KR20230038239A - 열간 프레스 부재 및 그 제조 방법 - Google Patents

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KR20230038239A
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가츠토시 다카시마
요시에 오바타
히로시 마츠다
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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

본 발명은, 2100 ㎫ 이상의 인장 강도와, 우수한 내지연 파괴 특성을 겸비하는 열간 프레스 부재 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 본 발명의 열간 프레스 부재는, 제 1 항, 제 2 항에 기재되는 바와 같은 소정의 성분 조성을 가짐과 함께, 2.0 ≤ Ti/Sb ≤ 20.0 을 만족하는 것으로, 열간 프레스 부재의 마이크로 조직은, 체적 분율로, 마텐자이트가 95 ％ 이상이고, 또한 구오스테나이트의 평균 결정 입경은 7 ㎛ 이하, 입경이 0.10 ㎛ 이상인 시멘타이트는 2 개/㎛2 이상, 입경이 0.10 ㎛ 이하인 Ti 계 탄화물은 0.20 개/㎛2 이상이며, 또한 열간 프레스 부재의 인장 강도는 2100 ㎫ 이상이 되는 것이다.

Description

열간 프레스 부재 및 그 제조 방법
본 발명은, 2100 ㎫ 이상의 인장 강도와, 우수한 내지연 파괴 특성을 겸비하는 열간 프레스 부재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 환경 문제의 고조로부터 CO2 배출 규제가 엄격화되고 있고, 자동차 분야에 있어서는 연비 향상을 향한 차체의 경량화가 과제가 되고 있다. 그 때문에, 자동차 부품에 대한 고강도 강판의 적용에 의한 박육화가 진행되고 있고, 인장 강도 (TS) 가 2100 ㎫ 이상인 강판의 적용이 검토되고 있다. 자동차의 구조용 부재나 보강용 부재에 사용되는 고강도 강판은 성형성이 우수한 것이 요구되지만, 2100 ㎫ 이상의 강판은 연성이 낮기 때문에, 냉간 프레스 성형시의 균열 발생이나, 항복 강도가 높은 것에 따른 스프링·백의 발생에 의해, 냉간 프레스 성형 후에 높은 치수 정밀도가 얻어지지 않는다. 또, 냉간 프레스 성형 후에는 강판 내에 잔류 응력이 잔존하기 때문에, 사용 환경으로부터 침입하는 수소에서 기인하는 지연 파괴 (수소 취화) 가 우려된다.
이와 같은 상황에서, 고강도를 얻는 수법으로서, 최근 열간 프레스 (핫 스탬핑, 다이 퀀칭, 프레스 퀀칭 등이라고도 호칭된다) 에 의한 프레스 성형이 주목받고 있다. 열간 프레스란, 강판을 오스테나이트 단상의 온도역까지 가열한 후에, 고온인 채로 성형 (가공) 함으로써, 높은 치수 정밀도에 의한 성형을 가능하게 하고, 성형 후의 냉각에 의해 퀀칭을 실시함으로써 고강도화를 가능하게 하는 성형 방법이다. 또, 이 열간 프레스에서는, 냉간 프레스와 비교해서 프레스 성형 후의 잔류 응력이 저하되기 때문에, 내지연 파괴 특성도 개선된다.
그러나, 자동차 조립 공정에 있어서, 프레스 성형 후에 저항 스폿 용접 등에 의해 조립될 때, 자동차 차체 전체의 강성을 유지하기 위해서, 열간 프레스 후의 열간 프레스 부재에 응력이 가해지기 때문에, 프레스 성형 후의 지연 파괴의 우려는 불식시킬 수 없다. 그 때문에, 열간 프레스 후의 열간 프레스 부재의 내지연 파괴 특성을 향상시키는 것이 필요하다.
종래, 열간 프레스 후의 내지연 파괴 특성을 향상시키는 수단은 몇 가지 보고되어 있다.
예를 들어, 특허문헌 1 에서는, 합금 탄질화물이나 시멘타이트의 석출량을 제어함으로써, 내지연 파괴 특성을 개선하는 기술이 개시되어 있다.
또, 특허문헌 2 에서는, 열간 프레스 후에 잔류 오스테나이트를 형성함으로써, 내지연 파괴 특성을 개선하는 기술이 개시되어 있다.
일본 특허공보 제6062352호 일본 특허공보 제5942841호
그러나, 특허문헌 1 및 특허문헌 2 의 방법에서는, 인장 강도가 2100 ㎫ 이상인 고강도 영역에 있어서의 내지연 파괴 특성을 개선하는 것은 곤란하고, 현상황 이들의 특성을 겸비하는 열간 프레스 부재는 개발되어 있지 않은 것이 실정이다.
그래서 본 발명은, 2100 ㎫ 이상의 인장 강도와, 우수한 내지연 파괴 특성을 겸비하는 열간 프레스 부재 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 상기 실정을 감안하여 예의 검토를 거듭한 결과, 열간 프레스 부재의 내지연 파괴 특성을 향상시키기 위해서는, 부재 중에 시멘타이트를 분산 석출시킴으로써 마텐자이트 내의 고용 C 량을 감소시킴과 동시에 전위 밀도를 저하시킴으로써, 부재 조직을 인성이 우수한 마텐자이트로 하는 것에 더하여, 미세한 Ti 계 탄화물을 분산시켜, 수소의 트랩 사이트로 함으로써 내지연 파괴 특성이 향상되는 것을 알아내었다.
마텐자이트의 경도를 높여 부재를 고강도화하면, 인성이 열화되어, 자동차 차체로서 완성한 후의 실주행의 충돌시에 있어서, 실제의 부재 강도보다 저강도로 파괴될 가능성이 있다. 그러기 때문에, 강도를 확보하면서 인성을 높일 필요가 있다. 또한, 실제로 주행을 반복하는 동안에 비 등에 의해 전기 화학적으로 수소가 부재 상에 발생하고, 일부는 부재에 침입한다. 이 때, 부재에 응력이 발생하고 있지 않으면, 이 수소를 요인으로 하여 지연 파괴는 생기지 않지만, 자동차 차체 전체의 강성을 유지하기 위해서, 열간 프레스 후의 부재에도 응력이 가해지는 부위가 존재한다. 비 등에 의한 부식 반응의 캐소드 반응은 산소의 환원 반응이 주되긴 하지만, 일부 수소의 환원 반응이 담당한다. 그래서, 열간 프레스 후에 저온에서 템퍼링함으로써 시멘타이트를 분산 석출시키고, 또한 전위 밀도를 저하시킨 마텐자이트 성상으로 함으로써, 인성을 회복시킴과 동시에 시멘타이트가 수소 트랩 사이트가 되어 내지연 파괴 특성이 향상되는 것을 알아내었다. 또한, Ti 계 탄화물도 수소의 탈리에 필요한 고활성화 에너지를 갖는 수소의 트랩 사이트가 됨으로써, 지연 파괴를 억제하기 때문에, 인장 강도가 2100 ㎫ 이상이어도 내지연 파괴 특성이 양호한 것을 알아내었다.
본 발명은, 상기 지견에 입각한 것으로, 그 요지는 이하와 같다.
[1] 성분 조성이, 질량％ 로, C : 0.41 ％ 이상 0.53 ％ 이하, Si : 0.01 ％ 이상 0.80 ％ 이하, Mn : 1.0 ％ 이상 2.0 ％ 이하, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.003 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하, N : 0.006 ％ 이하, Nb : 0.003 ％ 이상 0.018 ％ 이하, Ti : 0.008 ％ 이상 0.100 ％ 이하, B : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Sb : 0.003 ％ 이상 0.015 ％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 2.0 ≤ Ti/Sb ≤ 20.0 을 만족하고, 마이크로 조직이, 마텐자이트의 체적 분율이 95 ％ 이상이고, 구오스테나이트의 평균 결정 입경이 7 ㎛ 이하, 또한 입경이 0.10 ㎛ 이상인 시멘타이트가 2 개/㎛2 이상, 또한 입경이 0.10 ㎛ 이하인 Ti 계 탄화물이 0.20 개/㎛2 이상이며, 인장 강도가 2100 ㎫ 이상인 열간 프레스 부재.
[2] 추가로, 성분 조성으로서, 질량％ 로, Mo : 0.35 ％ 이하, Cr : 0.35 ％ 이하, V : 0.05 ％ 이하, Ca : 0.005 ％ 이하, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하 및 Sn : 0.50 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 포함하는 [1] 에 기재된 열간 프레스 부재.
[3] 상기 열간 프레스 부재의 표면에, Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층을 갖는, [1] 또는 [2] 에 기재된 열간 프레스 부재.
[4] [1] 또는 [2] 에 기재된 성분 조성을 갖는 냉연 강판을, Ac3 변태점 이상 1000 ℃ 이하의 온도 범위로 가열한 후 열간 프레스하고, Ms 점 - 200 ℃ 이하까지 냉각한 후, 재가열 온도 : 100 ℃ 이상 220 ℃ 이하, 유지 시간 : 1 분 이상 40 분 이하의 조건으로 재가열하는, 열간 프레스 부재의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 2100 ㎫ 이상의 인장 강도와, 우수한 내지연 파괴 특성을 겸비하는 열간 프레스 부재를 얻을 수 있다.
이하, 본 발명에 대해 구체적으로 설명한다. 먼저, 본 발명의 열간 프레스 부재의 조성 한정 이유를 설명한다. 이하에 있어서, 성분의 「％」표시는, 질량％ 를 의미한다.
C : 0.41 ％ 이상 0.53 ％ 이하
C 는 강판의 고강도화에 유효한 원소로서, 열간 프레스 후에 마텐자이트를 강화하여 강의 강도를 높이기 위해서 중요한 원소이다. 그러나, C 의 함유량이 0.41 ％ 미만에서는 열간 프레스 후의 마텐자이트의 경도가 불충분하기 때문에, 인장 강도를 얻을 수 없다. 바람직하게는 0.42 ％ 이상이다. 한편, 0.53 ％ 를 초과하면, 인성이 극단적으로 저하되어 소성 불안정 영역 전에 파단되기 때문에, 인장 강도를 얻을 수 없다. 바람직하게는 0.52 ％ 미만이며, 더욱 바람직하게는 0.50 ％ 미만이다.
Si : 0.01 ％ 이상 0.80 ％ 이하
Si 는 페라이트를 고용 강화하여 고강도화에 유효한 원소이다. 그러나, Si 의 과잉된 함유에 의해 화성 처리성이 열화되기 때문에, 함유량은 0.80 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.70 ％ 이하이다. 또, 극저 Si 화는 비용이 증가하기 때문에, Si 는 0.01 ％ 이상으로 한다.
Mn : 1.0 ％ 이상 2.0 ％ 이하
Mn 은 열간 프레스시의 퀀칭성을 높이기 때문에 열간 프레스 후의 마텐자이트 형성, 즉 고강도화에 기여하는 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는 1.0 ％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 바람직하게는 1.2 ％ 이상이다. 한편, 과잉으로 함유한 경우, Mn 밴드가 과잉으로 생성됨으로써, 고경도의 마텐자이트가 생성되어 버려, 수소 침입시에 균열이 생성되기 쉬워지기 때문에 내지연 파괴 특성이 저하된다. 그 때문에, 그 함유량은 2.0 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 1.8 ％ 이하이다.
P : 0.03 ％ 이하
P 는 고용 강화에 의해 고강도화에 기여하지만, 과잉으로 함유하면, 입계에 대한 편석이 현저해져 입계를 취화시키기 때문에, 내지연 파괴 특성이 저하되므로, 그 함유량을 0.03 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.02 ％ 이하이다. 특별히 하한은 없지만, 극저 P 화는 제강 비용이 상승하기 때문에, 0.0005 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다.
S : 0.003 ％ 이하
S 의 함유량이 많은 경우에는, MnS 등의 황화물이 많이 생성되고, 그 개재물이 기점이 되어 균열이 발생하기 때문에 내지연 파괴 특성이 저하된다. 그 때문에, 함유량의 상한을 0.003 ％ 로 한다. 바람직하게는 0.002 ％ 이하이다. 특별히 하한은 없지만, 극저 S 화는 P 와 마찬가지로 제강 비용이 상승하기 때문에, 0.0001 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다.
Al : 0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하
Al 은 탈산에 필요한 원소로서, 이 효과를 얻기 위해서는 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 필요하지만, 0.10 ％ 를 초과하여 함유해도 효과가 포화되기 때문에, 0.10 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.09 ％ 이하이다.
N : 0.006 ％ 이하
N 은 조대한 질화물을 형성하여 내휨압궤성을 열화시키므로, 함유량을 억제할 필요가 있다. N 이 0.006 ％ 를 초과하면 이 경향이 현저해지므로, N 의 함유량을 0.006 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.005 ％ 이하이다. N 의 하한치는 0 ％ 이어도 되지만, 제조 비용의 면에서, 바람직하게는 0.0003 ％ 이상이다.
Nb : 0.003 ％ 이상 0.018 ％ 이하
Nb 는 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여할 수 있는 원소로서, 열간 프레스시의 오스테나이트 입경을 미세화하므로, 내지연 파괴 특성의 향상에 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 발휘시키기 위해서는, Nb 의 함유량을 0.003 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.005 ％ 이상이다. 한편, 다량으로 Nb 를 함유해도 상기 효과는 포화되어, 오히려 슬래브의 인성을 악화시킴으로써 제조 비용의 증가를 초래한다. 이 때문에, Nb 의 함유량은 0.018 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.016 ％ 이하이다.
Ti : 0.008 ％ 이상 0.100 ％ 이하
Ti 는 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여할 수 있는 원소로서, 특히 미세한 Ti 탄화물은, 강고한 수소 트랩 사이트가 되기 때문에 내지연 파괴 특성에 매우 유효하다. 이와 같은 효과를 발휘시키기 위해서는, Ti 의 함유량을 0.008 ％ 이상으로 한다. 한편, 다량으로 Ti 를 함유하면, 열간 프레스 후의 성장이 현저하게 저하되기 때문에, 그 함유량은 0.100 ％ 이하로 한다. 바람직하게 0.06 ％ 이하이다.
B : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하
B 는 열간 프레스시의 퀀칭성을 높이기 때문에 열간 프레스 후의 마텐자이트 형성, 즉 고강도화에 기여하는 원소이다. 또 입계에 편석함으로써 입계 강도를 향상시키기 때문에 내지연 파괴 특성에 유효하다. 이 효과를 발휘하기 위해서, 0.0005 ％ 이상 함유시킨다. 그러나, 과잉된 함유는 N 과 조대한 석출물이 생성되기 때문에, 내지연 파괴 특성을 저하시킨다. 이 때문에, 그 함유량을 0.0050 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0035 ％ 이하이다.
Sb : 0.003 ％ 이상 0.015 ％ 이하
Sb 는, 강판이 고온에 노출되어 있을 때 (열간 프레스 전에 강판을 가열하고 나서 열간 프레스까지의 사이) 에 강판 표층부에 생기는 탈탄층을 억제하는 효과를 갖는다. 그 때문에, 표면의 전위 분포가 균일해져 내지연 파괴 특성이 향상된다. 또, 탈탄 억제에 의해, 소정의 Ti 계 탄화물이 얻어진다. 이와 같은 효과를 발현하기 위해서는, 그 양을 0.003 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.004 이상이다. 한편, Sb 가 0.015 ％ 를 초과하면, 압연 부하 하중이 증대되어, 생산성을 저하시키므로, 0.015 ％ 이하로 한다. 또한, 바람직하게는 0.012 ％ 이하이다.
2.0 ≤ Ti/Sb ≤ 20.0
Ti/Sb 는, Ti 계 탄화물의 석출에 영향을 미친다. 여기서, Ti/Sb 는, 각각 Ti 와 Sb 의 함유량 (질량％) 의 비이다. Ti/Sb 가 20.0 을 초과하는 경우, 즉 Ti 량이 과잉, 또는 Sb 량이 지나치게 적은 경우, 강중의 탄소가 적고, 고온으로부터 Ti 계 탄화물이 석출되기 때문에, Ti 계 탄화물이 조대화되어, 원하는 미세한 Ti 계 탄화물이 얻어지지 않는다. 한편, Ti/Sb 가 2.0 에 미치지 않는 경우, 즉 Ti 량이 과소, 또는 Sb 량이 지나치게 많은 경우, Ti 계 탄화물의 생성량이 적어진다. 따라서 소정의 Ti 계 탄화물을 생성하고, 내지연 파괴 특성의 향상 효과를 발현하기 위해서는, Ti/Sb 를 2.0 이상 20.0 이하로 한다. 또한, 바람직하게는 15.0 ％ 이하이다. 보다 바람직하게는 10.0 ％ 이하이다. 하한은, 바람직하게는 3.0 이상, 보다 바람직하게는 4.0 이상이다.
본 발명에서는, 상기 성분에 더하여, 이하의 성분을 1 종 또는 2 종 이상 함유해도 된다.
Mo : 0.35 ％ 이하
Mo 는 열간 프레스시의 퀀칭성을 높이기 때문에 열간 프레스 후의 마텐자이트 형성, 즉 고강도화에 기여하는 원소이다. 그러나, 다량으로 Mo 를 첨가해도 상기 효과는 포화되어, 오히려 비용 증대를 초래하고, 또한 화성 처리성이 열화되기 때문에, 0.35 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Mo 를 함유하는 경우, 그 효과를 얻기 위해서는 0.005 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01 ％ 이상이다.
Cr : 0.35 ％ 이하
Cr 도 Mo 와 마찬가지로 열간 프레스시의 퀀칭성을 높이기 때문에 열간 프레스 후의 마텐자이트 형성, 즉 고강도화에 기여하는 원소이다. 그러나, 다량으로 Cr 을 첨가해도 상기 효과는 포화되고, 또한 표면 산화물을 형성하므로 도금성이 열화되기 때문에, 0.35 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Cr 을 함유하는 경우, 그 효과를 얻기 위해서는 0.005 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01 ％ 이상이다.
V : 0.05 ％ 이하
V 는 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여할 수 있다. 이와 같은 작용을 갖기 때문에, V 를 0.01 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, 다량의 V 를 첨가시키면, 내지연 파괴 특성이 열화되기 때문에, 그 함유량은 0.05 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
Ca : 0.005 ％ 이하
Ca 는 황화물 및 산화물의 형상을 제어하고, 조대한 MnS 의 생성을 억제하므로 내지연 파괴성이 향상된다. 이와 같은 효과를 발현하기 위해서는 0.0005 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 또, 과도한 첨가는 가공성을 열화시키기 때문에, 0.005 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
Cu : 0.50 ％ 이하
Cu 는 고용 강화에 의해 고강도화에 기여하고, 수소 과전압을 상승시키므로 내지연 파괴 특성을 향상시킬 수 있다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는 0.002 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, 0.50 ％ 초과 함유시켜도 효과가 포화되고, 또 Cu 에서 기인하는 표면 결함이 발생하기 쉬워져 내지연 파괴 특성이 저하되기 때문에, 그 함유량은 0.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
Ni : 0.50 ％ 이하
Ni 도 Cu 와 마찬가지로, 내식성을 향상시키고, 또한 용접부와 너트나 볼트의 전위차를 저감시킬 수 있으므로 내지연 파괴 특성을 향상시킬 수 있다. 또, Cu 와 동시에 첨가하면, Cu 기인의 표면 결함을 억제하는 효과가 있다. 이와 같은 효과를 발휘하기 위해서는, 0.05 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 다량의 Ni 를 첨가시키면, 내휨압궤성이 저하되어 인장 전단 응력이 저하되기 때문에, 그 함유량은 0.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
Sn : 0.50 ％ 이하
Sn 도 Cu 와 마찬가지로, 내식성을 향상시키므로 내지연 파괴 특성을 향상시킬 수 있기 때문에, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는 0.05 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 다량의 Sn 을 첨가시키면, 내지연 파괴 특성이 저하되기 때문에, 그 함유량은 0.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
상기 이외의 잔부는 Fe 및 불가피 불순물로 한다. 불가피적 불순물로는, 예를 들어, Zn, Co, Zr, Ta, W 등을 들 수 있고, 이들 함유량의 허용 범위로는, Zn : 0.01 ％ 이하, Co : 0.10 ％ 이하, Zr : 0.10 ％ 이하, Ta : 0.10 ％ 이하, W : 0.10 ％ 이하이다.
다음으로, 본 발명의 열간 프레스 부재의 마이크로 조직에 대해 상세하게 설명한다.
본 발명에 있어서의, 열간 프레스 부재의 마이크로 조직은, 마텐자이트의 체적 분율이 95 ％ 이상이며, 구오스테나이트의 평균 결정 입경이 7 ㎛ 이하, 또한 입경이 0.10 ㎛ 이상인 시멘타이트가 2 개/㎛2 이상, 또한 입경이 0.10 ㎛ 이하인 Ti 계 탄화물이 0.20 개/㎛2 이상이다. 또한, 여기서 말하는 체적 분율은, 강판의 전체에 대한 체적 분율이며, 이하 동일하다.
마텐자이트의 체적 분율이 95 ％ 미만이면, 원하는 인장 강도가 얻어지지 않는다. 그 때문에, 마텐자이트의 체적 분율은 95 ％ 이상으로 한다. 또한, 잔부 조직으로는, 페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트가 포함되어 있어도 되고, 이들이 5 ％ 미만이면 본 발명의 효과를 발현할 수 있다.
열간 프레스 부재의 구오스테나이트의 평균 결정 입경이 7 ㎛ 를 초과하면, 내지연 파괴 특성이 열화된다. 이 때문에, 구오스테나이트의 평균 결정 입경은 7 ㎛ 이하로 한다. 바람직하게는 6 ㎛ 이하이다.
입경이 0.10 ㎛ 이상인 시멘타이트가 2 개/㎛2 이상으로 한다. 2 개/㎛2 미만에서는 마텐자이트의 템퍼링이 불충분하여, 소성 불안정 전에 파단되기 때문에 인장 강도가 얻어지지 않는다. 또한 충분한 수소 트랩 사이트로서도 기능하지 않기 때문에, 내지연 파괴 특성이 저하된다. 상한은 특별히 정하지 않지만, 바람직하게는 30 개/㎛2 이하이다.
입경이 0.10 ㎛ 이상인 Ti 계 탄화물이 0.20 개/㎛2 이상으로 한다. 입경이 0.10 ㎛ 이상인 Ti 계 탄화물이 0.20 개/㎛2 미만에서는, 수소 트랩 사이트로서 기능하지 않기 때문에, 내지연 파괴 특성이 저하된다. 상한은 특별히 정하지 않지만, 바람직하게는 0.90 개/㎛2 이하이다.
또한, 본 발명에 있어서의 열간 프레스 부재의 마이크로 조직에 대해서는, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.
다음으로, 본 발명의 열간 프레스 부재의 도금층에 대해 상세하게 설명한다.
본 발명의 열간 프레스 부재는, 도금층이 부여되어 있지 않는 것이어도 되지만, 열간 프레스에 의한 산화를 방지하기 위해서, 혹은 내식성을 향상시키기 위해서, 열간 프레스 부재 표면에 도금층을 가져도 된다. 열간 프레스 부재 표면에 도금층을 갖는 경우, 도금층을 제외한 부재 부분이, 상기 서술한 성분 조성 및 마이크로 조직을 갖는다.
본 발명에 있어서, 도금층으로는, Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층이 바람직하다. 이들 도금층을 가짐으로써, 열간 프레스에 의한 강판 표면의 산화가 방지되고, 또한 열간 프레스 부재의 내식성이 향상된다.
Al 계 도금층으로는, 예를 들어, 용융 도금법에 의해 형성된 Al-Si 도금층이 예시된다. 또, Zn 계 도금층으로는, 예를 들어, 용융 도금법에 의해 형성된 용융 Zn 도금층, 이것을 합금화한 합금화 용융 Zn 도금층, 전기 도금법에 의해 형성된 전기 Zn 도금층, 전기 Zn-Ni 합금 도금층 등이 예시된다.
단, Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층은 상기 도금층에 한정되는 것은 아니고, 주성분인 Al 또는 Zn 이외에, Si, Mg, Ni, Fe, Co, Mn, Sn, Pb, Be, B, P, S, Ti, V, W, Mo, Sb, Cd, Nb, Cr, Sr 등의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 도금층이어도 된다. Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층의 형성 방법에 대해서도 전혀 한정되는 것은 아니며, 공지된 용융 도금법, 전기 도금법, 증착 도금법 등이 모두 적용 가능하다. 또, Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층은, 도금 공정 후에 합금화 처리를 실시한 도금층이어도 된다.
본 발명에서는, 특히 열간 프레스 부재의 내식성을 보다 더 향상시키고, 또한 열간 프레스 성형시의 용융 Zn 에서 기인하는 액체 금속 취성 균열을 방지하는 데에 있어서, Zn 계 도금층이 Zn-Ni 합금 도금층이면 보다 바람직하다.
또한, Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층이 부여된 열간 프레스 전의 냉연 강판에 열간 프레스를 실시하면, Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층에 함유되는 도금층 성분의 일부 또는 전부가 하지 강판 중에 확산하여 고용상이나 금속간 화합물을 생성함 동시에, 반대로 하지 강판 성분인 Fe 가 Al 계 도금층 중 또는 Zn 계 도금층 중에 확산하여 고용상이나 금속간 화합물을 생성한다. 또, Al 계 도금층의 표면에는 Al 을 함유하는 산화물 피막이 생성되고, Zn 계 도금층의 표면에는 Zn 을 함유하는 산화물 피막이 생성된다.
일례를 들면, Al-Si 도금층을 가열하면, 도금층은, Si 를 함유하는 Fe-Al 금속간 화합물을 주체로 하는 도금층으로 변화한다. 또, 용융 Zn 도금층, 합금화 용융 Zn 도금층, 전기 Zn 도금층 등을 가열하면, Fe 에 Zn 이 고용된 FeZn 고용상, ZnFe 금속간 화합물, 표층의 ZnO 층 등이 형성된다. 또한, 전기 Zn-Ni 합금 도금층을 가열한 경우에는, Fe 에 도금층 성분이 고용된 Ni 를 함유하는 고용층, ZnNi 를 주체로 하는 금속간 화합물, 표층의 ZnO 층 등이 형성된다.
또한, 본 발명에 있어서는, 상기 서술한 바와 같이, Al 계 도금층이 부여된 열간 프레스 전의 냉연 강판을 가열함으로써 형성되는 Al 을 함유하는 도금층을 Al 계 도금층이라고 부르고, Zn 계 도금층이 부여된 열간 프레스 전의 냉연 강판을 가열함으로써 형성되는 Zn 을 함유하는 도금층을 Zn 계 도금층이라고 부르기로 한다.
도금층의 부착량은 특별히 한정되지 않고, 일반적인 것이면 된다. 예를 들어, 편면 당 도금 부착량이 5 ∼ 150 g/㎡ 인 도금층을 갖는 것이 바람직하다. 도금 부착량이 5 g/㎡ 미만에서는 내식성의 확보가 곤란해지는 경우가 있고, 한편 150 g/㎡ 를 초과하면 내도금 박리성이 열화되는 경우가 있다.
다음으로, 본 발명의 열간 프레스 부재의 제조 방법에 대해 설명한다.
상기 성분 조성 (화학 성분) 을 갖는 냉연 강판을, Ac3 변태점 이상 1000 ℃ 이하의 온도 범위로 가열한 후 열간 프레스하고, Ms 점 - 200 ℃ 이하까지 냉각한 후, 재가열 온도 : 100 ℃ 이상 220 ℃ 이하, 유지 시간 : 1 분 이상 40 분 이하의 조건으로 재가열한다.
먼저, 열간 프레스 전의 냉연 강판의 바람직한 제조 조건에 대해 설명한다.
[열간 압연 공정]
강 소재 (강 슬래브) 의 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로, 전기로, 진공 용해로 등의 공지된 용제 방법 모두가 적합하다. 주조 방법도 특별히 한정되지 않지만, 연속 주조법 등의 공지된 주조 방법에 의해, 원하는 치수로 제조된다. 또한, 연속 주조법 대신에, 조괴-분괴 압연법을 적용해도 전혀 문제는 없다. 용강에는 또한, 취과 정련 등의 2 차 정련을 실시해도 된다.
소재인 강 슬래브는, 주조 후, 재가열을 하여, 1250 ℃ 이상 1400 ℃ 이하에서, 80 분 이상 180 분 이하 가열 유지한 후에 열간 압연을 개시하는 것이 바람직하다. 가열 온도가 1250 ℃ 미만 혹은 가열 시간이 80 분 미만에서는 Ti 계 석출물이 재고용되는 양이 감소하고, 조대한 Ti 계 석출물이 열간 프레스 후에도 잔존하기 때문에, 내지연 파괴 특성이 저하된다. 보다 바람직하게는 1270 ℃ 이상이다. 또, 1400 ℃ 초과 혹은 가열 시간이 180 분 초과에서는, 결정 입경이 조대화되고, 최종 어닐링 후에 원하는 결정 입경이 얻어지지 않기 때문에, 내지연 파괴 특성이 저하된다. 보다 바람직하게는 1350 ℃ 이하 혹은 150 분 이하이다.
또한, 본 발명에서는, 강 슬래브를 제조한 후, 실온까지 냉각하고, 그 후, 재가열하는 종래법에 더하여, 냉각시키지 않고, 온편인 채로 가열로에 장입한다, 혹은 보열을 실시한 후에 즉시 압연하거나, 혹은 주조 후 그대로 압연하는 직송 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제없이 적용할 수 있다.
마무리 압연 종료 온도 : 850 ℃ 이상 950 ℃ 이하
열간 압연은, 강판 내의 조직 균일화, 재질의 이방성 저감에 의해, 어닐링 후의 내지연 파괴 특성을 향상시키기 때문에, 오스테나이트 단상역에서 종료할 필요가 있으므로, 마무리 압연 종료 온도는 850 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 950 ℃ 초과에서는, 열연 조직이 조대해져, 어닐링 후의 결정립도 조대화되기 때문에, 마무리 압연 종료 온도의 상한은 950 ℃ 로 하는 것이 바람직하다.
80 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 500 ℃ 이하까지 냉각
열간 압연 종료 후의 냉각 과정에서 오스테나이트가 페라이트 변태되지만, 고온에서는 페라이트가 조대화되기 때문에, 열간 압연 종료 후에는 급랭함으로써, 강판 조직을 가능한 한 균질화시킨다. 또한, Ti 탄화물을 미세하게 분산 혹은 일부를 고용시키기 위해 급랭을 실시한다. 그 때문에, 80 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 500 ℃ 이하까지 냉각하는 것이 바람직하다. 이 평균 냉각 속도가 80 ℃/s 미만에서는 페라이트가 조대화되기 때문에, 열연 강판의 강판 조직이 불균질해져, 열간 프레스 후의 내지연 파괴 특성의 저하를 초래한다. 한편, 냉각 정지 온도가 500 ℃ 초과에서는, 열연 강판의 강판 조직 내의 Ti 탄화물이 조대화되기 때문에, 열간 프레스 후의 내지연 파괴 특성이 저하된다.
권취 온도 : 500 ℃ 이하
권취 온도가 500 ℃ 초과에서는, 열연 강판의 강판 조직 내의 Ti 탄화물이 조대화되기 때문에, 열간 프레스 후의 내지연 파괴 특성이 저하된다. 그 때문에, 본 발명에서는, 권취 온도의 상한은 500 ℃ 로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 450 ℃ 이하이다. 또한, 권취 온도의 하한에 대해서는, 특별히 규정은 하지 않지만, 권취 온도가 지나치게 저온이 되면, 경질인 마텐자이트가 과잉으로 생성되어, 냉간 압연 부하가 증대되기 때문에, 300 ℃ 이상이 바람직하다.
[산세 공정]
열간 압연 공정 후, 산세를 실시하여, 열연판 표층의 스케일을 제거한다. 이 산세 처리는 특별히 한정되지 않고, 통상적인 방법에 따라 실시하면 된다.
[냉간 압연 공정]
소정의 판두께의 냉연판에 압연하는 냉간 압연 공정을 실시한다. 이 냉간 압연 공정은 특별히 한정되지 않고, 통상적인 방법에 따라 실시하면 된다.
[어닐링 공정]
이 어닐링 공정에 있어서는, 냉간 압연 후의 재결정을 진행시킴으로써 미세한 페라이트립을 생성시킨다. 이것은, 열간 프레스시의 재결정을 등축으로 미세하게 생성시키게 되어, 인장 강도 및 내지연 파괴 특성을 향상시킨다. 그러기 위해서는, 5 ℃/s 이상 35 ℃/s 이하의 평균 가열 속도로 600 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온도역까지 가열하고, 균열 온도 : 600 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온도역에서 30 초 이상 600 초 이하 유지한 후, 그 균열 온도로부터 실온까지 냉각하는 것이 바람직하다.
평균 가열 속도 : 5 ℃/s 이상 35 ℃/s 이하
어닐링 공정에 있어서의 가열 속도를 제어함으로써, 어닐링 후의 결정립을 미세화시킬 수 있다. 급속히 가열하면 재결정이 진행되기 어려워지기 때문에, 평균 가열 속도의 상한은 35 ℃/s 로 하는 것이 바람직하다. 또, 평균 가열 속도가 5 ℃/s 미만에서는 결정립이 조대화되기 때문에, 열간 프레스 후의 결정 입경이 조대화되기 때문에, 평균 가열 속도의 하한은 5 ℃/s 로 하는 것이 바람직하다.
균열 온도 : 600 ℃ 이상 700 ℃ 이하, 유지 시간 : 30 초 이상 600 초 이하
균열 온도는, 재결정 온도보다 높은 온도역으로 한다. 이 균열 온도가 600 ℃ 미만 혹은 유지 시간이 30 초 미만에서는 재결정이 충분히 실시되지 않기 때문에, 열간 프레스 후의 내지연 파괴 특성이 저하된다. 한편, 균열 온도가 700 ℃ 초과 혹은 유지 시간이 600 초 초과이면, Ti 계 탄화물이 조대화된다. 이 때문에, 균열 온도 : 600 ℃ 이상 700 ℃ 이하, 유지 시간 : 30 초 이상 600 초 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 냉연 강판에 대해 조질 압연을 실시해도 된다. 이 때의 바람직한 신장율은 0.05 ％ 이상 2.0 ％ 이하이다.
그 후, 용융 아연 도금 등의 도금 처리를 실시해도 되고, 이러한 도금 처리를 실시하지 않고 냉연 강판인 채로 사용해도 된다. 본 발명의 열간 프레스용 냉연 강판은, 상기 서술한 제조 공정에 의해 제조된 냉연 강판으로 하여 사용해도 되지만, 목적에 따라, Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층을 실시하기 위한 도금 공정을 실시해도 된다.
도금 공정은 전혀 한정되는 것이 아니고, 공지된 용융 도금법, 전기 도금법, 증착 도금법 등이 모두 적용 가능하다. 또, 도금 공정 후에 합금화 처리를 실시해도 된다.
다음으로, 얻어진 냉연 강판에 대해 실시하는 열간 프레스의 제조 조건에 대해 설명한다.
본 발명에서는, 소재인 냉연 강판을 Ac3 변태점 이상 1000 ℃ 이하의 온도 범위로 가열한 후, 열간 프레스를 실시하고, Ms 점 - 200 ℃ 이하까지 냉각한 후에 재가열 온도 : 100 ℃ 이상 220 ℃ 이하, 유지 시간 : 1 분 이상 40 분 이하의 조건으로 재가열을 실시한다.
먼저, 상기 냉연 강판을, Ac3 변태점 이상 1000 ℃ 이하의 온도 범위로 가열한다. Ac3 변태점 미만에서는 오스테나이트 분율이 저하되기 때문에, 열간 프레스 후에 마텐자이트 분율이 95 ％ 미만이 되어 인장 강도를 확보할 수 없다. 또, 1000 ℃ 초과에서는 결정 입경이 과도하게 조대해지기 때문에, 내지연 파괴 특성이 저하된다. 가열 시간은 특별히 한정되지 않지만, 0 초 이상 600 초 이하 유지하는 것이 바람직하다. 600 초를 초과하면 결정 입경이 과도하게 조대해지므로, 내지연 파괴성이 저하되기 때문이다. 또한, 가열에 있어, 사용하는 가열로는 특별히 한정되지 않고, 전기로, 가스로, 통전 가열로, 원적외선 가열로 등을 사용해도 된다.
Ac3 변태점은, 다음 식에 의해 구할 수 있다.
Ac3 변태점 (℃) = 881-206C＋53Si-15Mn-20Ni-1Cr-27Cu＋41Mo
단, 식 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 나타낸다. 함유하지 않는 원소에 대해서는, 0 으로 하여 계산한다.
가열된 강판을 프레스기에 반송하여, 열간 프레스를 실시한다. 열간 프레스시의 온도는 특별히 한정되지 않지만, 550 ℃ 이상 800 ℃ 이하의 범위에서 열간 프레스를 실시하는 것이 바람직하다.
열간 프레스 후, Ms 점 - 200 ℃ 이하까지 냉각한다. Ms 점 - 200 ℃ 초과에서는, 마텐자이트 변태가 종료하지 않고 원하는 강판 조직의 체적 분율을 확보할 수 없다. 마텐자이트 확보의 관점에서, 냉각 도달 온도는, Ms 점 - 200 ℃ 이하에 더하여, 바람직하게는 140 ℃ 이하, 보다 바람직하게는 120 ℃ 이하이다.
Ms 점은, 다음 식에 의해 구할 수 있다.
Ms 점 (℃) = 561-474C-33Mn-17Ni-17Cr-21Mo
단, 식 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 나타낸다. 함유하지 않는 원소에 대해서는, 0 으로 하여 계산한다.
열간 프레스 종료 후로부터 냉각 도달 온도까지의 냉각 속도는 한정할 필요는 없지만, 냉각 속도가 80 ℃/s 보다 지나치게 빠르면 마텐자이트 인성 열화로 지연 파괴가 저하된다. 한편, 냉각 속도가 20 ℃/s 보다 지나치게 느리면 강도 확보가 곤란해진다. 따라서, 냉각 속도는 20 ℃/s 이상 80 ℃/s 이하가 바람직하다.
이어서 재가열 온도 : 100 ℃ 이상 220 ℃ 이하, 유지 시간 : 1 분 이상 40 분 이하의 조건으로 재가열을 실시한다. 열간 프레스 후에 재가열을 실시하는 것은, 시멘타이트를 조대화시키기 위해, 본 발명에 있어서 중요한 공정이 된다. 그 조건은 100 ℃ 이상 220 ℃ 이하의 온도역에서 1 분 이상 40 분 이하 실시한다. 재가열 온도가 100 ℃ 미만에서는 고용 C 량이 많아져, 내지연 파괴 특성이 저하된다. 재가열 온도가 220 ℃ 를 초과하면, Ti 탄화물이 조대화되어 내지연 파괴 특성을 확보할 수 없다. 또, 유지 시간이 1 초 미만에서는 고용 C 량이 많아져, 내지연 파괴성이 저하된다. 유지 시간이 40 분을 초과하면 Ti 탄화물이 조대화되어 내지연 파괴 특성을 확보할 수 없다.
이상에 의해, 본 발명의 열간 프레스 부재를 얻을 수 있다.
실시예
다음에, 본 발명의 실시예에 대해 설명한다. 또한, 본 발명은, 원래 이하에 말하는 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니고, 본 발명의 취지에 적합할 수 있는 범위에 있어서 적당하게 변경을 추가하여 실시하는 것도 가능하며, 그것들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
표 1 에 나타내는 성분 조성의 강을 용제하고, 연속 주조에 의해 슬래브로 한 후, 표 2 에 나타내는 가열 온도, 및 마무리 압연 종료 온도 (FDT) 에서 열간 압연을 실시하였다. 이어서, 얻어진 열연 강판을, 표 2 에 나타내는 평균 냉각 속도로 냉각 정지 온도까지 냉각한 후, 권취 온도 (CT) 까지 냉각하여, 코일에 권취하였다.
이어서, 얻어진 열연판을, 산세 후, 냉간 압연을 실시하여, 냉연판 (판두께 : 1.4 ㎜) 으로 하였다.
이렇게 하여 얻어진 냉연 강판을, 연속 어닐링 라인 (CAL) 혹은 연속 용융 도금 라인 (CGL) 에 있어서, 표 2 에 나타내는 조건으로 어닐링 처리를 실시하여, 연속 어닐링 라인 (CAL) 을 통과한 강판에 대해서는 냉연 강판 (CR) 을 얻었다. 또, CGL 을 통과한 강판에 대해서는 용융 아연 도금 강판 (GI) 및 용융 알루미늄 도금 강판 (AS) 을 얻었다. 또한, CGL 을 통과한 강판의 일부에 대해서는, 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 또한 550 ℃ 에서 합금화 처리를 실시하여, 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA) 을 얻었다. 또한, 일부는 CAL 에서 어닐링한 후에 전기 아연 도금 라인 (EGL) 에 있어서, 전기 아연 니켈 도금 강판 (EZN) 을 얻었다.
이어서, 얻어진 냉연 강판 (도금 강판을 포함한다) 에 대해, 열간 프레스를 실시하였다.
열간 프레스에서 사용한 금형은, 펀치 폭 70 ㎜, 펀치 숄더 R4 ㎜, 다이 숄더 R4 ㎜ 이고, 성형 깊이는 30 ㎜ 이다. 냉연 강판에 대한 가열은, 가열 속도에 따라 적외선 가열로 또는 분위기 가열로 중 어느 것을 이용하고, 대기 중에서 실시하였다. 또, 프레스 후의 냉각은, 강판의 펀치·다이 사이에서의 끼워 넣음과 끼워 넣음으로부터 개방한 다이 상에서의 공랭을 조합하여 실시하고, 프레스 (개시) 온도로부터 실온까지 냉각하였다.
이렇게 하여 얻어진 열간 프레스 부재의 해트 저부의 위치로부터 JIS 5 호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241 에 준거하여 인장 시험을 실시하여, 인장 강도 (TS) 를 측정하였다.
또, 내지연 파괴 특성의 시험에 관해서는, 핫 프레스 부재의 해트 저부의 위치로부터 JIS 5 호 인장 시험편을 채취하여, 정하중 시험을 실시하였다. 실온에서 pH = 3 의 염산 용액에 침지시키면서 하중을 가하여, 파단 유무를 평가하였다. 부하 응력을 800 ㎫ 로 하여, 100 시간 이상 파단되지 않는 경우에는 내지연 파괴 특성을 양호 (○), 100 시간 미만에서 파단된 경우에는 내지연 파괴 특성을 열화 (×) 로 하였다.
열간 프레스 부재의 마텐자이트의 체적 분율은, 열간 프레스 부재로부터, 열간 프레스하기 전의 냉연 강판의 압연 방향으로 평행 또한 두께 방향으로 평행한 단면이 관찰면이 되도록 시료 채취하여, 관찰면을 연마 후, 3 vol％ 나이탈로 부식시키고, SEM (주사형 전자 현미경) 을 사용하여 5000 배의 배율로 관찰하고, 포인트 카운트법 (ASTM E562-83 (1988) 에 준거) 에 의해 면적률을 측정하고, 그 면적률을 체적 분율로 하였다.
열간 프레스 부재에 있어서의 구오스테나이트의 평균 결정 입경은, 다음과 같이 하여 구하였다. 열간 프레스 부재로부터, 열간 프레스 하기 전의 냉연 강판의 압연 방향으로 평행 또한 두께 방향으로 평행한 단면이 관찰면이 되도록 시료 채취하여, 관찰면을 연마 후, 3vol ％ 나이탈로 부식시키고, SEM (주사형 전자 현미경) 을 사용하여 3000 배의 배율로 관찰하고, Media Cybernetics 사의 Image-Pro 를 사용하여, 구오스테나이트립의 원 상당 직경을 산출하고, 그것들의 값을 평균내어 구하였다.
시멘타이트의 입경은, TEM (투과형 전자 현미경) 을 사용하여 15000 배의 배율로 열간 프레스 부재를 관찰하였다. Image-Pro 를 사용하고, 하한을 0.005 ㎛ 로 하여, 그 원 상당 직경을 산출함으로써 입경을 구하였다. 입경이 0.10 ㎛ 이상인 시멘타이트의 개수는, 1 ㎛2 내에 존재하는 개수를 환산하여, 임의의 20 개 지점의 평균치를 본 발명에 있어서의 입경이 0.10 ㎛ 이상인 시멘타이트의 개수로 하였다.
Ti 계 탄화물의 입경은, TEM 을 사용하여 20000 배의 배율로 열간 프레스 부재를 관찰하였다. Image-Pro 를 사용하고, 하한을 0.005 ㎛ 로 하여, 그 원 상당 직경을 산출함으로써 입경을 구하였다. 입경이 0.10 ㎛ 이하인 Ti 계 탄화물의 개수는, 1 ㎛2 내에 존재하는 개수를 환산하여, 임의의 20 개 지점의 평균치를 본 발명에 있어서의 입경이 0.10 ㎛ 이상인 시멘타이트의 개수로 하였다.
결과를 표 3 에 나타낸다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
표 3 의 결과로부터, 본 발명예는 모두 2100 ㎫ 이상의 인장 강도와, 우수한 내지연 파괴 특성을 겸비하고 있다.

Claims (4)

  1. 성분 조성이, 질량％ 로, C : 0.41 ％ 이상 0.53 ％ 이하, Si : 0.01 ％ 이상 0.80 ％ 이하, Mn : 1.0 ％ 이상 2.0 ％ 이하, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.003 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하, N : 0.006 ％ 이하, Nb : 0.003 ％ 이상 0.018 ％ 이하, Ti : 0.008 ％ 이상 0.100 ％ 이하, B : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Sb : 0.003 ％ 이상 0.015 ％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 2.0 ≤ Ti/Sb ≤ 20.0 을 만족하고,
    마이크로 조직이, 마텐자이트의 체적 분율이 95 ％ 이상이고, 구오스테나이트의 평균 결정 입경이 7 ㎛ 이하, 또한 입경이 0.10 ㎛ 이상인 시멘타이트가 2 개/㎛2 이상, 또한 입경이 0.10 ㎛ 이하인 Ti 계 탄화물이 0.20 개/㎛2 이상이며, 인장 강도가 2100 ㎫ 이상인 열간 프레스 부재.
  2. 제 1 항에 있어서,
    추가로, 성분 조성으로서, 질량％ 로, Mo : 0.35 ％ 이하, Cr : 0.35 ％ 이하, V : 0.05 ％ 이하, Ca : 0.005 ％ 이하, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하 및 Sn : 0.50 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 포함하는 열간 프레스 부재.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 열간 프레스 부재의 표면에, Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층을 갖는, 열간 프레스 부재.
  4. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖는 냉연 강판을, Ac3 변태점 이상 1000 ℃ 이하의 온도 범위로 가열한 후 열간 프레스하고, Ms 점 - 200 ℃ 이하까지 냉각한 후, 재가열 온도 : 100 ℃ 이상 220 ℃ 이하, 유지 시간 : 1 분 이상 40 분 이하의 조건으로 재가열하는, 열간 프레스 부재의 제조 방법.
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Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN117836451A (zh) * 2021-10-27 2024-04-05 日本制铁株式会社 热冲压成形体
WO2023199776A1 (ja) * 2022-04-14 2023-10-19 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
CN115369317A (zh) * 2022-06-08 2022-11-22 首钢集团有限公司 镀镍镀锌热成形钢板及制备方法和热成形件的制备方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5942841B2 (ja) 2012-12-21 2016-06-29 新日鐵住金株式会社 強度と耐水素脆性に優れたホットスタンプ成形体及びホットスタンプ成形体の製造方法
JP6062352B2 (ja) 2013-12-12 2017-01-18 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス部品

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019003447A1 (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
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
WO2019093384A1 (ja) * 2017-11-13 2019-05-16 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス鋼板部材およびその製造方法
EP3929321B1 (en) * 2019-02-21 2023-09-27 JFE Steel Corporation Hot-pressed member, cold-rolled steel sheet for hot pressing, and manufacturing methods therefor

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5942841B2 (ja) 2012-12-21 2016-06-29 新日鐵住金株式会社 強度と耐水素脆性に優れたホットスタンプ成形体及びホットスタンプ成形体の製造方法
JP6062352B2 (ja) 2013-12-12 2017-01-18 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス部品

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