KR102262353B1 - 핫 스탬프 성형체 및 그의 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

강판으로부터 블랭크재를 형성하고, 블랭크재의 제1 ??칭을 행하고, 제1 ??칭 후에, 블랭크재의 제2 ??칭을 행한다. 제1 ??칭을 행할 때는, 블랭크재를 (Ac3점-50)℃ 이상 1200℃ 이하의 제1 온도까지 2℃/초 이상의 평균 가열 속도로 가열하고, 블랭크재를 제1 온도에서 250℃ 이하의 제2 온도까지 냉각한다. 제2 ??칭을 행할 때는, 블랭크재를 제2 온도에서 (Ac3점-50)℃ 이상 1200℃ 이하의 제3 온도까지 2℃/초 이상의 평균 가열 속도로 가열하고, 블랭크재를 제3 온도에서 250℃ 이하의 제4 온도까지 냉각한다. 제1 ??칭 혹은 제2 ??칭 또는 이들 양쪽에 있어서 블랭크재의 성형을 행한다.

Description

핫 스탬프 성형체 및 그의 제조 방법
본 발명은, 핫 스탬프 성형체 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
종래, 지구 환경 문제 및 충돌 안전 성능의 관점에서, 자동차용 구조 부품의 박육화 및 고강도화가 요구되고 있다. 이들 요구에 부응하기 위해, 고강도 강판을 소재로 하는 자동차용 구조 부품이 증가하고 있다. 또한, 고강도 강판의 성형 방법으로서, 핫 스탬프라고 불리는 방법이 알려져 있다. 핫 스탬프에서는, C 함유량이 0.20질량％ 내지 0.22질량％ 정도인 강판을 700℃ 이상의 고온 영역에서 프레스 성형하고, 프레스 금형 내 또는 프레스 금형 외에서 ??칭을 행한다. 핫 스탬프에 따르면, 강판의 강도가 저하되는 고온 영역에서 성형을 실시하기 때문에, 냉간 프레스에서 발생하는 성형 불량을 억제할 수 있다. 또한, 성형 후의 ??칭에 의해 마르텐사이트를 주상으로 하는 조직이 얻어지기 때문에, 높은 강도를 얻을 수 있다. 이 때문에, 인장 강도가 1500MPa 정도인 핫 스탬프 성형체가 세계적으로 널리 사용되고 있다.
그러나, 본 발명자들이 가일층 고강도화를 위한 연구를 행한바, 1900MPa 이상의 인장 강도를 갖는 핫 스탬프 성형체에서는, 저응력 파괴가 발생하는 경우가 있다는 것이 밝혀졌다. 저응력 파괴가 발생하는 핫 스탬프 성형체가 자동차용 구조 부품에 사용되면, 설계 단계에서 견딜 수 있다고 계산된 충격을 받은 경우에도 당해 부품이 파괴될 가능성이 있다. 따라서, 저응력 파괴의 억제는, 자동차용 구조 부품의 충돌 안전성의 확보에 극히 중요하다. 지금까지, 마르에이지 강의 저응력 파괴는 알려져 있었지만, 핫 스탬프 성형체의 저응력 파괴는 알려져 있지 않았다.
일본 특허 공개 제2012-41613호 공보 일본 특허 공개 제2014-156653호 공보 일본 특허 제5756773호 공보 일본 특허 공개 제2014-118613호 공보 일본 특허 제5402191호 공보
카와베 요시쿠니: 철과 강, 68, 1982, 2595
본 발명은, 고강도로 저응력 파괴를 억제할 수 있는 핫 스탬프 성형체 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 1900MPa 이상의 인장 강도를 갖는 핫 스탬프 성형체에 있어서 저응력 파괴가 발생하는 원인을 해명하기 위해서 검토를 행하였다.
여기서, 본원에 있어서의 저응력 파괴에 관한 지표에 대해서 설명한다. 본원에서는, JIS Z 2201에 준거한 인장 시험편을 사용하고, JIS Z 2241에 준거한 조건에서 인장 시험을 행한 경우에, 파단이 하기의 식 1이 만족되기 전에 발생하는 재료를 저응력 파괴가 발생하는 재료라고 하고, 식 1이 만족된 후에 발생하는 재료를 저응력 파괴가 발생하지 않는 재료라고 한다. 식 1에 있어서, σ는 진응력, ε은 진변형을 나타낸다.
dσ/dε＝σ … (식 1)
식 1은, 변형 중의 체적 1정칙으로부터 유도되는 하중 최대 조건이다. 통상, 인장 시험의 개시 직후에는 dσ/dε이 σ보다 크고, 변형이 진행됨에 따라 dσ/dε이 작아짐과 함께 σ가 커진다. 그리고, 저응력 파괴가 발생하지 않는 재료에서는, dσ/dε이 σ와 동등해진 순간에 하중이 최대로 되고, 그 이후에는 인장 시험편에 잘록한 부분이 발생하기 때문에, 하중이 저하된다. 한편, 저응력 파괴가 발생하는 재료에서는, 인장 시험편에 잘록한 부분이 발생하기 전에, 즉 dσ/dε이 σ보다 큰 단계에서 파단이 발생한다.
본 발명자들은, 상기 검토에 있어서, 먼저, 핫 스탬프 성형체의 조직과 저응력 파괴의 관계를 조사하였다. 이 결과, 구γ 입자가 미세할수록, 또한, 조대한 탄화물이 적을수록, 저응력 파괴가 발생하기 어렵다는 것이 밝혀졌다.
그러나, 종래의 핫 스탬프에서는, 구γ 입자의 미세화 및 조대 탄화물의 감소를 양립시키는 것은 곤란하여, 저응력 파괴를 억제하여 파단 특성을 충분히 향상시킬 수는 없다. 즉, 구γ 입자의 미세화에는, 핫 스탬프의 가열 온도 및 가열 시간의 저하가 바람직하지만, 가열 온도 및 가열 시간의 저하는 가열 중의 탄화물의 용해량의 감소로 이어져, 조대 탄화물이 잔류하기 쉬워진다. 반대로, 조대 탄화물의 감소에는, 핫 스탬프의 가열 온도 및 가열 시간의 증가가 바람직하지만, 가열 온도 및 가열 시간의 증가는 구γ 입자의 조대화로 이어진다.
그래서, 본 발명자들은, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입자의 미세화 및 조대 탄화물의 감소를 양립시키기 위해서, 핫 스탬프에 제공하는 강판의 조직의 개량에 대해서 검토하였다. 이 결과, 조대 탄화물을 잔류하기 어렵게 하기 위해서, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 주상으로 하여, 조대한 탄화물을 포함하기 쉬운 페라이트 및 펄라이트를 저감하는 것이 바람직하다는 것, 및 핫 스탬프의 가열 중에 미세한 γ를 얻기 위해서, γ에의 역변태의 핵 생성 사이트로 되는 탄화물을 강판 내에 미세하게 분산시켜 두는 것이 바람직하다는 것이 밝혀졌다. 이러한 조직을 갖는 강판을 핫 스탬프함으로써, 파단 특성이 매우 우수한 핫 스탬프 성형체가 얻어졌다. 그러나, 이러한 강판에는 다음과 같은 문제가 있다.
주상이 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트인 강판의 경도는, 핫 스탬프 후의 경도, 즉 핫 스탬프 성형체의 경도와 동일 정도이다. 인장 강도가 1900MPa인 핫 스탬프 성형체의 비커스 경도는 550Hv 정도이기 때문에, 인장 강도가 1900MPa 이상인 핫 스탬프 성형체를 얻고자 하는 경우, 강판의 비커스 경도는 550Hv 정도 이상으로 된다. 핫 스탬프 성형체를 제조하는 경우, 핫 스탬프 전에 강판을 시어 절단 또는 펀칭 가공 등에 의해 블랭킹하여 블랭크재를 형성하는바, 비커스 경도가 550Hv 이상인 강판의 블랭킹은 극히 곤란하다.
그래서, 본 발명자들은, 또한 예의 검토를 행하였다. 이 결과, 본 발명자들은, 블랭킹 후에 소정의 조건에서 적어도 2회의 ??칭을 행함으로써, 새로운 조직을 갖고, 우수한 파단 특성을 구비한 핫 스탬프 성형체가 얻어진다는 것을 지견하고, 이러한 지견에 기초하여, 이하에 나타내는 발명의 제 양태에 상도하였다.
(1)
강판으로부터 블랭크재를 형성하는 공정과,
상기 블랭크재의 제1 ??칭을 행하는 공정과,
상기 제1 ??칭 후에, 상기 블랭크재의 제2 ??칭을 행하는 공정을
갖고,
상기 제1 ??칭을 행하는 공정은,
상기 블랭크재를 (Ac3점-50)℃ 이상 1200℃ 이하의 제1 온도까지 2℃/초 이상의 평균 가열 속도로 가열하는 공정과,
상기 블랭크재를 상기 제1 온도에서 250℃ 이하의 제2 온도까지 냉각하는 공정을
갖고,
상기 제2 ??칭을 행하는 공정은,
상기 블랭크재를 상기 제2 온도에서 (Ac3점-50)℃ 이상 1200℃ 이하의 제3 온도까지 2℃/초 이상의 평균 가열 속도로 가열하는 공정과,
상기 블랭크재를 상기 제3 온도에서 250℃ 이하의 제4 온도까지 냉각하는 공정을
갖고,
상기 제1 ??칭 혹은 상기 제2 ??칭 또는 이들 양쪽에 있어서 상기 블랭크재의 성형을 행하는 것을 특징으로 하는 핫 스탬프 성형체의 제조 방법.
(2)
상기 제1 온도까지 가열하는 공정과 상기 제2 온도까지 냉각하는 공정의 사이에, 상기 제1 온도에 1초간 이상 유지하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 핫 스탬프 성형체의 제조 방법.
(3)
상기 제3 온도는, (Ac3점-50)℃ 이상 1000℃ 이하인 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 핫 스탬프 성형체의 제조 방법.
(4)
상기 제2 온도에서 상기 제3 온도까지의 가열을 5℃/초 이상의 평균 가열 속도로 행하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (3) 중 어느 것에 기재된 핫 스탬프 성형체의 제조 방법.
(5)
상기 제3 온도까지 가열하는 공정과 상기 제4 온도까지 냉각하는 공정의 사이에, 상기 제3 온도에 0.1초 이상 300초 이하 유지하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (4) 중 어느 것에 기재된 핫 스탬프 성형체의 제조 방법.
(6)
상기 제2 ??칭을 행하는 공정은, 700℃에서 Ms점-50℃의 제5 온도까지 20℃/초의 평균 냉각 속도로 상기 블랭크재를 냉각하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (5) 중 어느 것에 기재된 핫 스탬프 성형체의 제조 방법.
(7)
프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율: 합계로 80％ 이상,
구오스테나이트 입경: 20㎛ 이하, 또한
탄화물의 평균 입경: 0.5㎛ 이하,
로 표시되는 강 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 핫 스탬프 성형체.
(8)
C 함유량이 0.27질량％ 이상 0.60질량％ 이하인 것을 특징으로 하는 (7)에 기재된 핫 스탬프 성형체.
(9)
비커스 경도가 550Hv 이상인 것을 특징으로 하는 (7) 또는 (8)에 기재된 핫 스탬프 성형체.
본 발명에 따르면, 고강도로 저응력 파괴를 억제할 수 있는 핫 스탬프 성형체를 얻을 수 있다.
이하, 본 발명의 실시 형태에 대해서 설명한다.
우선, 본 발명의 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체의 강 조직에 대해서 설명한다. 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체는, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율: 합계로 80％ 이상, 구오스테나이트 입경: 20㎛ 이하, 탄화물의 평균 입경: 0.5㎛ 이하로 표시되는 강 조직을 갖고 있다. 핫 스탬프 성형체는, 핫 스탬프를 거쳐서 얻어지는 성형체이다.
(프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율: 합계로 80％ 이상)
프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트는 강도의 향상에 기여한다. 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율이 합계로 80％ 미만에서는 충분한 강도, 예를 들어 1900MPa 이상의 인장 강도가 얻어지지 않는다. 따라서, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율은 합계로 80％ 이상이다. 재료의 기계적 특성은 조직 또는 상의 체적 분율에 의존하지만, 강 조직이 등방적이라면, 체적 분율은 면적 분율과 등가이다. 그리고, 면적 분율은 체적 분율보다도 간이하게 측정할 수 있다. 그래서, 본원에서는, 면적 분율을 사용한다.
(구오스테나이트 입경(구γ 입경): 20㎛ 이하)
구γ 입경은, 구γ 입자의 평균 입경이다. 구γ 입경이 20㎛ 초과에서는, 충분한 파괴 인성이 얻어지지 않아, 저응력 파괴가 발생하기 쉽다. 따라서, 구γ 입경은 20㎛ 이하이다. 파괴 인성의 향상 및 저응력 파괴의 억제 관점에서, 구γ 입경은, 바람직하게는 15㎛ 이하이고, 보다 바람직하게는 10㎛ 이하이다.
(탄화물의 평균 입경: 0.5㎛ 이하)
탄화물의 평균 입경이 0.5㎛ 초과에서는, 조대한 탄화물을 기점으로 한 저응력 파괴가 발생하기 쉽다. 따라서, 탄화물의 평균 입경은 0.5㎛ 이하이다. 저응력 파괴의 억제의 관점에서, 탄화물의 평균 입경은, 바람직하게는 0.3㎛ 이하이다. 탄화물에는, 시멘타이트 및 ε 탄화물 등의 철계 탄화물 그리고 탄질화물이 포함된다.
일반적인 강 조직에는, 예를 들어 페라이트, 펄라이트, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 프레시 마르텐사이트 혹은 템퍼링 마르텐사이트 또는 이들의 임의의 조합이 포함된다. 여기서, 이들 조직 또는 상의 면적 분율을 측정하는 방법의 예에 대해서 설명한다.
페라이트, 펄라이트, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율의 측정에서는, 강판으로부터 압연 방향에 평행하고 또한 두께 방향에 평행한 단면을 관찰면으로서 시료를 채취한다. 이어서, 관찰면을 연마하고, 나이탈 에칭하여, 강판의 두께를 t로 했을 때의 강판 표면으로부터 t/8의 깊이로부터 3t/8의 깊이까지의 범위를 5000배의 배율로 전해 방사형 주사형 전자 현미경(field emission scanning electron microscope: FE- SEM)으로 관찰한다. 이 방법에 의해, 페라이트, 펄라이트, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 동정할 수 있다. 이러한 관찰을 10시야에 대해서 행하고, 10시야의 평균값으로부터 페라이트, 펄라이트, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 각 면적 분율이 얻어진다. 후술하는 바와 같이, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트는, 라스상의 결정립 내의 철기 탄화물의 유무 및 신장 방향에 의해 서로로부터 구별할 수 있다.
상부 베이나이트는, 라스상의 결정립 집합이며, 라스 사이에 탄화물을 포함한다. 하부 베이나이트는, 라스상의 결정립 집합이며, 내부에 긴 직경이 5nm 이상인 철기 탄화물을 포함한다. 하부 베이나이트에 포함되는 철기 탄화물은 단일의 밸리언트를 갖고, 하나의 결정립 내에 존재하는 철기 탄화물은 실질적으로 단일의 방향으로 신장되어 있다. 여기에서 말하는 「실질적으로 단일의 방향」이란, 각도 차가 5° 이내인 방향을 의미한다. 템퍼링 마르텐사이트는, 라스상의 결정립 집합이며, 내부에 긴 직경이 5nm 이상인 철기 탄화물을 포함한다. 단, 하부 베이나이트와는 상이하게, 템퍼링 마르텐사이트에 포함되는 철기 탄화물은 복수의 밸리언트를 갖고, 하나의 결정립 내에 존재하는 철기 탄화물은 복수의 방향으로 신장되어 있다. 따라서, 템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트는, 철기 탄화물이 신장되는 방향이 복수인지 단일인지에 따라 판별할 수 있다.
잔류 오스테나이트의 면적 분율의 측정에서는, 강판으로부터 시료를 채취하고, 강판 표면으로부터의 t/4의 깊이까지의 부분을 화학 연마하여, 압연면에 평행한 강판 표면으로부터의 깊이가 t/4인 면에 있어서의 X선 회절 강도를 측정한다. 예를 들어, 잔류 오스테나이트의 면적 분율 Sγ는 다음 식으로 표시된다.
Sγ＝(I200f＋I220f＋I311f)/(I200b＋I211b)×100
(I200f, I220f, I311f는, 각각 면심입방격자(fcc)상의 (200), (220), (311)의 회절 피크의 강도, I200b, I211b는, 각각 체심입방격자(bcc)상의 (200), (211)의 회절 피크의 강도를 나타낸다.)
프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트는, 나이탈 에칭에서는 충분히 부식되지 않기 때문에, 페라이트, 펄라이트, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트로부터 구별할 수 있다. 따라서, FE-SEM 관찰에 있어서의 잔부의 면적 분율로부터 잔류 오스테나이트의 면적 분율 Sγ를 뺌으로써 프레시 마르텐사이트의 면적 분율을 특정할 수 있다.
페라이트는 괴상의 결정립이며, 내부에 라스 등의 하부 조직을 포함하지 않는다. 펄라이트는, 페라이트 및 시멘타이트가 교대로 층상으로 되어 있는 조직이다. 예를 들어, 펄라이트 중의 층상의 페라이트는 상기의 괴상의 페라이트로부터 구별한다.
탄화물의 입경은, 시료의 관찰면에 있어서 측정된 당해 탄화물의 면적으로부터 구해지는 원 상당 직경을 의미한다. 탄화물의 밀도 및 조성은, 예를 들어 에너지 분산형 X선 분광법(energy dispersive X-ray spectrometry: EDX)에 의한 분석 기능을 구비한 투과형 전자 현미경(transmission electron microscope: TEM) 또는 삼차원 아톰 프로브 전해 이온 현미경(atom probe field ion microscope: AP-FIM)을 이용하여 측정할 수 있다.
이어서, 본 발명의 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체 및 그의 제조에 적합한 강판의 화학 조성에 대해서 설명한다. 상술한 바와 같이, 본 발명의 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체는, 강판의 블랭킹 및 블랭크재의 적어도 2회의 ??칭을 거쳐서 제조된다. 따라서, 핫 스탬프 성형체 및 강판의 화학 조성은, 핫 스탬프 성형체의 특성뿐만 아니라, 이들의 처리를 고려한 것이다. 이하의 설명에 있어서, 핫 스탬프 성형체 및 강판에 포함되는 각 원소의 함유량의 단위인 「％」는, 특별히 정함이 없는 한 「질량％」를 의미한다. 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체는, C: 0.27％ 내지 0.60％, Mn: 0.50％ 내지 5.00％, Si: 2.00％ 이하, P: 0.030％ 이하, S: 0.0100％ 이하, 산 가용성 Al(sol.Al): 0.100％ 이하, N: 0.0100％ 이하, B: 0.0000％ 내지 0.0050％, Cr: 0.00％ 내지 0.50％, Mo: 0.00％ 내지 0.50％, Ti: 0.000％ 내지 0.100％, Nb: 0.000％ 내지 0.100％, V: 0.000％ 내지 0.100％, Cu: 0.000％ 내지 1.000％, Ni: 0.000％ 내지 1.000％, O: 0.00％ 내지 0.02％, W: 0.0％ 내지 0.1％, Ta: 0.0％ 내지 0.1％, Sn: 0.00％ 내지 0.05％, Sb: 0.00％ 내지 0.05％, As: 0.00％ 내지 0.05％, Mg: 0.00％ 내지 0.05％, Ca: 0.00％ 내지 0.05％, Y: 0.00％ 내지 0.05％, Zr: 0.00％ 내지 0.05％, La: 0.00％ 내지 0.05％, 혹은 Ce: 0.00％ 내지 0.05％, 또한 잔부: Fe 및 불순물로 표시되는 화학 조성을 갖고 있다. 불순물로서는, 광석이나 스크랩 등의 원재료에 포함되는 것, 제조 공정에 있어서 포함되는 것이 예시된다.
(C: 0.27％ 내지 0.60％)
C는, 저렴하고 강도의 향상에 크게 기여한다. C 함유량이 0.27％ 미만에서는, 고가의 원소가 함유되어 있지 않으면, 충분한 강도, 예를 들어 1900MPa 이상의 강도를 얻기 어렵다. 따라서, C 함유량은, 바람직하게는 0.27％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.35％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.40％ 이상이다. 한편, C 함유량이 0.60％ 초과에서는, 수소 취화 특성이 크게 열화되는 경우가 있다. 따라서, C 함유량은, 바람직하게는 0.60％ 이하이다.
(Mn: 0.50％ 내지 5.00％)
Mn은, Ac3점을 저하시켜서 강판의 ??칭성을 향상시킨다. Mn 함유량이 0.50％ 미만에서는, 충분한 ??칭성을 얻을 수 없는 경우가 있다. 따라서, Mn 함유량은, 바람직하게는 0.50％ 이상이고, 보다 바람직하게는 1.00％ 이상이다. 한편, Mn 함유량이 5.00％ 초과에서는, ??칭 전의 강판의 가공성이 열화되는 경우가 있고, ??칭 전의 예비 성형이 곤란해지는 경우가 있다. 또한, Mn의 편석에 기인한 밴드상 조직이 발생하기 쉬워져, 강판의 인성이 열화되는 경우가 있다. 따라서, Mn 함유량은, 바람직하게는 5.00％ 이하이다.
(Si: 2.00％ 이하)
Si는, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. Si 함유량이 2.00％ 초과에서는, Ac3점이 과도하게 높아, ??칭의 가열을 1200℃ 초과에서 행해야만 하거나, 강판의 화성 처리성 및 아연 도금의 도금성이 저하되거나 하는 경우가 있다. 따라서, Si 함유량은, 바람직하게는 2.00％ 이하이고, 보다 바람직하게는 1.00％ 이하이다. Si는 강판의 ??칭성을 높이는 작용을 갖기 때문에, Si가 함유되어 있어도 된다.
(P: 0.030％ 이하)
P는, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. P는, 강판의 가공성을 열화시키거나, 핫 스탬프 성형체의 인성을 열화시키거나 한다. 이 때문에, P 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히, P 함유량이 0.030％ 초과에서, 가공성 및 인성의 저하가 현저하다. 따라서, P 함유량은, 바람직하게는 0.030％ 이하이다.
(S: 0.0100％ 이하)
S는, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. S는, 강판의 성형성을 열화시키거나, 핫 스탬프 성형체의 인성을 열화시키거나 한다. 이 때문에, S 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히, S 함유량이 0.0100％ 초과에서, 성형성 및 인성의 저하가 현저하다. 따라서, S 함유량은, 바람직하게는 0.0100％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0050％ 이하이다.
(sol.Al: 0.100％ 이하)
sol.Al은, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. sol.Al 함유량이 0.100％ 초과에서는, Ac3점이 과도하게 높아, ??칭의 가열을 1200℃ 초과에서 행해야만 하는 경우가 있다. 따라서, sol.Al 함유량은, 바람직하게는 0.100％ 이하이다. sol.Al은, 탈산에 의해 강을 건전화하는 작용을 갖기 때문에, sol.Al이 포함되어 있어도 된다.
(N: 0.0100％ 이하)
N은, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. N은, 강판의 성형성을 열화시킨다. 이 때문에, N 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히, N 함유량이 0.0100％ 초과에서, 성형성의 저하가 현저하다. 따라서, N 함유량은, 바람직하게는 0.0100％ 이하이다.
B, Cr, Mo, Ti, Nb, V, Cu 및 Ni는, 핫 스탬프 성형체 및 강판에 소정량을 한도로 적절히 함유되어 있어도 되는 임의 원소이다.
(B: 0.0000％ 내지 0.0050％)
B는, 강판의 ??칭성을 향상시킨다. 따라서, B가 함유되어 있어도 된다. 이 효과를 충분히 얻기 위해서, B 함유량은, 바람직하게는 0.0001％ 이상이다. 한편, B 함유량이 0.0050％ 초과에서는, 상기의 작용에 의한 효과는 포화되어, 비용적으로 불리해진다. 따라서, B 함유량은, 바람직하게는 0.005％ 이하이다.
(Cr: 0.00％ 내지 0.50％)
Cr은, 강판의 ??칭성을 향상시킨다. 따라서, Cr이 함유되어 있어도 된다. 이 효과를 충분히 얻기 위해서, Cr 함유량은, 바람직하게는 0.18％ 이상이다. 한편, Cr 함유량이 0.50％ 초과에서는, ??칭 전의 강판의 가공성이 열화되는 경우가 있어, ??칭 전의 예비 성형이 곤란해지는 경우가 있다. 따라서, Cr 함유량은, 바람직하게는 0.50％ 이하이다.
(Mo: 0.00％ 내지 0.50％)
Mo는, 강판의 ??칭성을 향상시킨다. 따라서, Mo가 함유되어 있어도 된다. 이 효과를 충분히 얻기 위해서, Mo 함유량은, 바람직하게는 0.03％ 이상이다. 한편, Mo 함유량이 0.50％ 초과에서는, ??칭 전의 강판의 가공성이 열화되는 경우가 있어, ??칭 전의 예비 성형이 곤란해지는 경우가 있다. 따라서, Mo 함유량은, 바람직하게는 0.50％ 이하이다.
(Ti: 0.000％ 내지 0.100％, Nb: 0.000％ 내지 0.100％, V: 0.000％ 내지 0.100％)
Ti, Nb 및 V는, 강화 원소이며, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화로, 강판의 강도의 상승에 기여한다. 이 효과를 충분히 얻기 위해서, Ti 함유량, Nb 함유량 및 V 함유량은, 모두 바람직하게는 0.01％ 이상이다. 한편, Ti 함유량, Nb 함유량 또는 V 함유량이 0.100％ 초과에서는, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성이 열화되는 경우가 있다. 따라서, Ti 함유량, Nb 함유량 및 V 함유량은, 모두 바람직하게는 0.100％ 이하이다.
(Cu: 0.000％ 내지 1.000％, Ni: 0.000％ 내지 1.000％)
Cu 및 Ni는, 강도의 향상에 기여한다. 이 효과를 충분히 얻기 위해서, Cu 함유량 및 Ni 함유량은, 모두 바람직하게는 0.01％ 이상이다. 한편, Cu 함유량 또는 Ni 함유량이 1.000％ 초과에서는, 산세성, 용접성 및 열간 가공성 등이 열화되는 경우가 있다. 따라서, Cu 함유량 및 Ni 함유량은, 모두 바람직하게는 1.000％ 이하이다.
즉, B: 0.0000％ 내지 0.0050％, Cr: 0.00％ 내지 0.50％, Mo: 0.00％ 내지 0.50％, Ti: 0.000％ 내지 0.100％, Nb: 0.000％ 내지 0.100％, V: 0.000％ 내지 0.100％, Cu: 0.000％ 내지 1.000％, 혹은 Ni: 0.000％ 내지 1.000％, 또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것이 바람직하다.
핫 스탬프 성형체 및 강판에, 하기의 원소가 소정량을 한도로 의도적 또는 불가피적으로 함유되어 있어도 된다. 즉, O: 0.001％ 내지 0.02％, W: 0.001％ 내지 0.1％, Ta: 0.001％ 내지 0.1％, Sn: 0.001％ 내지 0.05％, Sb: 0.001％ 내지 0.05％, As: 0.001％ 내지 0.05％, Mg: 0.0001％ 내지 0.05％, Ca: 0.001％ 내지 0.05％, Y: 0.001％ 내지 0.05％, Zr: 0.001％ 내지 0.05％, La: 0.001％ 내지 0.05％, 혹은 Ce: 0.001％ 내지 0.05％, 또는 이들의 임의의 조합이 성립되어도 된다.
본 발명의 실시 형태에 따르면, 1900MPa 이상의 인장 강도를 얻을 수 있고, 저응력 파괴가 발생하는 경우여도, 파괴가 발생하는 응력을 1800MPa 이상으로 할 수 있다. 그리고, 이 핫 스탬프 성형체를 자동차 부품에 사용하면, 우수한 충돌 안전성을 얻으면서, 차체를 경량화할 수 있다. 예를 들어, 인장 강도가 500MPa 정도인 강판이 사용되고 있는 자동차 부품을, 인장 강도가 2500MPa 정도인 핫 스탬프 성형체의 부품으로 치환했을 경우, 충돌 안전성이 판 두께의 넥 특성이며, 또한 충돌 안전성이 판 두께와 강판 강도에 비례하다고 가정하면, 인장 강도가 5배가 됨으로써 판 두께를 1/5로 감소시키는 것이 가능하다. 이 판 두께 감소는 자동차의 경량화 및 연비의 향상에 매우 큰 효과를 가져온다.
이어서, 본 발명의 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체의 제조 방법에 대해서 설명한다. 본 발명의 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체의 제조 방법에서는, 상기의 화학 조성을 갖는 강판으로부터 블랭크재를 형성하고, 이 블랭크재에 적어도 2회의 ??칭을 실시하고, 2회의 ??칭의 한쪽 또는 양쪽에서 블랭크재의 성형을 행한다.
제1 ??칭(제1 열처리)은, 주로, 핫 스탬프 성형체에 있어서의 탄화물의 평균 입경을 0.5㎛ 이하로 하기 위해서 행한다. 이 때문에, 1회째의 열처리 후의 강판의 강 조직에서는, 미세한 탄화물을 포함하기 쉬운 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 비율이 높고, 조대한 탄화물을 포함하기 쉬운 페라이트 및 펄라이트의 비율이 낮은 것이 바람직하다. 구체적으로는, 바람직하게는 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적 분율이 80％ 이상이다. 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트는 저온 변태 조직이라고도 불리고, 이들을 80％ 이상 포함하는 강 조직은 매우 미세하다. 1회째의 열처리 후의 강 조직이 미세하면, 제2 ??칭(2회째의 열처리) 후의 강 조직도 미세해지기 쉬워져, 저응력 파괴가 억제되기 쉽다. 1회째의 열처리 후의 강판에 있어서의 탄화물의 수밀도는, 바람직하게는 0.50개/㎛2 이상이다. 이것은, 2회째의 열처리의 가열 중에 γ에의 역변태의 핵 생성 사이트로 되는 탄화물을 미세하게 분산시켜, 2회째의 열처리 후의 구γ 입경(핫 스탬프 성형체에 있어서의 구γ 입경)을 20㎛ 이하로 하기 쉽게 하기 위해서이다. 또한, 핫 스탬프 성형체에 있어서의 탄화물의 평균 입경을 0.5㎛ 이하로 하기 쉽게 하기 위해서, 1회째의 열처리 후의 강판에 있어서의 탄화물의 평균 입경도 작은 것이 바람직하다.
(블랭크재의 형성)
강판을 시어 절단 또는 펀칭 가공 등에 의해 블랭킹하여 블랭크재를 형성한다. 본 실시 형태에서 사용하는 강판의 비커스 경도는, 예를 들어 500Hv 이하이고, 바람직하게는 450Hv 이하이다. 비커스 경도가 500Hv 이하이면 블랭킹을 용이하게 행할 수 있다. 또한, 본 실시 형태에 따르면, 강판의 비커스 경도가 500Hv 이하여도, 충분한 강도, 예를 들어 1900MPa 이상의 인장 강도를 얻을 수 있다.
(제1 ??칭(1회째의 열처리))
1회째의 열처리에서는, 블랭크재를 (Ac3점-50)℃ 이상 1200℃ 이하의 제1 온도까지 2℃/초 이상의 평균 가열 속도로 가열하고, 블랭크재를 제1 온도에서 250℃ 이하의 제2 온도까지 냉각한다.
제1 온도가 (Ac3점-50℃) 미만에서는, 블랭크재 중의 탄화물이 충분히 용해되지 않아, 핫 스탬프 성형체에 있어서의 탄화물의 평균 입경을 0.5㎛ 이하로 하는 것이 곤란하다. 따라서, 제1 온도는 (Ac3점-50℃)이고, 바람직하게는 900℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 1000℃ 이상이다. 한편, 제1 온도가 1200℃ 초과에서는, 그 효과가 포화되어, 가열에 요하는 비용이 증가하기만 한다. 따라서, 제1 온도는 1200℃ 이하이다.
제1 온도까지의 평균 가열 속도가 2℃/초 미만에서는, 승온 중에 구γ 입자가 조대화되어, 2회째의 ??칭을 행해도 핫 스탬프 성형체의 구γ 입경을 20㎛ 이하로 하는 것이 곤란하다. 따라서, 제1 온도까지의 평균 가열 속도는 2℃/초 이상이고, 바람직하게는 5℃/초 이상이고, 보다 바람직하게는 10℃/초 이상이고, 더욱 바람직하게는 100℃/초 이상이다. 가열 방법은 특별히 한정되지 않고, 예를 들어 분위기 가열, 전기 가열 및 적외선 가열이 예시된다.
바람직하게는 제1 온도에 1초 이상의 시간 유지한다. 유지 시간이 1초 미만에서는, 탄화물이 충분히 용해되지 않는 경우가 있다. 따라서, 유지 시간은, 바람직하게는 1초 이상이고, 보다 바람직하게는 100초 이상이다. 한편, 유지 시간이 600초 초과에서는, 그 효과가 포화되어, 생산성이 저하되고, 비용이 증가하기만 한다. 따라서, 유지 시간은, 바람직하게는 600초 이하이다.
냉각 정지 온도인 제2 온도가 250℃ 초과에서는, 조대한 탄화물을 포함하기 쉬운 페라이트 및 펄라이트가 생성되기 쉽고, 미세한 탄화물을 포함하기 쉬운 저온 변태 조직이 생성되기 어렵다. 따라서, 제2 온도는 250℃ 이하이다.
제1 온도에서 제2 온도까지의 냉각 중, 700℃에서 500℃까지의 온도 영역에서는, 평균 냉각 속도가 바람직하게는 10℃/초 이상이다. 이것은, 페라이트 변태 및 펄라이트 변태를 피하기 위해서이다.
제1 온도에서 700℃까지의 온도 영역에서는, 블랭크재의 수송에 수반하는 공랭이 행해져도 된다. 냉각 방법은 특별히 한정되지 않고, 예를 들어 가스 냉각 및 물 냉각이 예시된다. 가스 냉각 또는 물 냉각이 행해지는 경우, 열응력에 의해 블랭크재가 변형되지 않도록 블랭크재에 장력을 부여해 두는 것이 바람직하다. 금형으로 프레스하여 금형으로부터의 방열로 블랭크재를 냉각해도 된다. 금형 내에서 물을 블랭크재에 세차게 내뿜어서 블랭크재를 냉각해도 된다. 금형 내에서 냉각하는 경우, 평평한 금형으로 블랭크재를 프레스하여 평판의 상태에서 1회째의 열처리를 종료해도 되고, 1회째의 열처리 중에 핫 스탬프 성형체의 형상의 금형으로 블랭크재를 프레스해도 된다. 1회째의 열처리 및 2회째의 열처리 2단계로 나누어, 핫 스탬프 성형체의 형상으로 가공해도 된다.
또한, Ac3점(℃)은, 하기 식에 의해 계산할 수 있다. 여기서, [X]는, 원소 X의 함유량(질량％)을 나타낸다.
Ac3점＝910-203√[C]-30[Mn]-11[Cr]＋44.7[Si]
＋400[Al]＋700[P]-15.2[Ni]-20[Cu]
＋400[Ti]＋104[V]＋31.5[Mo]
(제2 ??칭(2회째의 열처리))
2회째의 열처리에서는, 블랭크재를 제2 온도에서 (Ac3점-50)℃ 이상 1200℃ 이하의 제3 온도까지 2℃/초 이상의 평균 가열 속도로 가열하고, 블랭크재를 제3 온도에서 250℃ 이하의 제4 온도까지 냉각한다.
제3 온도가 (Ac3점-50℃) 미만에서는, γ에의 역변태가 부족하고, 충분한 인장 강도, 예를 들어 1900MPa 이상의 인장 강도를 얻는 것이 곤란하다. 따라서, 제3 온도는 (Ac3점-50℃) 이상이고, 바람직하게는 (Ac3점-20℃) 이상이고, 보다 바람직하게는 Ac3점 이상이다. 한편, 제3 온도가 1200℃ 초과에서는, 구γ 입자가 조대화되어, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입경을 20㎛ 이하로 하는 것이 곤란하다. 따라서, 제3 온도는 1200℃ 이하이고, 바람직하게는 1000℃ 이하이고, 보다 바람직하게는 900℃ 이하이고, 더욱 바람직하게는 850℃ 이하이다.
제3 온도까지의 평균 가열 속도가 2℃/초 미만에서는, 승온 중에 구γ 입자가 조대화되어, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입경을 20㎛ 이하로 하는 것이 곤란하다. 따라서, 제3 온도까지의 평균 가열 속도는 2℃/초 이상이고, 바람직하게는 5℃/초 이상이고, 보다 바람직하게는 10℃/초 이상이고, 더욱 바람직하게는 100℃/초 이상이다. 가열 방법은 특별히 한정되지 않고, 예를 들어 분위기 가열, 전기 가열 및 적외선 가열이 예시된다. 1회째의 열처리 후의 블랭크재의 형상이 평판상이면, 상기 3종 중 전기 가열이 가장 바람직하다. 전기 가열이 가장 높은 승온 속도를 달성할 수 있기 때문이다. 1회째의 열처리 중에 성형이 행해지고 있는 경우, 상기 3종 중 적외선 가열이 가장 바람직하다. 성형된 블랭크재를 전기 가열로 균등하게 가열하는 것은 곤란하여, 적외선 가열이 분위기 가열보다도 높은 승온 속도를 달성할 수 있기 때문이다.
바람직하게는 제3 온도에 0.1초 내지 300초의 시간 유지한다. 유지 시간이 0.1초 미만에서는, γ에의 역변태가 부족하여, 충분한 인장 강도, 예를 들어 1900MPa 이상의 인장 강도를 얻는 것이 곤란한 경우가 있다. 따라서, 유지 시간은, 바람직하게는 0.1초 이상이다. 한편, 유지 시간이 300초 이상이면, 구γ 입자가 조대화되어, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입경을 20㎛ 이하로 하는 것이 곤란한 경우가 있다. 따라서, 유지 시간은, 바람직하게는 300초 이하이고, 보다 바람직하게는 30초 이하이다.
냉각 정지 온도인 제4 온도가 250℃ 초과에서는, ??칭이 불충분하고, 핫 스탬프 성형체의 마르텐사이트가 부족하다. 따라서, 제4 온도는 250℃ 이하이고, 바람직하게는 Ms점(℃)-50℃ 이하이다.
제4 온도까지의 냉각 중, 700℃에서 Ms점-50℃까지의 온도 영역에서는, 평균 냉각 속도가 바람직하게는 20℃/초 이상이다. 700℃에서 Ms점-50℃까지의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 20℃/초 미만에서는, 페라이트 변태, 펄라이트 변태 또는 베이나이트 변태가 발생하여, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율이 합계로 80％ 미만이 되는 경우가 있다. 따라서, 700℃에서 Ms점-50℃까지의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도는 바람직하게는 20℃/초 이상이다.
또한, Ms점(℃)은, 하기 식에 의해 계산할 수 있다. 여기서, [X]는, 원소 X의 함유량(질량％)을 나타낸다.
Ms점＝539-423[C]-30.4[Mn]-17.7[Ni]
-12.1[Cr]-7.5[Mo]
제3 온도에서 제4 온도까지의 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 냉각을 위한 특수한 장치를 사용해도 공업적으로는 냉각 속도는 2000℃/초 이하가 보통이다. 냉각 속도는, 대략, 단순한 수랭에서는 1000℃/초 이하이고, 단순한 금형 냉각에서는 500℃/초 이하이다. 제1 온도에서 제2 온도까지의 냉각에 있어서의 냉각 속도의 상한도 마찬가지이다.
제3 온도에서 제4 온도까지의 블랭크재의 냉각은, 금형 내에서 행한다. 금형으로부터의 방열로 블랭크재를 냉각해도 되고, 금형 내에서 물을 블랭크재에 세차게 내뿜어서 블랭크재를 냉각해도 된다.
이와 같이 하여, 본 발명의 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체를 제조할 수 있다.
금형으로부터 핫 스탬프 성형체를 취출한 후에, 핫 스탬프 성형체를 50℃ 내지 650℃의 온도에서 6시간 이내의 가열로 제공해도 된다. 이 가열의 온도가 50℃ 내지 400℃인 경우, 가열 중에 마르텐사이트 중에 미세한 탄화물이 석출되어, 수소 취화 특성이 향상된다. 이 가열의 온도가 400 내지 650℃인 경우, 가열 중에 합금 탄화물 혹은 금속간 화합물 또는 이들 양쪽이 석출되어, 입자 분산 강화에 의해 강도가 상승한다.
제1 ??칭이 종료되고 나서 제2 ??칭을 개시할 때까지의 시간은 특별히 한정되지 않지만, 블랭크재의 조성에 따라서는, 장시간의 실온 유지에 의해 블랭크재 중의 미세 탄화물이 성장하여, 제2 ??칭 후의 탄화물의 평균 입경이 커질 가능성이 있다. 이 때문에, 상기 시간은, 바람직하게는 1개월 이내이고, 보다 바람직하게는 1주일 이내이고, 더욱 바람직하게는 1일 이내이다.
제1 ??칭 또는 제2 ??칭 또는 이들 양쪽을 2회 이상 반복해서 행해도 된다. ??칭의 횟수가 많을수록, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입경이 작아지기 쉽다. 상기한 바와 같이, 구γ 입경은, 바람직하게는 15㎛ 이하이고, 보다 바람직하게는 10㎛ 이하인바, ??칭의 횟수가 많을수록, 15㎛ 이하 또는 10㎛ 이하의 구γ 입경이 얻기 쉬워진다.
이어서, 핫 스탬프 성형체의 제조에 적합한 강판의 제조 방법의 예에 대해서 설명한다. 핫 스탬프 성형체의 제조에 적합한 강판으로서는, 어닐링을 실시하고 있지 않은 열연 강판, 열연 강판에 어닐링을 실시한 열연 어닐링 강판, 열연 강판 또는 열연 어닐링 강판에 냉간 압연을 실시한 냉간 압연인 채인 냉연 강판, 냉연 강판에 어닐링을 실시한 냉연 어닐링 강판 중 어느 것이어도 된다.
이 예에서는, 우선, 상기의 화학 조성을 갖는 강을, 통상의 방법에 의해 용제하고, 연속 주조하여 슬래브를 얻는다. 강을 주조하여 강괴를 얻고, 강괴를 분괴 압연하여 강편을 얻어도 된다. 생산성의 관점에서, 연속 주조가 바람직하다.
연속 주조의 주조 속도는, Mn의 중심 편석 및 V자상 편석을 효과적으로 억제하기 위해서, 바람직하게는 2.0m/분 미만으로 한다. 또한, 슬래브의 표면의 청정도를 양호하게 유지하기 위해서, 또한 생산성을 확보하기 위해서, 주조 속도는 바람직하게는 1.2m/분 이상으로 한다.
이어서, 슬래브 또는 강편에 열간 압연을 실시한다. 열간 압연에서는, 바람직하게는 개재물의 용체화를 위해서 슬래브 가열 온도를 1100℃ 이상으로 하고, 마무리 온도를 850℃ 이상으로 한다. 권취 온도는, 바람직하게는 가공성의 관점에서 500℃ 이상으로 하고, 스케일의 생성에 의한 수율 저하의 억제의 관점에서 650℃ 이하로 한다.
그 후, 열간 압연에 의해 얻어진 열연 강판에 산세 등에 의해 탈스케일 처리를 실시한다. 탈스케일 처리 후의 열연 강판을 핫 스탬프 성형체의 제조에 사용할 수 있다.
탈스케일 처리 후에 열연 강판에 열연판 어닐링을 실시해도 된다. 열연판 어닐링에 의해 얻어진 열연 어닐링 강판을 핫 스탬프 성형체의 제조에 사용할 수도 있다.
열연판 어닐링 후에 열연 어닐링 강판에 냉간 압연을 실시해도 된다. 냉간 압연에 의해 얻어진 냉연 강판을 핫 스탬프 성형체의 제조에 사용할 수 있다. 열연 어닐링 강판이 경질인 경우에는, 냉간 압연 전에 어닐링을 실시하여 가공성을 높여 두는 것이 바람직하다. 냉간 압연은 통상의 방법에 의해 행하면 된다. 냉간 압연에 있어서의 압하율은, 양호한 평탄을 확보한다는 관점에서, 바람직하게는 30％ 이상으로 하고, 하중이 과대해지는 것을 피하기 위해서, 바람직하게는 80％ 이하로 한다.
냉연 강판에 냉연판 어닐링을 실시해도 된다. 냉연판 어닐링에 의해 얻어진 냉연 어닐링 강판을 핫 스탬프 성형체의 제조에 사용할 수 있다.
열연판 어닐링 및 냉연판 어닐링에서는, 필요에 따라 통상법에 따라서 탈지 등의 처리를 실시하고 나서 어닐링을 실시해도 된다. 강 조직을 균일화한다는 관점 및 생산성의 관점에서, 어닐링은 연속 어닐링 라인에서 행하는 것이 바람직하다. 연속 어닐링 라인에서 어닐링을 행하는 경우, 바람직하게는 Ac3점 이상 (Ac3점＋100℃) 이하의 온도 영역에서 1초 이상 1000초 이하의 시간으로 균열하고, 계속해서 250℃ 이상 550℃ 이하의 온도 영역에 1분 이상 30분 이하 유지하는 것이 바람직하다.
열연 강판, 열연 어닐링 강판, 냉연 강판 또는 냉연 어닐링 강판에 도금을 실시해도 된다. 도금으로서 아연계 도금을 실시하는 경우, 생산성의 관점에서, 바람직하게는 연속 용융 아연 도금 라인에 있어서 용융 아연계 도금을 실시한다. 그 경우, 연속 용융 아연 도금 라인에 있어서 용융 아연계 도금에 앞서 어닐링을 실시해도 되고, 균열 온도를 저온으로 하여 어닐링을 실시하지 않고 아연계 도금을 실시해도 된다. 용융 아연계 도금 후에 합금화 처리를 행하고, 합금화 용융 아연 도금 강판에 해도 된다. 아연계 도금을 전기 도금에 의해 실시해도 된다. 아연계 도금의 예로서, 용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금, 전기 아연 도금, 용융 아연-알루미늄 합금 도금, 전기 니켈-아연 합금 도금 및 전기철-아연 합금 도금이 예시된다. 도금의 부착량은 특별히 제한되지 않고, 종래의 도금 강판의 부착량과 동일 정도로 된다. 아연계 도금은, 강재의 표면의 적어도 일부에 실시할 수 있지만, 일반적으로, 강판의 아연계 도금은 강판의 편면 또는 양면의 전체에 실시한다.
또한, 상기 실시 형태는, 모두 본 발명을 실시함에 있어서 구체화의 예를 나타낸 것에 지나지 않고, 이들에 의해 본 발명의 기술적 범위가 한정적으로 해석되어서는 안되는 것이다. 즉, 본 발명은 그 기술 사상, 또는 그 주요한 특징으로부터 벗어나지 않고, 여러 가지 형태로 실시할 수 있다.
실시예
이어서, 본 발명의 실시예에 대해서 설명한다. 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해서 채용한 일 조건예이며, 본 발명은, 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 벗어나지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에서, 여러 가지 조건을 채용할 수 있는 것이다.
(제1 실험)
표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 슬래브에 열간 압연을 실시하였다. 열간 압연에서는, 슬래브 가열 온도를 1250℃로 하고, 마무리 온도를 930℃로 하고, 권취 온도를 650℃로 하였다. 마무리 온도(930℃)에서 권취 온도(650℃)까지의 냉각에서는, 평균 냉각 속도를 20℃/초로 하였다. 이와 같이 하여, 두께가 1.6mm 또는 3.2mm인 열연 강판을 얻었다. 이어서, 열연 강판의 탈스케일 처리를 행하였다. 표 1에 나타내는 화학 조성의 잔부는 Fe 및 불순물이다.
Figure 112019069006566-pct00001
그 후, 두께가 3.2mm인 열연 강판으로부터, 다음과 같이 하여, 냉연 강판, 알루미늄 도금 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판을 제작하였다. 우선, 두께가 3.2mm인 열연 강판에 600℃에서 2시간의 열연판 어닐링을 행하고, 압하율이 50％인 냉간 압연을 행하여 두께가 1.6mm인 냉연 강판을 얻었다. 이어서, 연속 용융 어닐링 설비 또는 연속 용융 도금 설비로 일부의 냉연 강판의 어닐링을 행하였다. 이 어닐링에서는, 냉연 강판을 800℃에 120초간 유지한 후, 400℃에 200초간 유지하였다. 어닐링 후, 500℃ 이하의 온도에서 냉연 강판에 용융 알루미늄 도금, 용융 아연 도금, 또는 합금화 용융 아연 도금을 행하였다. 이와 같이 하여, 핫 스탬프용 강판으로서, 열연 강판, 냉연 강판, 알루미늄 도금 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판을 준비하였다.
그 후, 핫 스탬프용 강판을 블랭킹하여 블랭크재를 형성하고, 블랭크재의 제1 ??칭(1회째의 열처리) 및 제2 ??칭(2회째의 열처리)을 행하였다. 1회째의 열처리의 조건 및 2회째의 열처리의 조건을 표 2 및 표 3에 나타낸다. 또한, 1회째의 열처리에서는 분위기 가열을 행하고, 유지 온도로부터 700℃까지는 공랭하여, 700℃에서 냉각 정지 온도까지는 평판 형상의 금형 내에서 50℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하였다. 2회째의 열처리에서는, 가열 속도가 50℃/초 이하인 경우는 분위기 가열을 행하고, 50℃/초 초과인 경우는 전기 가열을 행하였다. 유지 온도로부터 700℃까지는 공랭하고, 700℃에서 냉각 정지 온도까지는 금형 내에서 프레스 성형하면서 100℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하였다. 이와 같이 하여, 여러 가지 핫 스탬프 성형체를 제조하였다. 표 2 및 표 3 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.
Figure 112019069006566-pct00002
Figure 112019069006566-pct00003
1회째의 열처리 후에 2회째의 열처리 전의 강 조직, 및 2회째의 열처리 후의 강 조직을 관찰하였다. 이 결과를 표 4 및 표 5에 나타낸다. 강 조직의 관찰 방법은 상기한 바와 같다. 또한, 핫 스탬프 성형체로부터 JIS Z 2201에 준거한 인장 시험편을 채취하여, JIS Z 2241에 준거한 인장 시험에 의해 인장 최대 강도를 측정하였다. 시험 No.마다 5회의 인장 시험을 행하고, 5개의 인장 최대 강도의 평균값을 당해 시험 No.의 인장 강도로 하였다. 이 결과도 표 4 및 표 5에 나타낸다. 평균값을 인장 강도로 한 것은, 저응력 파괴가 발생하는 경우, 제조 조건이 동일해도, 파단 응력에 큰 변동이 발생하기 쉽기 때문이다. 어떤 진변형 εa 및 진응력 σa에 대해서, 하기의 식 2가 만족되기 전에 파단이 발생한 시료에 대해서는 저응력 파괴가 발생하였다고 판정하고, 식 2가 만족된 후에 파단이 발생한 시료는 저응력 파괴가 발생하지 않았다고 판정하였다. 식 2에 있어서, Δεa는 0.0002로 하고, Δσa는 「진변형이 『εa＋0.0002』일 때의 진응력 σa＋1」과 「진변형이 『εa』일 때의 진응력 σa」의 차로 하였다(Δσa＝σa＋1-σa).
Δσa/Δεa＝σa … (식 2)
Figure 112019069006566-pct00004
Figure 112019069006566-pct00005
표 4 및 표 5에 나타내는 바와 같이, 본 발명의 범위 내에 있는 발명예(시험 No.2 내지 No.5, No.8 내지 No.16, No.21 내지 No.22, No.24 내지 No.27, No.30 내지 No.31, No.36 내지 No.40, No.46 내지 No.50, No.56 내지 No.63, No.69 내지 No.70)에서는, 저응력 파괴가 발생하지 않거나, 발생했다고 해도 파괴가 발생하는 응력이 1800MPa 이상이었다.
시험 No.1에서는, 제1 ??칭의 유지 온도가 지나치게 낮았기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입경이 부족하고, 탄화물의 평균 입경이 과잉이어서, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.6에서는, 제1 ??칭을 행하지 않았기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입경이 부족하고, 탄화물의 평균 입경이 과잉이어서, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.7에서는, 제1 ??칭의 냉각 정지 온도가 지나치게 높았기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입경이 부족하고, 탄화물의 평균 입경이 과잉이어서, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다.
시험 No.17에서는, 제1 ??칭의 평균 가열 속도가 지나치게 낮았기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입경이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.18에서는, 제1 ??칭의 유지 온도가 지나치게 낮았기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입경이 부족하고, 탄화물의 평균 입경이 과잉이어서, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.19에서는, 제2 ??칭의 평균 가열 속도가 지나치게 낮았기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입경이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.20에서는, 제2 ??칭의 냉각 정지 온도가 지나치게 높았기 때문에, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계의 면적 분율이 부족하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다.
시험 No.23에서는, 제1 ??칭의 유지 온도가 지나치게 낮았기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입경이 부족하고, 탄화물의 평균 입경이 과잉이어서, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.28에서는, 제1 ??칭의 유지 온도가 지나치게 낮았기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입경이 부족하고, 탄화물의 평균 입경이 과잉이어서, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.29에서는, 제1 ??칭을 행하지 않았기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입경이 부족하고, 탄화물의 평균 입경이 과잉이어서, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.32에서는, 제1 ??칭의 평균 가열 속도가 지나치게 낮았기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입경이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.33에서는, 제1 ??칭의 냉각 정지 온도가 지나치게 높았기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 탄화물의 평균 입경이 과잉이어서, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.34에서는, 제2 ??칭의 평균 가열 속도가 지나치게 낮았기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입경이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.35에서는, 제2 ??칭의 냉각 정지 온도가 지나치게 높았기 때문에, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계의 면적 분율이 부족하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다.
시험 No.41에서는, 제1 ??칭의 평균 가열 속도가 지나치게 낮았기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입경이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.42에서는, 제1 ??칭의 유지 온도가 지나치게 낮았기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입경이 부족하고, 탄화물의 평균 입경이 과잉이어서, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.43에서는, 제1 ??칭의 냉각 정지 온도가 지나치게 높았기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 탄화물의 평균 입경이 과잉이어서, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.44에서는, 제2 ??칭의 평균 가열 속도가 지나치게 낮았기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입경이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.45에서는, 제2 ??칭의 냉각 정지 온도가 지나치게 높았기 때문에, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계의 면적 분율이 부족하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다.
시험 No.51에서는, 제1 ??칭의 평균 가열 속도가 지나치게 낮았기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입경이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.52에서는, 제1 ??칭의 유지 온도가 지나치게 낮았기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입경이 부족하고, 탄화물의 평균 입경이 과잉이어서, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.53에서는, 제1 ??칭의 냉각 정지 온도가 지나치게 높았기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 탄화물의 평균 입경이 과잉이어서, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.54에서는, 제2 ??칭의 평균 가열 속도가 지나치게 낮았기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입경이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.55에서는, 제2 ??칭의 냉각 정지 온도가 지나치게 높았기 때문에, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계의 면적 분율이 부족하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다.
시험 No.64에서는, 제1 ??칭의 평균 가열 속도가 지나치게 낮았기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입경이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.65에서는, 제1 ??칭의 유지 온도가 지나치게 낮았기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입경이 부족하고, 탄화물의 평균 입경이 과잉이어서, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.66에서는, 제1 ??칭의 냉각 정지 온도가 지나치게 높았기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 탄화물의 평균 입경이 과잉이어서, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.67에서는, 제2 ??칭의 평균 가열 속도가 지나치게 낮았기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입경이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.68에서는, 제2 ??칭의 냉각 정지 온도가 지나치게 높았기 때문에, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계의 면적 분율이 부족하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다.
(제2 실험)
제2 실험에서는, 제1 실험에 있어서의 시험 No.10, No.31, No.37, No.47 및 No.58과 마찬가지로 하여 블랭크재를 형성하고, 블랭크재의 제1 ??칭(1회째의 열처리), 제2 ??칭(2회째의 열처리) 및 제3 ??칭(3회째의 열처리)을 행하였다. 1회째의 열처리의 조건, 2회째의 열처리의 조건 및 3회째의 열처리의 조건을 표 6에 나타낸다. 표 6에 나타내는 바와 같이, 3회째의 열처리에서는, 가열 속도가 50℃/초 이하인 경우는 분위기 가열을 행하고, 50℃/초 초과인 경우는 전기 가열을 행하였다. 유지 온도로부터 700℃까지는 공랭하고, 700℃에서 냉각 정지 온도까지는 금형 내에서 프레스 성형하면서 100℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하였다. 이와 같이 하여, 여러 가지 핫 스탬프 성형체를 제조하였다.
Figure 112019069006566-pct00006
그리고, 3회째의 열처리 후의 강 조직을 관찰하였다. 이 결과를 표 7에 나타낸다. 강 조직의 관찰 방법은 상기한 바와 같다. 또한, 제1 실험과 마찬가지로 하여 인장 시험을 행하였다. 이 결과도 표 7에 나타낸다.
Figure 112019069006566-pct00007
표 7에 나타내는 바와 같이, 어느 발명예에 있어서도, 제3 ??칭을 행하지 않은 발명예(시험 No.10, No.31, No.37, No.47 또는 No.58)보다도, 구γ 입경이 작고, 보다 우수한 기계적 특성이 얻어졌다.
본 발명은, 예를 들어 자동차 부품에 적합한 핫 스탬프 성형체에 관련된 산업에 이용할 수 있다.

Claims (9)

  1. 질량％로,
    C: 0.27％ 내지 0.60％,
    Mn: 0.50％ 내지 5.00％,
    Si: 2.00％ 이하,
    P: 0.030％ 이하,
    S: 0.0100％ 이하,
    산 가용성 Al(sol.Al): 0.100％ 이하,
    N: 0.0100％ 이하,
    B: 0.0000％ 내지 0.0050％,
    Cr: 0.00％ 내지 0.50％,
    Mo: 0.00％ 내지 0.50％,
    Ti: 0.000％ 내지 0.100％,
    Nb: 0.000％ 내지 0.100％,
    V: 0.000％ 내지 0.100％,
    Cu: 0.000％ 내지 1.000％,
    Ni: 0.000％ 내지 1.000％,
    O: 0.00％ 내지 0.02％,
    W: 0.0％ 내지 0.1％,
    Ta: 0.0％ 내지 0.1％,
    Sn: 0.00％ 내지 0.05％,
    Sb: 0.00％ 내지 0.05％,
    As: 0.00％ 내지 0.05％,
    Mg: 0.00％ 내지 0.05％,
    Ca: 0.00％ 내지 0.05％,
    Y: 0.00％ 내지 0.05％,
    Zr: 0.00％ 내지 0.05％,
    La: 0.00％ 내지 0.05％,
    Ce: 0.00％ 내지 0.05％, 또한
    잔부: Fe 및 불순물
    로 표시되는 화학 조성을 갖고,
    프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율: 합계로 80％ 이상,
    구오스테나이트 입경: 20㎛ 이하, 또한
    탄화물을 함유하고, 상기 탄화물의 평균 입경: 0.5㎛ 이하,
    로 표시되는 강 조직을 갖고,
    인장 강도가 1900MPa 이상인 것을 특징으로 하는 핫 스탬프 성형체.
  2. 제1항에 있어서,
    비커스 경도가 550Hv 이상인 것을 특징으로 하는 핫 스탬프 성형체.
  3. 제1항에 기재된 핫 스탬프 성형체의 제조 방법으로서,
    강판으로부터 블랭크재를 형성하는 공정과,
    상기 블랭크재의 제1 ??칭을 행하는 공정과,
    상기 제1 ??칭 후에, 상기 블랭크재의 제2 ??칭을 행하는 공정을
    갖고,
    상기 제1 ??칭을 행하는 공정은,
    상기 블랭크재를 (Ac3점-50)℃ 이상 1200℃ 이하의 제1 온도까지 2℃/초 이상의 평균 가열 속도로 가열하는 공정과,
    상기 블랭크재를 상기 제1 온도에서 250℃ 이하의 제2 온도까지 냉각하는 공정을
    갖고,
    상기 제2 ??칭을 행하는 공정은,
    상기 블랭크재를 상기 제2 온도에서 (Ac3점-50)℃ 이상 1200℃ 이하의 제3 온도까지 2℃/초 이상의 평균 가열 속도로 가열하는 공정과,
    상기 블랭크재를 상기 제3 온도에서 250℃ 이하의 제4 온도까지 냉각하는 공정을
    갖고,
    상기 제1 ??칭 혹은 상기 제2 ??칭 또는 이들 양쪽에 있어서 상기 블랭크재의 성형을 행하는 것을 특징으로 하는 핫 스탬프 성형체의 제조 방법.
  4. 제3항에 있어서,
    상기 제1 온도까지 가열하는 공정과 상기 제2 온도까지 냉각하는 공정의 사이에, 상기 제1 온도에 1초간 이상 유지하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 핫 스탬프 성형체의 제조 방법.
  5. 제3항 또는 제4항에 있어서,
    상기 제3 온도는, (Ac3점-50)℃ 이상 1000℃ 이하인 것을 특징으로 하는 핫 스탬프 성형체의 제조 방법.
  6. 제3항 또는 제4항에 있어서,
    상기 제2 온도에서 상기 제3 온도까지의 가열을 5℃/초 이상의 평균 가열 속도로 행하는 것을 특징으로 하는 핫 스탬프 성형체의 제조 방법.
  7. 제3항 또는 제4항에 있어서,
    상기 제3 온도까지 가열하는 공정과 상기 제4 온도까지 냉각하는 공정의 사이에, 상기 제3 온도에 0.1초 이상 300초 이하 유지하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 핫 스탬프 성형체의 제조 방법.
  8. 제3항 또는 제4항에 있어서,
    상기 제2 ??칭을 행하는 공정은, 700℃에서 Ms점-50℃의 제5 온도까지 20℃/초의 평균 냉각 속도로 상기 블랭크재를 냉각하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 핫 스탬프 성형체의 제조 방법.
  9. 삭제
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