KR20140129129A - 열간 프레스 성형품 및 그 제조 방법 - Google Patents

열간 프레스 성형품 및 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20140129129A
KR20140129129A KR1020147025092A KR20147025092A KR20140129129A KR 20140129129 A KR20140129129 A KR 20140129129A KR 1020147025092 A KR1020147025092 A KR 1020147025092A KR 20147025092 A KR20147025092 A KR 20147025092A KR 20140129129 A KR20140129129 A KR 20140129129A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
heating
area
region
molding
steel sheet
Prior art date
Application number
KR1020147025092A
Other languages
English (en)
Inventor
준야 나이토
도시오 무라카미
슈시 이케다
게이스케 오키타
Original Assignee
가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 filed Critical 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Publication of KR20140129129A publication Critical patent/KR20140129129A/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/62—Quenching devices
    • C21D1/673—Quenching devices for die quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/20—Deep-drawing
    • B21D22/208—Deep-drawing by heating the blank or deep-drawing associated with heat treatment
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B62—LAND VEHICLES FOR TRAVELLING OTHERWISE THAN ON RAILS
    • B62D—MOTOR VEHICLES; TRAILERS
    • B62D29/00—Superstructures, understructures, or sub-units thereof, characterised by the material thereof
    • B62D29/007—Superstructures, understructures, or sub-units thereof, characterised by the material thereof predominantly of special steel or specially treated steel, e.g. stainless steel or locally surface hardened steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2221/00—Treating localised areas of an article

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

마르텐사이트:80∼97면적％, 잔류 오스테나이트:3∼20면적％를 각각 포함하고, 잔량부 조직이 5면적％ 이하인 금속 조직을 나타내는 제1 성형 영역과, 어닐링 마르텐사이트 또는 어닐링 베이나이트:30∼97면적％, 켄칭 상태 마르텐사이트:0∼67면적％, 잔류 오스테나이트:3∼20면적％로 이루어지는 금속 조직을 나타내는 제2 성형 영역을 갖는 것으로 함으로써, 용접법을 적용하지 않더라도, 단일 성형품 내에 내충격 부위와 에너지 흡수 부위에 상당하는 영역을 갖고, 각각의 영역에 따라, 고강도와 연신율의 밸런스를 고레벨로 달성할 수 있는 열간 프레스 성형품을 실현할 수 있다.

Description

열간 프레스 성형품 및 그 제조 방법 {HOT-PRESS MOLDED ARTICLE AND METHOD FOR PRODUCING SAME}
본 발명은 자동차 부품의 구조 부재에 사용되고, 성형품 내의 다른 영역에 따라 강도 및 연성을 조정할 수 있도록 한 열간 프레스 성형품 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히 미리 가열된 강판(블랭크)을 소정의 형상으로 성형 가공할 때에, 형상 부여와 동시에 열처리를 실시하여, 다른 영역에 따른 강도 및 연성을 얻을 수 있는 열간 프레스 성형품, 및 그러한 열간 프레스 성형품을 제조하기 위한 유용한 방법에 관한 것이다.
지구 환경 문제에 발단이 되는 자동차의 연비 향상 대책의 하나로서, 차체의 경량화가 진행되고 있고, 자동차에 사용되는 강판을 가능한 한 고강도화하는 것이 필요해진다. 그러나, 자동차의 경량화를 위해 강판을 고강도화해 가면, 연신율(EL)이나 r값(랭크포드값)이 저하되고, 프레스 성형성이나 형상 동결성이 열화되게 된다.
이러한 과제를 해결하기 위해, 강판을 소정의 온도(예를 들어, 오스테나이트상으로 되는 온도)로 가열하여 강도를 낮춘(즉, 성형을 용이하게 한) 후, 박강판에 비해 저온(예를 들어 실온)의 금형으로 성형함으로써, 형상의 부여와 동시에, 양자의 온도차를 이용한 급냉 열처리(켄칭)를 행하여, 성형 후의 강도를 확보하는 열간 프레스 성형법이 부품 제조에 채용되고 있다.
이러한 열간 프레스 성형법에 따르면, 저강도 상태에서 성형되므로, 스프링백도 작아짐과 함께(형상 동결성이 양호), Mn, B 등의 합금 원소를 첨가한 켄칭성이 좋은 재료를 사용함으로써, 급냉에 의해 인장 강도로 1500㎫급의 강도가 얻어지게 된다. 또한, 이러한 열간 프레스 성형법은, 핫프레스법 외에, 핫포밍법, 핫스탬핑법, 핫스탬프법, 다이켄칭법 등, 여러 가지 명칭으로 불리고 있다.
도 1은 상기와 같은 열간 프레스 성형(이하, 「핫스탬프」로 대표하는 경우가 있음)을 실시하기 위한 금형 구성을 나타내는 개략 설명도이며, 도면 중 부호 1은 펀치, 부호 2는 다이, 부호 3은 블랭크 홀더, 부호 4는 강판(블랭크), 부호 BHF는 블랭크 홀딩력, 부호 rp는 펀치 견부 반경, 부호 rd는 다이 견부 반경, 부호 CL은 펀치/다이간 클리어런스를 각각 나타내고 있다. 또한, 이들 부품 중, 펀치(1)와 다이(2)에는 냉각 매체(예를 들어 물)를 통과시킬 수 있는 통로(1a, 2a)가 각각의 내부에 형성되어 있고, 이 통로에 냉각 매체를 통과시킴으로써 이들 부재가 냉각되도록 구성되어 있다.
이러한 금형을 사용하여 핫스탬프(예를 들어, 열간 딥드로잉 가공)할 때에는, 강판(블랭크)(4)을, Ac3 변태점 이상의 단상 영역 온도로 가열하여 연화시킨 상태에서 성형을 개시한다. 즉, 고온 상태에 있는 강판(4)을 다이(2)와 블랭크 홀더(3) 사이에 끼운 상태에서, 펀치(1)에 의해 다이(2)의 구멍 내(도 1의 부호 2, 2 사이)에 강판(4)을 압입하고, 강판(4)의 외경을 축소하면서 펀치(1)의 외형에 대응한 형상으로 성형한다. 또한, 성형과 병행하여 펀치(1) 및 다이(2)를 냉각함으로써, 강판(4)으로부터 금형[펀치(1) 및 다이(2)]으로의 열 제거를 행함과 함께, 성형 하사점(펀치 선단이 최고 심부에 위치한 시점:도 1에 도시한 상태)에서 더욱 유지 냉각함으로써 소재의 켄칭을 실시한다. 이러한 성형법을 실시함으로써, 치수 정밀도가 좋은 1500㎫급의 성형품을 얻을 수 있고, 또한 냉간에서 동일한 강도 클래스의 부품을 성형하는 경우에 비교하여, 성형 하중이 저감될 수 있으므로 프레스기의 용량이 작아지게 된다.
현재 널리 사용되고 있는 핫스탬프용 강판으로서는, 22MnB5강을 소재로 하는 것이 알려져 있다. 이 강판에서는, 인장 강도가 1500㎫이며 연신율이 6∼8％ 정도이며, 내충격 부재(충돌 시에 최대한 변형시키지 않고, 파단하지 않는 부재)에 적용되고 있다. 또한, C 함유량을 증가시키고, 22MnB5강을 베이스로, 더욱 고강도화(1500㎫ 이상, 1800㎫급)하는 개발도 진행되고 있다.
그러나, 22MnB5강 이외의 강종은 거의 적용되어 있지 않고, 부품의 강도, 연신율을 컨트롤(예를 들어, 저강도화:980㎫급, 고연신율화:20％ 등)하고, 내충격 부재 이외로 적용 범위를 확장하는 강종·공법의 검토는 거의 되어 있지 않은 것이 현상이다.
중형 이상의 승용차에서는, 측면 충돌 시나 후방 충돌 시에 양립성(Compatibility)(소형차가 충돌해 왔을 때에 상대측도 지키는 기능)을 고려하여, B 필러, 리어 사이드 멤버, 프론트 사이드 멤버 등의 부품 내에, 내충격성 부위와 에너지 흡수 부위의 양 기능을 갖게 하는 경우가 있다. 이러한 부재를 제작하기 위해서는, 지금까지는, 예를 들어 980㎫급의 고강도 초하이텐과, 440㎫급의 연신율이 있는 하이텐을 레이저 용접(테일러드 웰드 블랭크:TWB)하여, 냉간에서 프레스 성형하는 방법이 주류였다. 그러나, 최근에는, 핫스탬프로 부품 내의 강도를 분할 제작하는 기술의 개발이 진행되고 있다.
예를 들어, 비특허문헌 1에서는, 핫스탬프용 22MnB5강과, 금형으로 켄칭해도 고강도로 되지 않는 재료를 레이저 용접(테일러 웰디드 블랭크:TWB)하여, 핫스탬프하는 방법이 제안되어 있고, 고강도측(내충격 부위측)에서 인장 강도:1500㎫(연신율 6∼8％), 저강도측(에너지 흡수 부위측)에서 인장 강도:440㎫(연신율 12％)로 되는 분할 제작을 행하고 있다. 마찬가지의 관점에서, 비특허문헌 2와 같은 기술도 제안되어 있다.
상기 비특허문헌 1, 2의 기술에서는, 에너지 흡수 부위측에서 인장 강도가 600㎫ 이하, 연신율이 12∼18％ 정도이지만, 사전에 레이저 용접(테일러 웰디드 블랭크:TWB)할 필요가 있어, 공정이 증가함과 함께 고비용으로 된다. 또한, 본래, 켄칭을 행할 필요가 없는 에너지 흡수 부위를 가열하게 되어, 열량 소비의 관점에서도 바람직하지 않다.
또한, 부품 내에서 강도를 분할 제작하기 위한 기술로서, 예를 들어 비특허문헌 3, 4와 같은 기술도 제안되어 있다. 이 비특허문헌 3의 기술은, 가열로 내에서 블랭크에 온도차(분포)를 둠으로써 분할 제작을 행하는 것인데, 22MnB5강을 베이스로 하고 있지만, 붕소 첨가의 영향에 의해, 2상 영역 온도의 가열에 대해 켄칭 후의 강도의 로버스트성이 나쁘고, 에너지 흡수 부위측의 강도 컨트롤이 어렵고, 또한 연신율도 15％ 정도밖에 얻어지고 있지 않다.
한편, 비특허문헌 4의 기술에서는, 금형 내(금형의 일부를 히터로 데우거나, 또는, 열전도율이 다른 재료를 사용함)에서 냉각 속도를 변화시킴으로써 분할 제작을 행하는 것인데, 22MnB5강을 베이스로 하고 있고, 본래, 켄칭성이 좋은 22MnB5강에 켄칭되지 않도록 제어하는 점(금형 냉각 제어)에서 합리적이지 않다.
Klaus Lamprecht, Gunter Deinzer, Anton Stich, Jurgen Lechler, Thomas Stohr, Marion Merklein, "Thermo-Mechanical Properties of Tailor Welded Blanks in Hot Sheet Metal Forming Processes", Proc. IDDRG2010, 2010. Usibor1500P(22MnB5)/1500㎫·8％-Ductibor500/550∼700㎫·17％[2011년 4월 27일 검색] 인터넷<http://www.arcelomittal.com/tailoredblanks/pre/seifware.pl> 22MnB5/above AC3/1500㎫·8％-below AC3/Hv190·Ferrite/Cementite Rudiger Erhardt and Johannes Boke, "Industrial application of hot forming process simulation", Proc, of 1st Int. Conf. on Hot Sheet Metal Forming of High-Performance steel, ed. By Steinhoff, K., Oldenburg, M, Steinhoff, and Prakash, B., pp83-88, 2008. Begona Casas, David Latre, Noemi Rodriguez, and Isaac Valls, "Tailor made tool materials for the present and upcoming tooling solutions in hot sheet metal forming", Proc, of 1st Int. Conf. on Hot Sheet Metal Forming of High-Performance steel, ed. By Steinhoff, K., Oldenburg, M, Steinhoff, and Prakash, B., pp23-35, 2008.
본 발명은 상기 사정에 비추어 이루어진 것이며, 그 목적은, 용접법을 적용하지 않더라도, 단일 성형품 내에 내충격 부위와 에너지 흡수 부위에 상당하는 영역을 갖고, 각각의 영역에 따라, 고강도와 연신율의 밸런스를 고레벨로 달성할 수 있는 열간 프레스 성형품, 및 이러한 열간 프레스 성형품을 제조하기 위한 유용한 방법을 제공하는 데 있다.
상기 목적을 달성할 수 있었던 본 발명의 열간 프레스 성형품이라 함은, 열간 프레스 성형법에 의해 박강판을 성형한 열간 프레스 성형품이며, 마르텐사이트:80∼97면적％, 잔류 오스테나이트:3∼20면적％를 각각 포함하고, 잔량부 조직이 5면적％ 이하인 금속 조직을 나타내는 제1 성형 영역과, 어닐링 마르텐사이트 또는 어닐링 베이나이트:30∼97면적％, 켄칭 상태 마르텐사이트:0∼67면적％, 잔류 오스테나이트:3∼20면적％로 이루어지는 금속 조직을 나타내는 제2 성형 영역을 갖는 것인 것을 특징으로 한다.
본 발명의 열간 프레스 성형품에 있어서, 그 화학 성분 조성은 한정되지 않지만, 예를 들어 제1 성형 영역 및 제2 성형 영역은, 화학 성분 조성이 동등하고, 각 성형 영역의 강은, C:0.1∼0.3％(질량％의 의미. 이하, 화학 성분 조성에 대해 동일함), Si:0.5∼3％, Mn:0.5∼2％, P:0.05％ 이하(0％를 포함하지 않음), S:0.05％ 이하(0％를 포함하지 않음), Al:0.01∼0.1％ 및 N:0.001∼0.01％를 각각 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 것을 들 수 있다.
본 발명의 열간 프레스 성형품에 있어서는, 필요에 따라, 상기 강이 또 다른 원소로서, (a) B:0.01％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및 Ti:0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음), (b) Cu, Ni, Cr 및 Mo로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상:합계로 1％ 이하(0％를 포함하지 않음), (c) V 및/또는 Nb:합계로 0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음) 등을 함유시키는 것도 유용하고, 함유되는 원소의 종류에 따라, 열간 프레스 성형품의 특성이 더욱 개선된다.
본 발명 방법은, 박강판을 적어도 제1 및 제2를 포함하는 복수의 영역으로 나누어 성형함으로써, 상기와 같은 열간 프레스 성형품을 제조하는 방법이며, 상기 박강판으로서, 마르텐사이트 또는 베이나이트가 80면적％ 이상의 금속 조직을 갖는 것을 사용하고, 제1 성형 영역을 Ac3 변태점 이상, 1000℃ 이하의 온도로 가열하는 제1 가열 처리와, 제2 성형 영역을 Ac1 변태점 이상, (Ac1 변태점×0.2＋Ac3 변태점×0.8) 이하의 온도로 가열하는 제2 가열 처리를 포함하는 복수의 가열 처리를 병행하여 행하는 가열 공정에 의해 상기 박강판을 가열한 후, 적어도 제1 성형 영역 및 제2 성형 영역에 대해서는, 모두 금형으로 프레스함으로써 평균 냉각 속도 20℃/초 이상의 냉각과 성형을 개시하고, 마르텐사이트 변태 개시 온도보다 50℃ 낮은 온도 이하에서 성형을 종료하는 점에 요지를 갖는다.
또한, 본 발명 방법은, 박강판을 적어도 제1 및 제2를 포함하는 복수의 영역으로 나누어 성형함으로써, 상기와 같은 열간 프레스 성형품을 제조하는 방법이며, 제1 성형 영역을 Ac3 변태점 이상, 1000℃ 이하의 온도로 가열하는 제1 가열 처리와, 제2 성형 영역을 Ac1 변태점 이상, (Ac1 변태점×0.2＋Ac3 변태점×0.8) 이하의 온도로 가열하는 제2 가열 처리를 포함하는 복수의 가열 처리를 병행하여 행하는 가열 공정에 의해 상기 박강판을 가열한 후, 적어도 제1 성형 영역 및 제2 성형 영역에 대해서는, 모두 금형으로 프레스함으로써 평균 냉각 속도 20℃/초 이상의 냉각과 성형을 개시하고, 마르텐사이트 변태 개시 온도보다 50℃ 낮은 온도 이하에서 성형을 종료하는 점에도 요지를 갖는다.
본 발명에 따르면, 열간 프레스 성형법에 있어서, 그 조건을 성형품의 영역마다에 따라 적절하게 제어함으로써, 적정량의 잔류 오스테나이트를 존재시키면서 각 영역의 금속 조직을 조정할 수 있고, 종래의 22MnB5강을 사용하였을 때보다도, 성형품에 내재하는 연성(잔존 연성)을 보다 높게 한 열간 프레스 성형품을 실현할 수 있고, 또한 열처리 조건이나 성형 전 강판의 조직(초기 조직)과의 조합에 의해, 강도 및 연신율을 각 영역에 따라 적절하게 제어할 수 있다.
도 1은 열간 프레스 성형을 실시하기 위한 금형 구성을 도시하는 개략 설명도이다.
도 2는 실시예에서 사용한 성형 금형의 개략 설명도이다.
도 3은 실시예로 성형한 프레스 성형품의 형상을 도시하는 개략 설명도이다.
본 발명자들은, 박강판을 소정의 온도로 가열한 후, 열간 프레스 성형하여 성형품을 제조할 때에, 성형 후에 있어서, 다른 각 영역의 요구 특성에 따른 강도를 확보하면서 양호한 연성(연신율)도 나타내는 열간 프레스 성형품을 실현하기 위해, 여러 가지 각도에서 검토하였다.
그 결과, 프레스 성형 금형을 사용하여 박강판을 프레스 성형하여 열간 프레스 성형품을 제조할 때에, 가열 온도, 및 성형 시의 각 성형 영역의 조건을 적절하게 제어하고, 잔류 오스테나이트를 3∼20면적％ 포함하도록 각 성형 영역의 조직을 조정하면, 각 성형 영역에 따른 강도-연성 밸런스를 발휘하는 열간 프레스 성형품을 실현할 수 있는 것을 발견하고, 본 발명을 완성하였다.
본 발명의 열간 프레스 성형품의 각 성형 영역에 있어서의 조직(기본 조직)의 범위 설정 이유는 다음과 같다.
(1) 제1 성형 영역의 조직
제1 성형 영역의 주요 조직을, 고강도의 마르텐사이트로 함으로써, 열간 프레스 성형품에 있어서의 특정 영역의 고강도를 확보할 수 있다. 이러한 관점에서, 마르텐사이트의 면적 분율은, 80면적％ 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, 이 분율이 97면적％를 초과하면, 잔류 오스테나이트의 분율이 부족하고, 연성(잔존 연성)이 저하된다. 마르텐사이트 분율의 바람직한 하한은 83면적％ 이상(보다 바람직하게는 85면적％ 이상)이며, 바람직한 상한은 95면적％ 이하(보다 바람직하게는 93면적％ 이하)이다.
잔류 오스테나이트는, 소성 변형 중에 마르텐사이트로 변태함으로써, 가공 경화율을 상승시키고(변태 야기 소성), 성형품의 연성을 향상시키는 효과가 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 잔류 오스테나이트의 분율을 3면적％ 이상으로 할 필요가 있다. 연성에 대해서는, 잔류 오스테나이트 분율이 많으면 많을수록 양호해지지만, 자동차용 강판에 사용되는 조성에서는, 확보할 수 있는 잔류 오스테나이트는 한정되어 있어, 20면적％ 정도가 상한으로 된다. 잔류 오스테나이트의 바람직한 하한은 5면적％ 이상(보다 바람직하게는 7면적％ 이상)이다.
상기 조직 외에는, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 등을 잔량부 조직으로서 포함할 수 있지만, 이들 조직은 마르텐사이트보다 연질인 조직이며 강도에 대한 기여가 다른 조직에 비해 낮아, 가능한 한 적은 편이 바람직하다. 단, 5면적％까지라면 허용할 수 있다. 잔량부 조직은, 보다 바람직하게는 3면적％ 이하이며, 더욱 바람직하게는 0면적％이다.
상기와 같이 제1 성형 영역의 조직을 만들어 넣음으로써, 강도[인장 강도(TS)]가 1470㎫ 이상이며, 연신율[전연신율(EL)]이 10％ 이상인 부분(예를 들어, 자동차 부품의 내충격성 부위)을 형성할 수 있다.
(2) 제2 성형 영역의 조직
제2 성형 영역의 주요 조직을, 미세하고 또한 전위 밀도가 낮은 어닐링 마르텐사이트 또는 어닐링 베이나이트로 함으로써, 소정의 강도를 확보하면서, 열간 프레스 성형품의 연성(연신율)을 높일 수 있다. 이러한 관점에서, 어닐링 마르텐사이트 또는 어닐링 베이나이트의 면적 분율은, 30면적％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 이 분율이 97면적％를 초과하면, 잔류 오스테나이트의 분율이 부족하고, 연성(잔존 연성)이 저하된다. 어닐링 마르텐사이트 또는 어닐링 베이나이트의 분율의 보다 바람직한 하한은 40면적％ 이상(더욱 바람직하게는 50면적％ 이상)이며, 보다 바람직한 상한은 90면적％ 미만(더욱 바람직하게는 80면적％ 미만)이다.
켄칭 상태 마르텐사이트는, 연성이 부족한 조직이므로, 다량으로 존재하면 강도가 지나치게 높아져 연신율을 열화시키므로, 0면적％여도 된다. 그러나, 강도 상승에는 매우 유효한 조직이므로, 적량의 존재는 허용할 수 있다. 이러한 관점에서, 켄칭 상태 마르텐사이트의 분율은, 67면적％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 켄칭 상태 마르텐사이트의 분율의 보다 바람직한 상한은 60면적％ 이하(더욱 바람직하게는 50면적％ 이하)이다.
제1 성형 영역과 마찬가지의 이유에 의해, 잔류 오스테나이트의 분율을 3면적％ 이상, 20면적％ 이하로 한다. 잔류 오스테나이트의 바람직한 하한도, 마찬가지이다.
상기 조직 외에는, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 등을 잔량부 조직으로서 포함할 수 있지만, 이들 조직은 강도에 대한 기여나, 연성에 대한 기여가 다른 조직에 비해 낮아, 기본적으로 함유하지 않는 것이 바람직하다(0면적％여도 됨). 단, 20면적％까지라면 허용할 수 있다. 잔량부 조직은, 보다 바람직하게는 10면적％ 이하이며, 더욱 바람직하게는 5면적％ 이하이다.
상기와 같이 제2 성형 영역의 조직을 만들어 넣음으로써, 강도[인장 강도(TS)]가 980㎫ 이상이며, 연신율[전연신율(EL)]이 15％ 이상인 부분(예를 들어, 자동차 부품의 에너지 흡수성 부위)을 형성할 수 있다.
본 발명의 성형품은, 적어도 제1 성형 영역과 제2 성형 영역을 갖는 것이지만, 반드시 2개의 성형 영역에 한정하는 것이 아니라, 제3 혹은 제4 성형 영역을 갖는 것이어도 된다. 이러한 성형 영역을 형성할 때에는, 후술하는 제조 방법에 준하여 제작을 행하는 것은 가능하다.
본 발명의 열간 프레스 성형품을 제조하는 데 있어서는, 박강판(화학 성분 조성은 성형품과 동일함)을 적어도 제1 및 제2를 포함하는 복수의 영역으로 나누고, 제1 성형 영역을 Ac3 변태점 이상, 1000℃ 이하의 온도로 가열하는 제1 가열 처리와, 제2 성형 영역을 Ac1 변태점 이상이며, (Ac1 변태점×0.2＋Ac3 변태점×0.8)에 상당하는 온도 이하로 가열하는 제2 가열 처리를 포함하는 복수의 가열 처리를 병행하여 행하는 공정에 의해 상기 박강판을 가열한 후, 적어도 제1 성형 영역 및 제2 성형 영역에 대해서는, 모두 금형 내에서 프레스함으로써 평균 냉각 속도 20℃/초 이상의 냉각과 성형을 개시하고, 마르텐사이트 변태 개시 온도보다 50℃ 낮은 온도(이하, 「Ms점－50℃」라고 표기하는 경우가 있음) 이하의 온도에서 성형을 종료하면 된다. 이 방법에 있어서의 각 요건을 규정한 이유는 다음과 같다. 또한, 「성형을 종료」라 함은, 기본적으로는 성형 하사점(펀치 선단이 최상부에 위치한 시점:도 1에 도시한 상태)에 이른 상태를 의미하지만, 그 상태에서 소정 온도까지 금형 냉각이 필요해지는 경우에는, 금형 냉각 유지 후에 금형을 이격할 때까지도 포함하는 취지이다.
상기 방법은, 강판의 가열 영역을 적어도 2개의 영역(예를 들어, 고강도측 영역 및 저강도측 영역)으로 나눔과 함께, 각각의 영역에 따라 제조 조건을 제어함으로써, 각 영역에 따른 강도-연성 밸런스를 발휘하는 성형품이 얻어진다. 각 영역을 형성시키기 위한 제조 조건에 대해 설명한다. 또한, 이 제조 방법을 실시할 때에는, 단일의 강판에서 가열 온도가 다른 영역을 형성할 필요가 발생하지만, 기존의 가열로(예를 들어, 원적외선로, 전기로＋실드)를 사용함으로써, 온도의 경계 부분을 50㎜ 이하로 하면서 제어하는 것은 가능하다.
[제1 성형 영역(고강도측 영역)의 제조 조건]
열간 프레스 성형품의 조직을 적절하게 조정하기 위해서는, 가열 온도는 소정의 범위로 제어할 필요가 있다. 이 가열 온도를 적절하게 제어함으로써(제1 가열 처리), 그 후의 냉각 과정에서, 소정량의 잔류 오스테나이트를 확보하면서, 제1 성형 영역을 마르텐사이트 주체로 하는 조직으로 변태시키고, 최종적인 열간 프레스 성형품으로 원하는 조직에 만들어 넣을 수 있다. 박강판의 가열 온도가 Ac3 변태점 미만이면, 가열 시에 충분한 양의 오스테나이트가 얻어지지 않아, 최종 조직(성형품의 조직)에서 소정량의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없다. 또한, 박강판의 가열 온도가 1000℃를 초과하면, 가열 시에 오스테나이트의 입경이 커지고, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms점) 및 마르텐사이트 변태 종료 온도(Mf점)가 상승하고, 켄칭 시에 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없어, 양호한 성형성이 달성되지 않는다. 가열 온도는 바람직하게는 (Ac3 변태점＋50℃) 이상, 950℃ 이하이다.
성형 중에 있어서의 냉각 조건 및 성형 종료 온도는, 각 영역에 따라 적절하게 제어할 필요가 있다. 우선 성형품의 제1 성형 영역에 상당하는 강판 영역(이 영역을 「제1 강판 영역」이라 하는 경우가 있음)에 있어서는, 금형 내에서 20℃/초 이상의 평균 냉각 속도를 확보하면서, (Ms점－50℃)에 상당하는 온도 이하에서 성형을 종료할 필요가 있다.
상기 가열 공정에서 형성된 오스테나이트를, 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트 등의 조직의 생성을 저지하면서, 원하는 조직(마르텐사이트를 주체로 하는 조직)으로 하기 위해서는, 성형 중의 평균 냉각 속도 및 성형 종료 온도를 적절하게 제어할 필요가 있다. 이러한 관점에서, 성형 중의 평균 냉각 속도는 20℃/초 이상으로 하고, 성형 종료 온도는 (Ms점－50℃) 이하로 한다. 특히, Si 함유량이 많은 강판을 대상으로 한 경우에는, 이러한 조건에서 냉각함으로써, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 혼합 조직으로 할 수 있다. 성형 중의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 30℃/초 이상(보다 바람직하게는 40℃/초 이상)이다.
제1 강판 영역에 있어서의 성형 종료 온도는, 상기 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각하면서 성형을 종료해도 되지만, (Ms점－50℃) 이하까지(바람직하게는 Ms점－50℃의 온도까지) 냉각한 후, 200℃ 이하까지를 20℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 냉각(2단계 냉각)하도록 해도 된다. 이러한 냉각 공정을 부가하고, 마르텐사이트 중의 탄소가 미변태 오스테나이트로 농화됨으로써, 잔류 오스테나이트량을 증가시킬 수 있다. 이러한 2단계 냉각할 때의, 2단계째의 냉각 시의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 10℃/초 이하(보다 바람직하게는 5℃/초 이하)이다.
[제2 성형 영역(저강도측 영역)의 제조 조건]
한편, 성형품의 제2 성형 영역에 상당하는 강판 영역(이 영역을 「제2 강판 영역」이라 하는 경우가 있음)에 있어서는, 박강판 중에 포함되는 마르텐사이트나 베이나이트를 어닐링(소둔)하면서, 부분적으로 변태시키기 위해, 가열 온도는 소정의 범위로 제어할 필요가 있다. 이 가열 온도를 적절하게 제어함으로써(제2 가열 처리), 그 후의 냉각 과정에서, 잔류 오스테나이트 혹은 마르텐사이트로 변태시키고, 최종적인 열간 프레스 성형품으로 원하는 조직에 만들어 넣을 수 있다. 제2 강판 영역의 가열 온도가 Ac1 변태점 미만이면, 가열 시에 충분한 양의 오스테나이트가 얻어지지 않아, 최종 조직(성형품의 조직)에서 소정량의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없다. 또한, 제2 강판 영역의 가열 온도가 (Ac1 변태점×0.2＋Ac3 변태점×0.8)을 초과하면, 가열 시에 오스테나이트로의 변태량이 지나치게 증가하여, 최종 조직(성형품의 조직)에서 소정량의 어닐링 마르텐사이트나 어닐링 베이나이트를 확보할 수 없다. 가열 온도는 바람직하게는, (Ac1 변태점＋50℃) 이상, (Ac1 변태점×0.3＋Ac3 변태점×0.7)에 상당하는 온도 이하이다.
상기 가열 공정에서 형성된 오스테나이트를, 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트 등의 조직의 생성을 저지하면서, 원하는 조직으로 하기 위해서는, 제2 강판 영역에 있어서의 성형 중의 평균 냉각 속도 및 성형 종료 온도를 적절하게 제어할 필요가 있다. 이러한 관점에서, 성형 중의 평균 냉각 속도는 20℃/초 이상으로 하고, 성형 종료 온도는 200℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 성형 중의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 30℃/초 이상(보다 바람직하게는 40℃/초 이상)이다. 또한, 성형 종료 온도는, 상기 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각하면서 성형을 종료해도 되지만, (Ms점－50℃) 이하까지 냉각한 후 성형을 종료하도록 해도 된다.
제2 강판 영역에 있어서의 제조 공정을 고려하면, 제조에서 사용하는 강판의 조직은, 마르텐사이트 또는 베이나이트가 80면적％ 이상으로 이루어지는 박강판(냉연 강판)을 사용하는 것이 바람직하다. 즉, 그 후의 가열 공정(가열, 열간 프레스 성형 및 냉각)에서, 미세하고 연성에의 기여가 큰 어닐링 마르텐사이트나 어닐링 베이나이트를 적량 확보하기 위해서는, 마르텐사이트 또는 베이나이트의 분율이 80면적％ 이상인 박강판을 사용하는 것이 바람직하다. 이 분율이 80면적％ 미만으로 되면, 성형품의 조직 중에 어닐링 마르텐사이트나 어닐링 베이나이트를 적량 확보할 수 없게 될 뿐만 아니라, 다른 조직(예를 들어 페라이트)의 분율을 높이고, 강도-연성 밸런스를 저하시키게 된다. 이 분율의 보다 바람직한 하한은, 모두 90면적％ 이상(더욱 바람직하게는 95면적％ 이상)이다. 또한, 이러한 조직의 박강판을 사용해도, 제1 영역에는, 영향을 미치는 일은 없다.
성형 중의 평균 냉각 속도의 제어는, (a) 성형 금형의 온도를 제어하거나(상기 도 1에 도시한 냉각 매체), (b) 금형의 열전도율을 제어하는 등의 수단에 의해 달성할 수 있다. 또한, 본 발명 방법에서는, 각 강판 영역에 따라, 성형 중의 냉각 조건이 다른 것으로 되지만, 상기 (a), (b) 등의 제어 수단을, 단일의 금형 내에 각각 형성하여, 각 강판 영역에 따른 냉각 제어를 단일의 금형 내에서 행하도록 하면 된다.
본 발명의 열간 프레스 성형품의 제조 방법에서는, 상기 도 1에 도시한 바와 같은 단순한 형상의 열간 프레스 성형품을 제조하는 경우(다이렉트 공법)는 물론, 비교적 복잡한 형상의 성형품을 제조하는 경우에도 적용할 수 있는 것이다. 단, 복잡한 부품 형상의 경우에는, 1회의 프레스 성형으로 제품의 최종 형상까지를 만들어 넣는 것이 어려운 경우가 있다. 이러한 경우에는, 열간 프레스 성형의 전공정에서 냉간 프레스 성형을 행하는 방법(이 방법은, 「인 다이렉트 공법」이라고 불리고 있음)을 채용할 수 있다. 이 방법에서는, 성형이 어려운 부분을 냉간 가공에 의해 근사 형상까지 미리 성형해 두고, 그 밖의 부분을 열간 프레스 성형하는 방법이다. 이러한 방법을 채용하면, 예를 들어 성형품의 요철부(산부)가 3개소 있는 부품을 성형할 때에, 냉간 프레스 성형에 의해, 그 2개소까지 성형해 두고, 그 후에 3개소째를 열간 프레스 성형하게 된다.
본 발명에서는, 고강도 강판으로 이루어지는 열간 프레스 성형품을 상정하여 이루어진 것이며, 그 강종에 대해서는 고강도 강판으로서의 통상의 화학 성분 조성의 것이면 되지만, C, Si, Mn, P, S, Al 및 N에 대해서는, 적절한 범위로 조정하는 것이 좋다. 이러한 관점에서, 이들 화학 성분의 바람직한 범위 및 그 범위 한정 이유는 하기와 같다.
(C:0.1∼0.3％)
C는, 잔류 오스테나이트를 확보하는 데 있어서 중요한 원소이다. (Ac1 변태점∼Ac3 변태점)의 2상 영역 온도 또는 Ac3 변태점 이상의 단상 영역 온도의 가열 시에, 오스테나이트로 농화됨으로써, 켄칭 후에 잔류 오스테나이트를 형성시킨다. 또한, 마르텐사이트량의 증가나, 마르텐사이트의 강도를 지배하는 데 있어서도(제1 성형 영역) 중요한 원소이다. C 함유량이 0.1％ 미만에서는, 소정의 잔류 오스테나이트량을 확보할 수 없고, 양호한 연성이 얻어지지 않는다. 또한 마르텐사이트의 강도가 부족해지기도 한다. 한편, C 함유량이 과잉으로 되어 0.3％를 초과하면, 강도가 지나치게 높아지게 된다. C 함유량의 보다 바람직한 하한은 0.15％ 이상(더욱 바람직하게는 0.20％ 이상)이며, 보다 바람직한 상한은 0.27％ 이하(더욱 바람직하게는 0.25％ 이하)이다.
(Si:0.5∼3％)
Si는, Ac3 변태점 이상의 단상 영역 온도로 가열 후의 오스테나이트가 시멘타이트로 형성되는 것을 억제하거나, 혹은 (Ac1 변태점∼Ac3 변태점)의 2상 영역 온도로 가열 후의 오스테나이트가 시멘타이트와 페라이트로 분해되는 것을 억제하고, 켄칭 시에 잔류 오스테나이트를 증가·형성시키는 작용을 발휘한다. 또한, 고용 강화에 의해, 연성을 그다지 열화시키지 않고 강도를 높이는 작용도 발휘한다. Si 함유량이 0.5％ 미만에서는, 소정의 잔류 오스테나이트량을 확보할 수 없고, 양호한 연성이 얻어지지 않는다. 또한 Si 함유량이 과잉으로 되어 3％를 초과하면, 고용 강화량이 지나치게 커지고, 연성이 대폭으로 열화되게 된다. Si 함유량의 보다 바람직한 하한은 1.15％ 이상(더욱 바람직하게는 1.20％ 이상)이며, 보다 바람직한 상한은 2.7％ 이하(더욱 바람직하게는 2.5％ 이하)이다.
(Mn:0.5∼2％)
Mn은, 오스테나이트를 안정화시키는 원소이며, 잔류 오스테나이트의 증가에 기여한다. 또한, 켄칭성을 높이고, 가열 후의 냉각 중에 페라이트, 펄라이트, 베이나이트의 형성을 억제하고, 잔류 오스테나이트를 확보하는 데 있어서도 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Mn은 0.5％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 특성만을 고려한 경우에는, Mn 함유량은 많은 편이 바람직하지만, 합금 첨가의 비용이 상승하므로, 2％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 오스테나이트의 강도를 대폭으로 향상시키므로, 열간 압연의 부하가 커지고, 강판의 제조가 곤란해지므로, 생산성에 있어서도, 2％를 초과하여 함유시키는 것은 바람직하지 않다. Mn 함유량의 보다 바람직한 하한은 0.7％ 이상(더욱 바람직하게는 0.9％ 이상)이며, 보다 바람직한 상한은 1.8％ 이하(더욱 바람직하게는 1.6％ 이하)이다.
[P:0.05％ 이하(0％를 포함하지 않음)]
P는, 강 중에 불가피적으로 포함되는 원소이지만 연성을 열화시키므로, P는 최대한 저감하는 것이 바람직하다. 그러나, 극단적인 저감은 제강 비용의 증대를 초래하고, 0％로 하는 것은 제조상 곤란하므로, 0.05％ 이하(0％를 포함하지 않음)로 하는 것이 바람직하다. P 함유량의 보다 바람직한 상한은 0.045％ 이하(더욱 바람직하게는 0.040％ 이하)이다.
[S:0.05％ 이하(0％를 포함하지 않음)]
S도 P와 마찬가지로 강 중에 불가피적으로 포함되는 원소이며, 연성을 열화시키므로, S는 최대한 저감하는 것이 바람직하다. 그러나, 극단적인 저감은 제강 비용의 증대를 초래하고, 0％로 하는 것은 제조상 곤란하므로, 0.05％ 이하(0％를 포함하지 않음)로 하는 것이 바람직하다. S 함유량의 보다 바람직한 상한은 0.045％ 이하(더욱 바람직하게는 0.040％ 이하)이다.
(Al:0.01∼0.1％)
Al은, 탈산 원소로서 유용함과 함께, 강 중에 존재하는 고용 N을 AlN으로서 고정하고, 연성의 향상에 유용하다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Al 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Al 함유량이 과잉으로 되어 0.1％를 초과하면, Al2O3가 과잉으로 생성되고, 연성을 열화시킨다. 또한, Al 함유량의 보다 바람직한 하한은 0.013％ 이상(더욱 바람직하게는 0.015％ 이상)이며, 보다 바람직한 상한은 0.08％ 이하(더욱 바람직하게는 0.06％ 이하)이다.
(N:0.001∼0.01％)
N은, 불가피적으로 혼입되는 원소이며, 저감하는 것이 바람직하지만, 실제 프로세스 중에서 저감시키기에는 한계가 있으므로, 0.001％를 하한으로 하였다. 또한, N 함유량이 과잉으로 되면, 변형 시효에 의해 연성이 열화되거나, B를 첨가하고 있는 경우에는 BN으로서 석출되고, 고용 B에 의한 켄칭성 개선 효과를 저하시키므로, 상한을 0.01％로 하였다. N 함유량의 보다 바람직한 상한은 0.008％ 이하(더욱 바람직하게는 0.006％ 이하)이다.
본 발명의 프레스 성형품에 있어서의 기본적인 화학 성분은, 상기와 같으며, 잔량부는 실질적으로 철이다. 또한, 「실질적으로 철」이라 함은, 철 이외에도 본 발명의 강재의 특성을 저해하지 않는 정도의 미량 성분(예를 들어, Mg, Ca, Sr, Ba 외에, La 등의 REM, 및 Zr, Hf, Ta, W, Mo 등의 탄화물 형성 원소 등)도 허용할 수 있는 것 외에, P, S, N 이외의 불가피 불순물(예를 들어, O, H 등)도 포함할 수 있는 것이다.
본 발명의 프레스 성형품에는, 필요에 의해, (a) B:0.01％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및 Ti:0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음), (b) Cu, Ni, Cr 및 Mo로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상:합계로 1％ 이하(0％를 포함하지 않음), (c) V 및/또는 Nb:합계로 0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음) 등을 더 함유시키는 것도 유용하며, 함유되는 원소의 종류에 따라, 열간 프레스 성형품의 특성이 더욱 개선된다. 이들 원소를 함유할 때의 바람직한 범위 및 그 범위 한정 이유는 하기와 같다.
[B:0.01％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및 Ti:0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음)]
B는, 가열 후의 냉각 중에, 시멘타이트의 형성을 방지하고, 잔류 오스테나이트의 확보에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, B는 0.0001％ 이상 함유시키는 것이 바람직하지만, 0.01％를 초과하여 과잉으로 함유시켜도 효과가 포화된다. B 함유량의 보다 바람직한 하한은 0.0002％ 이상(더욱 바람직하게는 0.0005％ 이상)이며, 보다 바람직한 상한은 0.008％ 이하(더욱 바람직하게는 0.005％ 이하)이다.
한편, Ti는, N을 고정하고, B를 고용 상태에서 유지시킴으로써 켄칭성의 개선 효과를 발현시킨다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Ti는 적어도 N의 함유량의 4배 이상 함유시키는 것이 바람직하지만, Ti 함유량이 과잉으로 되어 0.1％를 초과하면, TiC를 다량으로 형성하고, 석출 강화에 의해 강도가 상승하지만 연성이 열화된다. Ti 함유량의 보다 바람직한 하한은 0.05％ 이상(더욱 바람직하게는 0.06％ 이상)이며, 보다 바람직한 상한은 0.09％ 이하(더욱 바람직하게는 0.08％ 이하)이다.
[Cu, Ni, Cr 및 Mo로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상:합계로 1％ 이하(0％를 포함하지 않음)]
Cu, Ni, Cr 및 Mo는, 가열 후의 냉각 중에, 시멘타이트의 형성을 방지하고, 잔류 오스테나이트의 확보에 유효하게 작용한다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 합계로 0.01％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 특성만을 고려하면 함유량은 많은 편이 바람직하지만, 합금 첨가의 비용이 상승하므로, 합계로 1％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 오스테나이트의 강도를 대폭으로 높이는 작용을 가지므로, 열간 압연의 부하가 커지고, 강판의 제조가 곤란해지므로, 제조성의 관점에서도 1％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 이들 원소 함유량의 보다 바람직한 하한은 합계로 0.05％ 이상(더욱 바람직하게는 0.06％ 이상)이며, 보다 바람직한 상한은 합계로 0.9％ 이하(더욱 바람직하게는 0.8％ 이하)이다.
[V 및/또는 Nb:합계로 0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음)]
V 및 Nb는, 미세한 탄화물을 형성하고, 피닝 효과에 의해 조직을 미세하게 하는 효과가 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 합계로 0.001％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 이들 원소의 함유량이 과잉으로 되면, 조대한 탄화물이 형성되고, 파괴의 기점으로 됨으로써 반대로 연성을 열화시키므로, 합계로 0.1％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 이들 원소 함유량의 보다 바람직한 하한은 합계로 0.005％ 이상(더욱 바람직하게는 0.008％ 이상)이며, 보다 바람직한 상한은 합계로 0.08％ 이하(더욱 바람직하게는 0.06％ 이하)이다.
본 발명에 따르면, 프레스 성형 조건(각 강판 영역에 따른 가열 온도나 냉각 속도)을 적절하게 조정함으로써, 성형품에 있어서의 성형 영역마다의 강도나 연신율 등의 특성을 제어할 수 있고, 또한 고연성(잔존 연성)의 열간 프레스 성형품이 얻어지므로, 지금까지의 열간 프레스 성형품으로는 적용하기 어려웠던 부위(예를 들어, 내충격 특성 및 에너지 흡수 억제의 양쪽이 요구되는 부재)에도 적용이 가능해져, 열간 프레스 성형품의 적용 범위를 넓히는 데 있어서 극히 유용하다. 또한, 본 발명에서 얻어지는 성형품은, 냉간 프레스 성형한 후에 통상의 어닐링을 실시하여 조직 조정한 성형품에 비해, 잔존 연성이 더욱 큰 것으로 된다.
이하, 본 발명의 효과를 실시예에 의해 더욱 구체적으로 나타내지만, 하기 실시예는 본 발명을 한정하는 것이 아니라, 전·후기의 취지에 비추어 설계 변경하는 것은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함되는 것이다.
본원은, 2012년 3월 15일에 출원된 일본 특허 출원 제2012-59448호에 기초하는 우선권의 이익을 주장하는 것이다. 2012년 3월 15일에 출원된 일본 특허 출원 제2012-59448호의 명세서의 전체 내용이, 본원에 참고를 위해 원용된다.
실시예
하기 표 1에 나타낸 화학 성분 조성을 갖는 강재를 진공 용제하고, 실험용 슬래브로 한 후, 열간 압연을 행하고, 그 후에 냉각하여 권취하였다. 또한, 냉간 압연을 하여 박강판으로 하였다. 또한, 표 1 중의 표 1 중의 Ac1 변태점, Ac3 변태점 및 Ms점은, 다음의 (1)식∼(3)식을 사용하여 구한 것이다[예를 들어, 「레슬리 철강 재료학」마루젠, (1985) 참조]. 또한, 표 1에는, (Ac1 변태점×0.2＋Ac3 변태점×0.8)의 계산값(이하, 「A값」으로 함)도 동시에 나타냈다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
단, [C], [Si], [Mn], [P], [Al], [Ti], [V], [Cr], [Mo], [Cu] 및 [Ni]는, 각각 C, Si, Mn, P, Al, Ti, V, Cr, Mo, Cu 및 Ni의 함유량(질량％)을 나타낸다. 또한, 상기 (1)식∼(3)식의 각 항에 나타내어진 원소가 포함되지 않는 경우에는, 그 항이 없는 것으로 하여 계산한다.
Figure pct00004
얻어진 강판을, 각 강판 영역에 있어서의 가열 온도를 변화시켜, 성형·냉각 처리를 실시하였다. 구체적으로는, 도 2에 도시하는 HAT(햇 채널) 형상의 굽힘 성형 금형을 사용하여 프레스 성형을 행하였다. 각 강판 영역에 있어서의 가열 온도, 평균 냉각 속도를 하기 표 2에 나타낸다[성형 종료 온도(이형 온도)는 어느 영역이나 200℃]. 성형·냉각 시의 강판 사이즈는, 220㎜×500㎜(판 두께:1.4㎜)로 하였다(제1 강판 영역과 제2 강판 영역의 면적 비율은 1:1). 성형한 프레스 성형품의 형상을 도 3[도 3의 (a)는 사시도, 도 3의 (b)는 단면도]에 나타낸다.
Figure pct00005
상기한 처리(가열, 성형, 냉각)를 행한 각 강판에 대해, 인장 강도(TS) 및 연신율[전연신율(EL)], 금속 조직의 관찰(각 조직의 분율)을 하기 요령으로 행하였다.
{인장 강도(TS) 및 연신율[전연신율(EL)]}
JIS5호 시험편을 사용하여 인장 시험을 행하고, 인장 강도(TS), 연신율(EL)을 측정하였다. 이때, 인장 시험의 변형 속도:10㎜/초로 하였다. 본 발명에서는, (a) 제1 강판 영역에 있어서, 인장 강도(TS)가 1470㎫ 이상이며 연신율(EL)이 10％ 이상을 만족하고, 또한 (b) 제2 강판 영역에 있어서 인장 강도(TS)가 980㎫ 이상이며 연신율(EL)이 15％ 이상을 만족할 때에 합격이라고 평가하였다.
[금속 조직의 관찰(각 조직의 분율)]
(1) 강판 중의 마르텐사이트, 어닐링 마르텐사이트, 베이나이트, 어닐링 베이나이트의 조직에 대해서는, 강판을 나이탈로 부식하고, SEM(배율:1000배 또는 2000배) 관찰에 의해, 마르텐사이트, 어닐링 마르텐사이트, 베이나이트, 어닐링 베이나이트를 구별하고, 각각의 분율(면적률)을 구하였다.
(2) 강판 중의 잔류 오스테나이트 분율(면적률)은 강판의 1/4의 두께까지 연삭한 후, 화학 연마하고 나서 X선 회절법에 의해 측정하였다[예를 들어, ISJJ Int. Vol.33. (1933), No.7, P.776].
(3) 마르텐사이트(켄칭 상태 마르텐사이트)의 면적률에 대해서는, 강판을 레페라 부식하고, SEM 관찰에 의해 흰 콘트라스트를, 마르텐사이트(켄칭 상태 마르텐사이트)와 잔류 오스테나이트의 혼합 조직으로 하여 면적률을 측정하고, 그로부터 X선 회절에 의해 구한 잔류 오스테나이트 분율을 차감하여, 켄칭 상태 마르텐사이트 분율을 계산하였다.
성형품의 각 성형 영역에 있어서의 금속 조직의 측정 결과를 하기 표 3에, 성형품의 각 성형 영역에 있어서의 기계적 특성을 하기 표 4에, 각각 나타낸다.
Figure pct00006
Figure pct00007
이들 결과로부터, 다음과 같이 고찰할 수 있다. 시험 No.1, 4의 것은, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 실시예이며, 각 성형 영역에 있어서의 강도-연성 밸런스가 고성능으로 달성되어 있는 성형품이 얻어지고 있는 것을 알 수 있다.
이에 반해, 시험 No.2, 3의 것은 본 발명에서 규정하는 어느 하나의 요건을 만족하지 않는 비교예이며, 어느 하나의 특성이 열화되어 있다. 즉, 시험 No.2의 것은, 성형 영역 2에서 Ac1 변태점 이하의 가열로 하였으므로, 100％ 템퍼링 마르텐사이트 조직으로 되어 있고, 켄칭 상태 마르텐사이트가 형성되어 있지 않아, 강도가 확보되어 있지 않다. 시험 No.3의 것은, 종래 22MnB5 상당강(표 1의 강종 B)을 대상으로 한 것이며, 높은 강도는 얻어지고 있지만, 잔류 오스테나이트가 확보되어 있지 않아, 낮은 연신율(EL)밖에 얻어지고 있지 않다.
본 발명의 열간 프레스 성형품은, 마르텐사이트:80∼97면적％, 잔류 오스테나이트:3∼20면적％를 각각 포함하고, 잔량부 조직이 5면적％ 이하인 금속 조직을 나타내는 제1 성형 영역과, 어닐링 마르텐사이트 또는 어닐링 베이나이트:30∼97면적％, 켄칭 상태 마르텐사이트:0∼67면적％, 잔류 오스테나이트:3∼20면적％로 이루어지는 금속 조직을 나타내는 제2 성형 영역을 갖는 것으로 함으로써, 단일 성형품 내에 내충격 부위와 에너지 흡수 부위에 상당하는 영역을 갖고, 각각의 영역에 따라, 고강도와 연신율의 밸런스를 고레벨로 달성할 수 있다.
1 : 펀치
2 : 다이
3 : 블랭크 홀더
4 : 강판(블랭크)

Claims (7)

  1. 열간 프레스 성형법에 의해 박강판을 성형한 열간 프레스 성형품이며, 마르텐사이트:80∼97면적％, 잔류 오스테나이트:3∼20면적％를 각각 포함하고, 잔량부 조직이 5면적％ 이하인 금속 조직을 나타내는 제1 성형 영역과, 어닐링 마르텐사이트 또는 어닐링 베이나이트:30∼97면적％, 켄칭 상태 마르텐사이트:0∼67면적％, 잔류 오스테나이트:3∼20면적％로 이루어지는 금속 조직을 나타내는 제2 성형 영역을 갖는 것인 것을 특징으로 하는, 열간 프레스 성형품.
  2. 제1항에 있어서, 제1 성형 영역 및 제2 성형 영역은, 화학 성분 조성이 동등하고, 각 성형 영역의 강은,
    C:0.1∼0.3％(질량％의 의미. 이하, 화학 성분 조성에 대해 동일함),
    Si:0.5∼3％,
    Mn:0.5∼2％,
    P:0.05％ 이하(0％를 포함하지 않음),
    S:0.05％ 이하(0％를 포함하지 않음),
    Al:0.01∼0.1％ 및
    N:0.001∼0.01％
    를 각각 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 것인, 열간 프레스 성형품.
  3. 제2항에 있어서, 상기 강이, 또 다른 원소로서, B:0.01％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및 Ti:0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 함유하는 것인, 열간 프레스 성형품.
  4. 제2항 또는 제3항에 있어서, 상기 강이, 또 다른 원소로서, Cu, Ni, Cr 및 Mo로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상:합계로 1％ 이하(0％를 포함하지 않음) 함유하는 것인, 열간 프레스 성형품.
  5. 제2항 또는 제3항에 있어서, 상기 강이, 또 다른 원소로서, V 및/또는 Nb:합계로 0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음) 함유하는 것인, 열간 프레스 성형품.
  6. 박강판을 적어도 제1 및 제2를 포함하는 복수의 영역으로 나누어 성형함으로써, 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 열간 프레스 성형품을 제조하는 방법이며,
    상기 박강판으로서, 마르텐사이트 또는 베이나이트가 80면적％ 이상의 금속 조직을 갖는 것을 사용하고,
    제1 성형 영역을 Ac3 변태점 이상, 1000℃ 이하의 온도로 가열하는 제1 가열 처리와, 제2 성형 영역을 Ac1 변태점 이상, (Ac1 변태점×0.2＋Ac3 변태점×0.8)에 상당하는 온도 이하로 가열하는 제2 가열 처리를 포함하는 복수의 가열 처리를 병행하여 행하는 가열 공정에 의해 상기 박강판을 가열한 후,
    적어도 제1 성형 영역 및 제2 성형 영역에 대해서는, 모두 금형으로 프레스함으로써 평균 냉각 속도 20℃/초 이상의 냉각과 성형을 개시하고,
    마르텐사이트 변태 개시 온도보다 50℃ 낮은 온도 이하에서 성형을 종료하는 것을 특징으로 하는, 열간 프레스 성형품의 제조 방법.
  7. 박강판을 적어도 제1 및 제2를 포함하는 복수의 영역으로 나누어 성형함으로써, 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 열간 프레스 성형품을 제조하는 방법이며,
    제1 성형 영역을 Ac3 변태점 이상, 1000℃ 이하의 온도로 가열하는 제1 가열 처리와, 제2 성형 영역을 Ac1 변태점 이상, (Ac1 변태점×0.2＋Ac3 변태점×0.8)에 상당하는 온도 이하로 가열하는 제2 가열 처리를 포함하는 복수의 가열 처리를 병행하여 행하는 가열 공정에 의해 상기 박강판을 가열한 후,
    적어도 제1 성형 영역 및 제2 성형 영역에 대해서는, 모두 금형으로 프레스함으로써 평균 냉각 속도 20℃/초 이상의 냉각과 성형을 개시하고,
    마르텐사이트 변태 개시 온도보다 50℃ 낮은 온도 이하에서 성형을 종료하는 것을 특징으로 하는, 열간 프레스 성형품의 제조 방법.
KR1020147025092A 2012-03-15 2013-03-15 열간 프레스 성형품 및 그 제조 방법 KR20140129129A (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012059448A JP5890711B2 (ja) 2012-03-15 2012-03-15 熱間プレス成形品およびその製造方法
JPJP-P-2012-059448 2012-03-15
PCT/JP2013/057469 WO2013137454A1 (ja) 2012-03-15 2013-03-15 熱間プレス成形品およびその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR20140129129A true KR20140129129A (ko) 2014-11-06

Family

ID=49161349

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020147025092A KR20140129129A (ko) 2012-03-15 2013-03-15 열간 프레스 성형품 및 그 제조 방법

Country Status (6)

Country Link
US (1) US9850554B2 (ko)
EP (1) EP2826879A4 (ko)
JP (1) JP5890711B2 (ko)
KR (1) KR20140129129A (ko)
CN (1) CN104204251B (ko)
WO (1) WO2013137454A1 (ko)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101673342B1 (ko) * 2015-10-02 2016-11-16 현대자동차 주식회사 핫 스탬핑 방법 및 핫 스탬핑 강

Families Citing this family (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016003389A (ja) * 2014-06-20 2016-01-12 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス用鋼板、並びに該鋼板を用いた熱間プレス成形品及びその製造方法
JP6318971B2 (ja) * 2014-08-18 2018-05-09 株式会社豊田中央研究所 熱間プレス成形方法
KR101657376B1 (ko) * 2014-12-26 2016-09-13 현대제철 주식회사 핫 스탬핑 부품 및 그 제조 방법
JP6309480B2 (ja) * 2015-03-31 2018-04-11 住友重機械工業株式会社 成形装置
CN104831020A (zh) * 2015-04-03 2015-08-12 燕山大学 一种非均匀温度场下冲压淬火成形方法
US9968977B2 (en) * 2015-07-06 2018-05-15 GM Global Technology Operations LLC Method of shaping a component
WO2017098305A1 (en) * 2015-12-09 2017-06-15 Arcelormittal Vehicle underbody structure comprising a transversal beam of varying resistance to plastic deformation
US10619223B2 (en) 2016-04-28 2020-04-14 GM Global Technology Operations LLC Zinc-coated hot formed steel component with tailored property
US10385415B2 (en) 2016-04-28 2019-08-20 GM Global Technology Operations LLC Zinc-coated hot formed high strength steel part with through-thickness gradient microstructure
US10288159B2 (en) 2016-05-13 2019-05-14 GM Global Technology Operations LLC Integrated clutch systems for torque converters of vehicle powertrains
US10240224B2 (en) 2016-08-12 2019-03-26 GM Global Technology Operations LLC Steel alloy with tailored hardenability
JP6519565B2 (ja) * 2016-10-11 2019-05-29 トヨタ自動車株式会社 フロアパネル
WO2018097200A1 (ja) 2016-11-25 2018-05-31 新日鐵住金株式会社 焼き入れ成形品の製造方法、熱間プレス用鋼材の製造方法、及び熱間プレス用鋼材
US10260121B2 (en) 2017-02-07 2019-04-16 GM Global Technology Operations LLC Increasing steel impact toughness
CA3057804C (en) 2017-03-24 2020-04-07 Nippon Steel Corporation Hat member
WO2019003451A1 (ja) * 2017-06-30 2019-01-03 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板
WO2019038788A2 (en) * 2017-08-25 2019-02-28 Metalsa India Private Limited IMPROVED TRANSVERSE ELEMENT AND TRANSVERSE ELEMENT ASSEMBLY FOR VEHICLE FRAME
WO2019222950A1 (en) 2018-05-24 2019-11-28 GM Global Technology Operations LLC A method for improving both strength and ductility of a press-hardening steel
WO2019241902A1 (en) 2018-06-19 2019-12-26 GM Global Technology Operations LLC Low density press-hardening steel having enhanced mechanical properties
CN111197145B (zh) 2018-11-16 2021-12-28 通用汽车环球科技运作有限责任公司 钢合金工件和用于制造压制硬化钢合金部件的方法
JP7151871B2 (ja) * 2019-03-20 2022-10-12 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
US11530469B2 (en) 2019-07-02 2022-12-20 GM Global Technology Operations LLC Press hardened steel with surface layered homogenous oxide after hot forming
DE102019215053A1 (de) * 2019-09-30 2021-04-01 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zur Herstellung eines zumindest teilweise vergüteten Stahlblechbauteils und zumindest teilweise vergütetes Stahlblechbauteil
CN111235375A (zh) * 2019-10-28 2020-06-05 金华克钻特钢工具有限公司 一种锯片热处理工艺
CN113025876A (zh) 2019-12-24 2021-06-25 通用汽车环球科技运作有限责任公司 高性能压制硬化钢组件
CN113025877A (zh) * 2019-12-24 2021-06-25 通用汽车环球科技运作有限责任公司 高性能压制硬化钢

Family Cites Families (11)

* 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
JP4445365B2 (ja) * 2004-10-06 2010-04-07 新日本製鐵株式会社 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法
JP4427465B2 (ja) * 2005-02-02 2010-03-10 新日本製鐵株式会社 生産性に優れたホットプレス高強度鋼製部材の製造方法
DE102010004081C5 (de) * 2010-01-06 2016-11-03 Benteler Automobiltechnik Gmbh Verfahren zum Warmformen und Härten einer Platine
JP5327106B2 (ja) * 2010-03-09 2013-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス部材およびその製造方法
JP5598157B2 (ja) * 2010-08-20 2014-10-01 新日鐵住金株式会社 耐遅れ破壊特性及び衝突安全性に優れたホットプレス用鋼板及びその製造方法
CN103547694B (zh) * 2011-04-28 2017-07-25 株式会社神户制钢所 热压成形品及其制造方法
ES2603590T3 (es) 2011-06-10 2017-02-28 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Artículo moldeado en prensa caliente, método para producir el mismo, y lámina fina de acero para el moldeado en prensa caliente
CN102304612B (zh) 2011-09-20 2013-07-17 山东建筑大学 超高强钢高温拼接淬火成形工艺及装置
JP5756773B2 (ja) * 2012-03-09 2015-07-29 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス用鋼板およびプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法
JP5756774B2 (ja) * 2012-03-09 2015-07-29 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス用鋼板およびプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101673342B1 (ko) * 2015-10-02 2016-11-16 현대자동차 주식회사 핫 스탬핑 방법 및 핫 스탬핑 강

Also Published As

Publication number Publication date
EP2826879A1 (en) 2015-01-21
EP2826879A4 (en) 2015-11-04
CN104204251A (zh) 2014-12-10
JP5890711B2 (ja) 2016-03-22
JP2013194249A (ja) 2013-09-30
US9850554B2 (en) 2017-12-26
US20140367002A1 (en) 2014-12-18
CN104204251B (zh) 2016-08-24
WO2013137454A1 (ja) 2013-09-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR20140129129A (ko) 열간 프레스 성형품 및 그 제조 방법
KR20140129128A (ko) 열간 프레스 성형품 및 그 제조 방법
KR101827188B1 (ko) 열간 프레스용 강판 및 프레스 성형품, 및 프레스 성형품의 제조 방법
JP5873393B2 (ja) 熱間プレス成形品、その製造方法および熱間プレス成形用薄鋼板
JP5883351B2 (ja) 熱間プレス成形品、その製造方法および熱間プレス成形用薄鋼板
KR101587751B1 (ko) 프레스 성형품의 제조 방법 및 프레스 성형품
KR101609967B1 (ko) 열간 프레스용 강판 및 프레스 성형품, 및 프레스 성형품의 제조 방법
KR101609968B1 (ko) 열간 프레스용 강판 및 프레스 성형품, 및 프레스 성형품의 제조 방법
JP5883350B2 (ja) 熱間プレス成形品、その製造方法および熱間プレス成形用薄鋼板
KR101827187B1 (ko) 열간 프레스용 강판 및 프레스 성형품, 및 프레스 성형품의 제조 방법
KR20160003866A (ko) 열간 프레스 성형품의 제조 방법
JP6073154B2 (ja) 熱間プレス成形品の製造方法
KR20140119811A (ko) 프레스 성형품의 제조 방법 및 프레스 성형품
KR101716624B1 (ko) 프레스 성형품의 제조 방법 및 프레스 성형품

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E601 Decision to refuse application