受产生微裂纹的加工的部位广泛遍及钢板的情形。

因此，对不限定作为被加工构件的钢板的特定部位就能抑制微裂纹的产生的方法进行了研究。其结果发现：通过用与表面处理钢板的接触面为平面的冷却用模具夹持已加热的表面处理钢板，以100℃/s以上的冷却速度将表面处理钢板冷却至550℃以下410℃以上的温度，另外在冷却后5秒以内且表面处理钢板的温度为550℃以下400℃以上的范围内，使用冲压成形模具，开始表面处理钢板的冲压成形，由此在最终得到的冲压成型品的表里面整个面范围抑制微裂纹的产生，同时也可抑制形状精度不良。

认为关于可通过冷却用模具的冷却来抑制形状精度不良的理由如下所述。

即，作为帽型构件的代表性的形状精度不良，可举出夹持弯曲的脊线的2个面所成的夹角相对于模具角度而变大的角度变化、和纵壁部的平面变成具有曲率的面的壁面翘曲。这些均是由板厚方向的应力分布差产生的，加工时的钢板的流动应力越高，应力分布差越扩大，形状精度下降。即，热压成形中，冲压成形温度越低，钢板的冲压成形时的流动应力越高，形状精度下降。虽然考虑了冷却导致的冲压成形时的钢板的温度降低、形状精度下降，但通过以100℃/s以上的冷却速度冷却至550℃以下410℃以上的温度，在冷却后5秒以内且钢板温度为550℃以下400℃以上的范围内开始冲压成形，则几乎没有发现形状精度的下降。

认为其理由如下所述：利用冷却用模具将加热后的钢板急冷，并在钢板温度为550℃以下400℃以上的范围内进行冲压成形时，冲压成形时的钢板组织为奥氏体，冲压成形后奥氏体相变成马氏体，从而冲压成形时施加的应力被缓和。

另一方面，认为：若不将加热后的钢板进行急冷地使冲压成形开始温度降低，则由于在冲压成形开始前产生铁素体、贝氏体，因此强度降低的同时产生上述的角度变化。

此外，认为：冲压成形开始时的钢板温度低于400℃时，由于冲压成形开始前已经开始马氏体相变，再加上钢板强度的增加，因此冲压成形时施加的应力导致产生上述的壁面翘曲。

本发明是基于如上所述的见解完成的，具体而言具备以下的构成。

(1)热压成型品的制造方法，所述制造方法为对在基体钢板的表面形成有Zn-Ni镀层的表面处理钢板实施热压来制造热压成型品的热压成型品的制造方法，所述制造方法包括如下工序：

将上述表面处理钢板加热至Ac₃相变点以上、1000℃以下的温度范围；

利用与上述表面处理钢板的接触面为平面的冷却用模具夹持上述已加热的表面处理钢板，由此以100℃/s以上的冷却速度将上述表面处理钢板冷却至550℃以下410℃以上的温度；

在上述冷却后5秒以内，且上述表面处理钢板的温度为550℃以下400℃以上的范围内，使用冲压成形模具开始上述表面处理钢板的冲压成形，得到成形体；

利用上述冲压成形模具夹持着上述成形体并将其直接保持在成形下止点，对上述成形体进行淬火，得到热压成型品。

(2)上述1所述的热压成型品的制造方法，其中，上述表面处理钢板中的Zn-Ni镀层中的Ni含量为9质量％以上25质量％以下。

(3)热压成型品，所述热压成型品是利用上述1或2所述的方法制造的。

发明的效果

由于根据本发明，将表面处理钢板作为原材料，可得到在表里面整个面不产生微裂纹的、成型品的硬度也充分的、没有大幅度的成形载荷的增加的、也没有形状冻结性的问题的热压成型品，因此可使用高强度的表面处理钢板来制造成为各种制品形状的汽车部件等。

附图说明

[图1]为本发明的一实施方式涉及的热压成型品的制造方法的说明图。

[图2]为示出金属组织与温度、冷却时间的关系的示意图(其一)。

[图3]为示出金属组织与温度、冷却时间的关系的示意图(其二)。

[图4]为本发明的一实施方式中的用于实验的试验片的说明图。

[图5]为本发明的一实施方式中的实验结果的说明图，为示出试验片的温度变化的曲线图。

[图6]为将图5的横轴的一部分放大显示的图。

[图7]为示出一实施方式中的实验结果的图，为冲压成型品的纵壁部的SEM图像。

[图8]为示出一实施方式中的实验结果的图，为示出冲压成形开始温度与冲压成形载荷的关系的图。

[图9]为示出一实施方式中的实验结果的图，为示出冲压成形开始温度与开口量的关系的图。

[图10]为本发明的一实施方式中的成形方法的说明图。

[图11]为实施例中冲压成形的冲压成型品的说明图。

[图12]为实施例中进行验证的微裂纹的说明图。

[图13]为实施例中进行验证的开口量的说明图。

具体实施方式

如图1所示，本发明的一实施方式涉及的热压成型品的制造方法为对在基体钢板的表面形成有Zn-Ni镀层的表面处理钢板1实施热压来制造热压成型品的热压成型品的制造方法，其具备下述工序：加热工序，其将表面处理钢板1加热至Ac₃相变点以上、1000℃以下的温度范围(未图示)；冷却工序(S1)，其利用与表面处理钢板1的接触面为平面的冷却用模具3夹持已加热的表面处理钢板1，由此以100℃/s以上的冷却速度将表面处理钢板1冷却至550℃以下410℃以上的温度；冲压成形工序(S2)，其在冷却后5秒以内，且在表面处理钢板1的温度为550℃以下400℃以上的范围内，使用冲压成形模具11开始表面处理钢板1的冲压成形，得到成形体1′；淬火工序(S3)，其利用冲压成形模具11夹持着成形体1′并将其直接保持在成形下止点，对成形体1′进行淬火，得到热压成型品。

以下，针对热压成型品的原材料、加热工序、冷却工序(S1)、冲压成形工序(S2)、淬火工序(S3)详细地进行说明。

＜热压成型品的原材料＞

作为热压成型品的原材料，使用在基体钢板的表面设置有Zn-Ni镀层的表面处理钢板。通过在基体钢板表面设置Zn-Ni镀层，可确保热压成形后的构件的耐腐蚀性。

在基体钢板表面形成Zn-Ni镀层的方法没有特别限定，可以是热浸镀、电镀等任意的方法。镀层的附着量优选设定为每单面10g/m²以上90g/m²以下。

此外，优选使镀层中的Ni含量设定为9质量％以上25质量％以下。利用电镀法将Zn-Ni镀层形成于基体钢板表面时，通过使镀层中的Ni含量为9质量％以上25质量％以下，可形成具有Ni₂Zn₁₁、NiZn₃、Ni₅Zn₂₁中任一种的结晶结构的γ相。因为该γ相熔点高，因此在热压成形前的表面处理钢板加热时，在抑制所担忧的镀层的蒸发方面是有利的。此外，对在高温的热压成形时成为问题的液态金属脆化裂纹的抑制也是有利的。

＜加热工序＞

将表面处理钢板1加热至Ac₃相变点以上、1000℃以下的温度范围。若表面处理钢板1的加热温度低于Ac₃相变点，则由于加热时不能得到恰当量的奥氏体，且冲压成形时存在铁素体，因此热压成形后难以得到充分的强度、难以确保良好的形状冻结性。另一方面，若表面处理钢板1的加热温度超过1000℃，则由于镀层的蒸发或表层部中的氧化物的过度生成，而导致耐氧化性或热压成型品的耐腐蚀性下降。因此，加热温度为Ac₃相变点以上1000℃以下。更优选为(Ac₃相变点+30℃)以上950℃以下。表面处理钢板1的加热方法没有特别限定，可以是利用电炉或感应加热炉、直接通电加热炉的加热等任意的方法。

＜冷却工序＞

冷却工序(S1)是利用冷却用模具3夹持已加热的表面处理钢板1，以100℃/s以上的冷却速度将其冷却至550℃以下410℃以上的温度的工序。

如图1所示，冷却用模具3具有与表面处理钢板1的接触面为平面状的上模具5和下模具7，下模具7中设置有伸缩式的升降销(lifter pin)9。加热后的表面处理钢板1被载置于升降销9上，其后通过上模具5和下模具7夹持从而被冷却。

此外，如图1所示，用冷却用模具3夹持已加热的表面处理钢板1时，基本上用冷却用模具3夹持表面处理钢板1的表里面整个面即可，但针对在制成最终制品前被切边的部分，也可为该部分从冷却用模具3露出的方式。由此，即使承受产生微裂纹这样的加工的部分、即承受弯曲-弯曲恢复变形的部分广泛遍及作为被加工材的表面处理钢板1的情况下，也能在最终得到的冲压成型品的表里面整个面的范围抑制微裂纹的产生。

需要说明的是，作为将加热后的表面处理钢板1用冷却用模具3夹持的时机，优选为没有Zn-Ni镀层附着于模具的危险性的800℃以下，从热压成形后的强度确保观点考虑优选为670℃以上。此外，冷却用模具3可以抵接于表面处理钢板1的一个侧面来进行冷却。

这里，将冷却速度设定为100℃/s以上是为了无需成本上升就能成为马氏体单相组织从而实现高强度化。

对这一点进一步详细地进行说明。

图2为示出使用冲压成形模具将钢板热压成形时的一般的金属组织与温度、冷却时间的关系的示意图。图2(a)示出了冲压成形开始温度高的情形，该情况下，冲压成形开始后，通过对模具的散热而急冷，变成马氏体单相组织。

另一方面，如图2(b)所示，冲压成形开始温度低时，冲压成形开始前生成铁素体、贝氏体，冲压成形后的冲压成型品的强度降低。

这样，若单独只降低冲压成形开始温度，则变成图2(b)的方式。

另一方面，如图3的虚线的曲线所示，本发明中，通过采用在冲压成形开始前可急冷的冷却工序，虽然降低了成形开始温度，但可形成马氏体单相组织。

需要说明的是，冷却速度的上限通常为500℃/s左右。

此外，将该冷却工序中的冷却停止温度设定为550℃以下是由于：若超过550℃，则冷却不充分，在热压成形后生成微裂纹。优选为500℃以下。另一方面，将冷却停止温度的下限值设定为410℃是由于：若低于410℃，则冲压成形前表面处理钢板1过度冷却，冲压成形后的形状冻结性下降。优选为430℃以上。

该冷却工序中的冷却速度及冷却停止温度可通过例如，利用冷却用模具3来保持表面处理钢板1的时间来控制(参照图1)。此外，利用冷却用模具3夹持表面处理钢板1导致的表面处理钢板1的温度变化可通过下述方式求出：向图4所示的钢板中插入的铠装热电偶(sheath type thermocouple)19，测定表面处理钢板1的温度，由此求出表面处理钢板1的温度变化。图5为示出该结果的一个例子的曲线图，纵轴表示温度(℃)，横轴表示时间(s)。此外，图6为将图5中的虚线包围的部分的横轴放大显示的曲线图。如图6所示，冷却用模具导致的冷却时的温度变化为约160℃/s，可知其可急冷。

此外，作为一实施方式中的实验，对冷却用模具中的保持时间(尤其是冷却用模具产生的冷却停止温度)和下文所述的冲压成形开始温度进行各种变化，制作冲压成型品，并进行下述的评价。作为评价项目，有对冲压成型品的纵壁部的截面进行观察来确认微裂纹的有无、确认成型品的硬度、确认冲压成形载荷、确认成型品的帽形开口部的开口量(在成形后，脱模后的开口部的宽度尺寸与模具形状的成型品宽度的差)来确认形状冻结性。

图7为对冷却用模具中的冷却时间(冷却用模具产生的冷却停止温度)及冲压成形开始温度进行各种变化时，冲压成型品的纵壁部的与冲模13接触一侧的表层的截面的SEM图像。由图7可知，冷却用模具中的冷却时间为0.9s以上(冲压成形开始温度550℃以下)时，基体钢板中观察不到微裂纹。此外，确认了在所有的条件下，均Hv＞450，无淬火性的下降。

图8为示出冲压成形开始温度与冲压成形载荷的关系的图，纵轴为冲压成形载荷(kN)、横轴为冲压成形开始温度(℃)。如图8所示，可知：随着冲压成形前的冷却用模具中的冷却导致的冲压成形开始温度的降低，冲压成形载荷增加，但在无微裂纹的产生的550℃左右的温度下，为与软钢(270D、冷拉拔成形)同等级别的冲压成形载荷，没有问题。

图9为示出冲压成形开始温度与开口量的关系的图，纵轴为成型品的开口量(mm)、横轴为冲压成形开始温度(℃)。如图9所示，随着冲压成形前的冷却用模具中的冷却导致的冲压成形开始温度的降低，开口量增大，示出了形状冻结性下降的倾向，但认为冲压成形开始温度在400℃以上几乎无形状冻结性的下降。

由以上的结果可知：使用规定的冷却用模具，以100℃/s以上的冷却速度将表面处理钢板冷却至550℃以下410℃以上的温度，进一步如下文所述地在冷却后5秒以内，且以550℃以下400℃以上的温度开始冲压成形，由此可不增加冲压成形载荷地制造无微裂纹的产生的、具有充分的硬度和形状冻结性的冲压成型品。

＜冲压成形工序＞

冲压成形工序(S2)为将表面处理钢板1冲压成形为制品形状的工序。冲压成形工序是在冷却工序之后利用冲压成形模具11进行的。如图1所示，冲压成形模具11具备冲模13和冲头17。并且，通过用冲模13和冲头17夹持表面处理钢板1来进行冲压成形，由此制成成形体1′。

如上所述，冷却工序中，使用冷却用模具3以100℃/s以上的冷却速度将表面处理钢板1冷却至550℃以下410℃以上的温度，接着将表面处理钢板1从冷却用模具3中抽出，以550℃以下400℃以上的温度开始冲压成形，由此可不增加冲压成形载荷地制造无微裂纹的产生的、具有充分的硬度和形状冻结性的冲压成型品。

此外，冷却工序之后，在5秒以内开始冲压成形工序是由于：若冷却后至开始冲压成形的时间超过5秒，则在冲压成形开始前引起铁素体、贝氏体等的生成，不能得到马氏体单相组织，冲压成型品的硬度变得不充分。冷却后至冲压成形开始的时间优选为3秒以内。需要说明的是，关于下限没有特别限定，通常优选设定为1秒以上。

关于冲压成形方法没有特别限定。如图10(a)所示，可以是利用冲模13和压料板(blank holder)15夹持表面处理钢板1直接进行成形的拉拔成形，或者如图10(b)所示，可以是将压料板15下降或不使用压料板15而进行成形的碰撞成形(crash forming)等。从抑制微裂纹的观点考虑，更优选冲压成型品的纵壁部的加工程度小的碰撞成形。

＜淬火工序＞

淬火工序(S3)为在冲压成形后保持利用冲压成形模具11夹持着成形体1′的状态对成形体1′进行淬火，得到热压成型品的工序。冲压成形后，为了利用冲压成形模具11对成形体1′进行淬火，在冲压成形后，在成形下止点下停止滑动。虽然停止时间根据模具产生的散热量而不同，但优选为3秒以上。虽然关于停止时间的上限没有特别限定，但从生产性的观点考虑，优选为20秒以下。

需要说明的是，对于在模具内保持规定时间而使基体钢板为淬火组织而言，例如可以使用具有以下成分组成的热轧钢板或冷轧钢板，即，以质量％计含有C：0.15％以上0.50％以下、Si：0.05％以上2.00％以下、Mn：0.50％以上3.00％以下、P：0.10％以下、S：0.050％以下、Al：0.10％以下、N：0.010％以下、剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成。以下对该成分组成进行说明。在此，只要没有特别说明，表示成分的含量的“％”是指“质量％”。

《C：0.15％以上0.50％以下》

C是使钢的强度提高的元素，为了实现热压成型品的高强度化，其量优选为0.15％以上。另一方面，若C量超过0.50％，则热压成型品的焊接性、原材料(基体钢板)的冲切(blanking)性显著下降。因此，C含量优选为0.15％以上0.50％以下，更优选为0.20％以上0.40％以下。

《Si：0.05％以上2.00％以下》

Si与C同样是使钢的强度提高的元素，为了热压成型品的高强度化，其量优选为0.05％以上。另一方面，若Si量超过2.00％，则制造基体钢板时，热轧时被称为红锈的表面缺陷的产生显著增大。因此，Si含量优选为0.05％以上2.00％以下，更优选为0.10％以上1.50％以下。

《Mn：0.50％以上3.00％》

Mn是提高钢的淬透性的元素，对于在热压成形后的冷却过程中抑制基体钢板的铁素体相变、使淬透性提高而言是有效的元素。此外，Mn具有使钢的Ac₃相变点降低的作用，因此对于使热压成形前的表面处理钢板1的加热温度低温化而言是有效的元素。为了表现出这样的效果，优选Mn含量为0.50％以上。另一方面，若Mn量超过3.00％，则Mn发生偏析，基体钢板及热压成形构件的特性的均匀性下降。因此，Mn含量优选为0.50％以上3.00％以下，更优选为0.75％以上2.50％以下。

《P：0.10％以下》

若P含量超过0.10％，则P向晶界偏析，基体钢板及热压成形构件的低温韧性下降。因此，P含量优选为0.10％以下、更优选为0.01％以下。但是，过度的P降低会引起制钢工序中的成本的增加。因此，P优选为0.003％以上。

《S：0.050％以下》

S是与Mn结合形成粗大的硫化物并引起钢的延展性下降的元素。因此，S含量优选尽可能地降低，但可以允许至0.050％为止。因此，S含量优选为0.050％以下、更优选为0.010％以下。但是，过度的S降低会引起制钢工序中的脱硫成本的增加。因此，S优选为0.0005％以上。

《Al：0.10％以下》

若Al含量超过0.10％，则引起氧化物系夹杂物的增加，钢的延展性下降。因此，Al含量优选为0.10％以下、更优选为0.07％以下。但是，Al具有作为脱氧剂的作用，从提高钢的洁净度的观点考虑，其含量优选为0.01％以上。

《N：0.010％以下》

若N含量超过0.010％，则在基体钢板中形成AlN等氮化物，引起热压成形时的成形性的下降。因此，N含量优选为0.010％以下，更优选为0.005％以下。但是，过度的N降低引起制钢工序中的成本的增加。因此，N优选为0.001％以上。

以上是本发明的制造方法中作为原材料使用的基体钢板的优选的基本成分，但该基体钢板也可以根据需要进一步含有以下的元素中的一种以上。

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

Cr、V、Mo、Ni均是对于提高钢的淬透性而言有效的元素。该效果在上述任一种元素的情况下均可通过使含量为0.01％以上而得到。然而，Cr、V、Mo、Ni均是若含量超过0.50％，则上述效果饱和，导致成本升高。因此，含有Cr、V、Mo、Ni中的一种以上的情况下，优选各自含量为0.01％以上0.50％以下，更优选0.10％以上0.40％以下。

Ti：0.01％以上0.20％以下

Ti对钢的强化是有效的。由Ti产生的强度提高效果可通过使其含量为0.01％以上而得到，因此只要在本发明规定的范围内，就可用于钢的强化。然而，若Ti含量超过0.20％，则其效果饱和，导致成本升高。因此，在含有Ti的情况下，优选为0.01％以上0.20％以下，更优选为0.01％以上0.05％以下。

Nb：0.01％以上0.10％以下

Nb对钢的强化也是有效的。由Nb产生的强度提高效果可通过其含量为0.01％以上而得到，因此只要在本发明规定的范围内，就可用于钢的强化。然而，若Nb含量超过0.10％，则其效果饱和，导致成本升高。因此，在含有Nb的情况下，优选为0.01％以上0.10％以下，更优选为0.01％以上0.05％以下。

B：0.0002％以上0.0050％以下

B为提高钢的淬透性的元素，对于在热压成形后基体钢板被冷却时，抑制自奥氏体晶界生成铁素体、得到淬火组织而言是有效的元素。其效果可通过B含量为0.0002％以上而得到，若B含量超过0.0050％，则其效果饱和，导致成本升高。因此，在含有B的情况下，其含量优选为0.0002％以上0.0050％以下。更优选为0.0005％以上0.0030％以下。

Sb：0.003％以上0.030％以下

Sb具有在从热压成形前对钢板进行加热至通过热压成形的一系列处理对钢板进行冷却为止的期间内，抑制在基体钢板表层部产生的脱碳层的效果。为了表现出这样的效果，Sb含量优选为0.003％以上。然而，若Sb含量超过0.030％，则在基体钢板制造时引起轧制载荷的增大，生产率可能下降。因此，在含有Sb的情况下，其含量优选为0.003％以上0.030％以下，更优选为0.005％以上0.010％以下。

需要说明的是，上述成分以外的成分(剩余部分)为Fe及不可避免的杂质。

本发明中用作热压成形构件的原材料的表面处理钢板1的制造条件没有特别限制。基体钢板的制造条件没有特别限定，例如，可以将具有规定的成分组成的热轧钢板(酸洗钢板)或通过对热轧钢板实施冷轧而得到的冷轧钢板作为基体钢板。

此外，在基体钢板的表面形成Zn-Ni镀层从而制成表面处理钢板1时的条件也没有特别限定。使用热轧钢板(酸洗钢板)作为基体钢板时，通过对热轧钢板(酸洗钢板)实施Zn-Ni镀层处理，可制成表面处理钢板1。

另一方面，使用冷轧钢板作为基体钢板时，可通过在冷轧后直接实施Zn-Ni镀层处理、或进行退火处理后实施Zn-Ni镀层处理，由此制作表面处理钢板1。

此外，在基体钢板表面形成Zn-Ni镀层的情况下，可通过例如下述方式形成Zn-Ni镀层：将基体钢板脱脂、酸洗，然后在含有100g/L以上400g/L以下的硫酸镍六水合物、10g/L以上400g/L以下的七水合硫酸锌的pH为1.0以上3.0以下、浴温为30℃以上70℃以下的镀浴中，以10A/dm²以上150A/dm²以下的电流密度进行电镀处理，由此形成Zn-Ni镀层。

需要说明的是，使用冷轧钢板作为基体钢板时，也可在上述脱脂、酸洗之前对冷轧钢板实施退火处理。对于镀层中的Ni含量而言，通过在上述的范围内对七水合硫酸锌的浓度、电流密度进行适宜调节，可形成期望的Ni含量(例如，9质量％以上25质量％以下)。此外，对于Zn-Ni镀层的附着量而言，可通过调整通电时间，形成期望的附着量(例如，每单面10g/m²以上90g/m²以下)。

实施例

进行了对本发明涉及的热压成型品的制造方法的效果进行确认的实验，以下对其进行说明。

将具有表1所示的成分的钢熔炼制成铸片，将该铸片加热至1200℃，以870℃的精轧结束温度实施热轧，然后于600℃进行卷绕，制成热轧钢板。

[表1]

接着，对该热轧钢板进行酸洗，然后以50％的压下率进行冷轧，制成板厚1.6mm的冷轧钢板。表1中记载的Ac₃相变点是由以下的(1)式算出的(参考William C.Leslie著、幸田成康监译、熊井浩、野田龙彦译、“莱斯利钢铁材料学”、丸善株式会社、1985年、p.273)。

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

需要说明的是，(1)式中，[C]、[Si]、[Mn]、[P]、[Al]为各元素(C、Si、Mn、P、Al)的钢中含量(质量％)。

将如上得到的冷轧钢板作为基体钢板，在基体钢板的表面形成纯Zn镀层、Zn-Fe镀层、Zn-Ni镀层的各镀层而制成表面处理钢板1。各镀层是在以下的条件下形成的。

＜纯Zn镀层＞

将冷轧钢板在连续热镀锌生产线中通板，以10℃/s的升温速度加热至800℃以上900℃以下的温度范围，在该温度范围内滞留10s以上120s以下，然后以15℃/s的冷却速度冷却至460℃以上500℃以下的温度范围，浸渍于450℃锌镀浴中，由此形成Zn镀层。Zn镀层的附着量通过气体擦拭(gas wiping)法调节至规定的附着量。

＜Zn-Fe镀层＞

将冷轧钢板在连续热镀锌生产线中通板，以10℃/s的升温速度加热至800℃以上900℃以下的温度范围，在该温度范围内滞留10s以上120s以下，然后以15℃/s的冷却速度冷却至460℃以上500℃以下的温度范围，浸渍于450℃的锌镀浴中，由此形成Zn镀层。Zn镀层的附着量通过气体擦拭法调节至规定的附着量。通过气体擦拭法调节至规定的附着量后，立即于合金化炉中加热至500～550℃并保持5～60s，由此形成Zn-Fe镀层。通过在上述的范围内对合金化炉中的加热温度或该加热温度下的滞留时间进行变更，使镀层中的Fe含量形成为规定的含量。

＜Zn-Ni镀层＞

将冷轧钢板在连续退火生成线中通板，以10℃/s的升温速度加热至800℃以上900℃以下的温度范围，在该温度范围滞留10s以上120s以下，然后以15℃/s的冷却速度冷却至500℃以下的温度范围。接着，进行脱脂、酸洗，然后在含有200g/L的硫酸镍六水合物、10～300g/L的七水合硫酸锌的pH 1.3、浴温50℃的镀浴中，以30～100A/dm²的电流密度进行10～100s通电的电镀处理，由此形成Zn-Ni镀层。通过在上述的范围内适宜调节七水合硫酸锌的浓度或电流密度，将镀层中的Ni含量形成为规定的含量。此外，通过在上述的范围内适宜调节通电时间，将Zn-Ni镀层的附着量形成为规定的附着量。

从按照上述方式得到的表面处理钢板中冲裁出200mm×400mm的坯板，利用大气气氛的电炉对该坯板进行加热，然后将坯板设置于冷却用模具(材料：SKD61)中，以表2所示的条件，进行利用模具的冷却、冲压成形及淬火。然后，在模具内淬火后，进行脱模，由此制造图11所示的帽形截面形状的冲压成型品。模具的形状使用冲头肩部R：6mm、冲模肩部R：6mm的模具，并使冲头-冲模的间隙为1.6mm。冲压成形前的表面处理钢板的冷却通过与冷却用模具的接触来进行。冲压成形是以施加98kN的压边力直接成形的拉拔成形和以无压边力成形的碰撞成形来进行的。

坯板的加热温度、基体钢板的种类、镀层的种类、加热条件、冷却条件及冲压成形条件如表2所示。

此外，从得到的帽形截面形状的冲压成型品的纵壁部裁取样品，使用扫描型电子显微镜(SEM)以1000倍的倍率针对各样品对其表面的截面观察10个视野，对微裂纹(产生于样品表面的微小裂纹，贯通镀层-基体钢板的界面到达基体钢板内部的微小裂纹)的有无、及微裂纹的平均深度进行考察。微裂纹的平均深度以任意的20个微裂纹的微裂纹深度的平均值的方式求出。需要说明的是，这里所谓的“微裂纹深度”是指，如图12所示，微裂纹21的、自镀层23和基体钢板25的界面向板厚中央方向的可测定的裂纹的长度(图12中，h的长度)。观察到的微裂纹的个数小于20个的情况下，将观察到的全部的微裂纹深度的平均深度作为微裂纹深度。

此外，针对得到的冲压成形构件的形状精度，将如图13所示的帽形截面形状的冲压成型品的脱模后的成型品宽度W和模具形状中的成型品宽度W₀的差值(W-W₀)作为开口量进行评价。

将这些结果也一并示于表2。

进一步，从得到的帽形截面形状的冲压成型品的纵壁部裁取用于硬度测定的样品。利用显微维氏硬度计求得该样品的截面的硬度。以试验载荷为9.8N进行试验，测定板厚方向中央部5个点，将其平均值作为样品的硬度。需要说明的是，在此，作为目标的硬度为400Hv以上。

此外，从得到的帽形截面形状的冲压成型品的纵壁部裁取JIS 13 B号拉伸试验片。使用该裁取的试验片依据JIS G 0567(1998)进行拉伸试验，测定室温(22±5℃)下的拉伸强度。需要说明的是，拉伸试验均以十字头速度为10mm/min进行。需要说明的是，在此，作为目标的拉伸强度为1180MPa以上。

将这些结果也一并示于表2。

[表2]

发明例1～10中，镀层的种类(Zn-Ni镀层)、冷却方法(模具冷却)、冷却时间(0.6s～1.7s)、冷却速度(适当范围：100℃/s以上)、及冷却停止温度(适当范围：410℃～550℃)、冷却后至冲压成形开始的时间(适当范围：5秒以内)、冲压成形开始温度(适当范围400℃～550℃)全部在适当范围内。冲压后样品中没有产生微裂纹、开口量也为0mm。由此，可知本发明的冲压成形方法能够在确保良好的形状冻结性的同时，抑制微裂纹的产生。

另一方面，比较例1不是利用冷却用模具进行冷却来进行成形的。此外，比较例2～4冷却停止温度不在适当范围(410℃～550℃)内。具体而言，比较例2的冷却停止温度为600℃、比较例3、4的冷却停止温度为340℃、290℃。

比较例1、2中虽然开口量为0mm，但产生了微裂纹。由此，可知钢板的成形开始温度高于550℃时，产生微裂纹。

比较例3、4中虽然没有产生微裂纹，但开口量为8mm～9mm。由此，可知冷却时间长、钢板的冷却停止温度低于410℃的情况下，冲压成形开始温度也低于400℃，钢板的强度上升，引起形状冻结性的下降。

比较例5～7中由于冷却方法为气体冷却，因此冷却速度不在适当范围(100℃/s以上)内，不能进行急速冷却。因此，比较例5、6中钢板的冷却停止温度及冲压成形开始温度也不在适当范围(冷却停止温度：410℃～550℃、冲压成形开始温度：400℃～550℃)内，产生微裂纹。此外，比较例7中虽然冷却停止温度为510℃，在适当范围内，但开口量为3mm并产生形状冻结性的下降。认为这是由于气体冷却的冷却速度慢，导致夹持冲压成型品的弯曲的脊线的2个面所成的夹角大于模具角度。

另外，比较例6、7中，由于缓冷却至气体冷却的程度为止，变成冲压成形后的淬火，因此冲压成形后的硬度及拉伸强度也降低。

比较例8、9中，与作为适当范围的5秒以内相比，至冲压成形开始的时间分别为10秒、8秒，为长时间。因此，比较例8、9中，开口量为2mm，此外，冲压成形后的硬度及拉伸强度也降低。

比较例10、11中，镀层的种类不同，即比较例10为只有Zn的镀层、比较例11为Zn-Fe的镀层。只有Zn的镀层及Zn-Fe的镀层中的不产生微裂纹的冲压成形开始温度比Zn-Ni的镀层中不产生微裂纹的冲压成形开始温度更低。因此，比较例10、11中，产生微裂纹。

附图标记说明

1 表面处理钢板

1′ 成形体

3 冷却用模具

5 上模具

7 下模具

9 升降销

11 冲压成形模具

13 冲模

15 压料板

17 冲头

19 热电偶

21 微裂纹

23 镀层

25 基体钢板