KR101682868B1 - 열간 프레스 성형 강 부재의 제조 방법 - Google Patents

열간 프레스 성형 강 부재의 제조 방법 Download PDF

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가부시키가이샤 고베 세이코쇼
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Abstract

고강도를 나타내고, 높은 인장 신도(연성) 및 굽힘성을 나타내기 때문에, 충돌 압괴 시의 변형 특성(충돌 압괴 특성)이 우수하고, 또한 우수한 내지연파괴성을 확보할 수 있는 열간 프레스 성형 강 부재를 수득하기 위한 방법을 확립한다. 화학 성분 조성이, C: 0.10%(질량%를 의미한다. 이하 동일.) 이상 0.30% 이하, Si: 1.0% 이상 2.5% 이하, Si+Al: 합계로 1.0% 이상 3.0% 이하, 및 Mn: 1.5% 이상 3.0% 이하를 만족시키고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물인 강판을 가열하여, 1회 이상 열간 프레스 성형하는 것에 의해 강 부재를 제조하는 방법으로서, 가열 온도를 Ac3 변태점 이상으로 하고, 또한 상기 열간 프레스 성형의 개시 온도를 가열 온도 이하 Ms점 이상으로 하며, 또한 (Ms점-150)℃로부터 40℃까지의 평균 냉각 속도를 5℃/s 이하로 하는 것을 특징으로 하는 열간 프레스 성형 강 부재의 제조 방법을 제공한다.

Description

열간 프레스 성형 강 부재의 제조 방법{METHOD FOR PRODUCING HOT-PRESSED STEEL MEMBER}
본 발명은, 열간 프레스 성형 강 부재의 제조 방법에 관한 것이며, 주로 자동차 차체에 적용되는 박 강판 성형품을 제조하는 분야에서, 그의 소재가 되는 강판(이하, 「블랭크」라고 하는 경우가 있음)을 오스테나이트 변태점(Ac3 변태점) 이상으로 가열한 후, 열간으로 프레스 가공(성형)하는 방법으로서, 특히 고강도를 나타냄과 함께, 특히 연성이 우수한 강 부재를 수득하기 위한 제조 방법에 관한 것이다.
자동차용 강 부품에서는, 충돌 안전성과 경량화의 양립을 달성하기 위해, 부품 소재의 고강도화가 진행되고 있다. 한편, 상기 부품을 제조하는 데 있어서는, 이용하는 강판에 높은 가공성이 요구된다. 그러나 고강도화된 강판, 특히 인장 강도가 980MPa를 초과하는 강판에 대하여, 냉간 가공(예컨대, 냉간 프레스 성형)을 실시하는 경우, 프레스 성형 하중이 증대되거나, 치수 정밀도가 현저히 열화되는 등의 문제가 있다.
상기 문제를 해결하는 방법으로서, 소재인 강판을 가열한 상태에서 프레스 성형하여, 성형과 고강도화를 동시에 실현시키는 열간 프레스 성형 기술이 있다. 이 방법에서는, 고온 상태에 있는 강판을, 금형(펀치나 다이)에 의해 성형함과 함께, (성형) 하사점(下死點)에서 유지 냉각함으로써, 강판으로부터 상기 금형으로의 발열(拔熱) 급냉을 행하여, 소재의 담금질을 실시한다. 이러한 성형법을 실시함으로써, 치수 정밀도가 좋고, 또한 고강도의 성형품을 수득할 수 있고, 더구나 냉간으로 동일한 강도 등급의 부품을 성형하는 경우에 비하여, 성형 하중을 저감할 수 있다.
그러나, 상기 방법에서는, 하사점에서 일정 시간 유지할 필요가 있어, 1강 부재의 제조에서 프레스기를 점유하는 시간이 길기 때문에, 생산성이 낮다고 하는 문제가 있다.
또한, 열간 프레스 성형은, 실질 1회뿐의 가공이며, 1회의 가공으로 성형 가능한 형상에는 한계가 있다. 또한, 가공 후에 수득되는 강 부재는 고강도이기 때문에, 당해 강 부재에 대하여 추가로, 절단, 천공 드릴링 등의 후 가공이 어렵다.
그래서, 열간 프레스 성형 기술에 있어서, 생산성을 높이거나, 성형 자유도를 높이는 것이 검토되고 있다.
예컨대 특허문헌 1에는, Mn이나 Cu, Ni 등 Ar3점을 저하시키는 원소를 첨가한 강판을 소재로 하여, 프레스 성형 중에 페라이트를 석출시키지 않도록 함으로써, 성형 후의 부재의 강도를 확보하면서, 열간 프레스에서, 2회 이상의 연속 프레스가 가능한 것이 나타나 있다.
특허문헌 2에는, 성형에 이용되는 강판으로서, 강 조직이, 구 오스테나이트립(粒)의 평균 입경: 15㎛ 이하의 베이나이트상 주체의 마이크로 조직을 갖는 열연 강판을 이용하여, 기정(旣定)의 핫 프레스(hot press)를 행하고, 수득되는 핫 프레스 부재의 구 오스테나이트립의 평균 입경을 8㎛ 이하로 함으로써, 상기 부재의 연성을 확보할 수 있다는 취지를 나타내고 있다.
특허문헌 3에는, 열간 프레스하기 위한 블랭크 가열 조건을 급속 가열, 단시간 유지로 하는 것, 상세하게는, 10℃/초 이상의 승온 속도로 675 내지 950℃의 최고 가열 온도 T℃까지 가열하는 가열 공정과, (40-T/25)초간 이하에서 상기 최고 가열 온도 T℃를 유지하는 온도 유지 공정과, 상기 최고 가열 온도 T℃로부터 1.0℃/초 이상의 냉각 속도로 마르텐사이트상의 생성 온도인 Ms점 이하까지 냉각하는 냉각 공정을 갖도록 하면, 오스테나이트의 조대화를 방지할 수 있고, 부재의 마르텐사이트상의 평균 입경이 5㎛ 이하가 되어, 부재의 인성(연성)을 확보할 수 있다는 것이 나타나 있다.
특허문헌 4에는, 핫 프레스용 소재에 다량의 담금질성 원소(Mn, Cr, Cu, Ni)를 첨가함으로써, 프레스 금형에서의 하사점 유지를 생략할 수 있고, 생산성을 향상시킬 수 있다는 취지를 나타내고 있다.
이들의 기술은, 어느 쪽의 수단도 하사점에서의 유지를 반드시 필요로 하지 않아, 생산성의 향상이 기대될 수 있지만, 하기에 나타내는 대로, 보다 높은 연성이나, 충돌 압괴(壓壞) 시의 변형 특성(이하, 이 특성을 「충돌 압괴 특성」이라고 하는 경우가 있다), 내(耐)지연파괴성(lagging destruction resistance)에 대하여까지 검토된 것은 아니다.
즉, 특허문헌 1에서는, 프레스 성형 종료 후의 냉각 속도를 극히 빠르게 하고 있기 때문에, 보다 높은 연성이 수득되고 있다고는 말하기 어렵다. 또한 상기 특허문헌 1이나 특허문헌 4에서는, 소재(블랭크)에 합금 원소를 다량으로 함유시켜, 강도를 확보하고 있기 때문에, 어느 것이든 연성을 확보하는 것이 어렵다고 생각된다.
또한, 부재가 고강도화되면, 지연 파괴의 염려가 생기지만, 특허문헌 1 내지 4의 어느 것도, 내지연파괴성에 착안하여 이루어진 것은 아니다. 또한, 부재를 자동차 부품에 이용하는 경우, 충돌 압괴 특성을 고려할 필요가 있지만, 특허문헌 1 내지 4의 어느 것도, 이 충돌 압괴 특성에 착안하여 이루어진 것도 아니다.
일본 특허공개 제2006-212663호 공보 일본 특허공개 제2010-174280호 공보 일본 특허공개 제2010-70806호 공보 일본 특허공개 제2006-213959호 공보
본 발명은 상기와 같은 사정에 착안하여 이루어진 것으로서, 그 목적은, 고강도를 나타내고(1100MPa 이상, 바람직하게는 1300MPa 이상, 보다 바람직하게는 1500MPa 이상), 또한 우수한 인장 신도(연성)와 굽힘성을 나타내어, 우수한 충돌 압괴 시의 변형 특성(충돌 압괴 특성)을 확보할 수 있음과 함께, 우수한 내지연파괴성을 확보할 수 있는 열간 프레스 성형 강 부재를, 효율좋고 성형 형상의 자유도도 높은 방법으로 제조하는 기술을 확립하는 것에 있다.
상기 과제를 해결할 수 있는 본 발명의 열간 프레스 성형 강 부재의 제조 방법은, 화학 성분 조성이 C: 0.10%(질량%를 의미한다. 화학 성분에 대하여 이하 동일.) 이상 0.30% 이하,
Si: 1.0% 이상 2.5% 이하,
Si+Al: 합계로 1.0% 이상 3.0% 이하, 및
Mn: 1.5% 이상 3.0% 이하
를 만족시키고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물인 강판을 가열하여, 1회 이상 열간 프레스 성형하는 것에 의해 강 부재를 제조하는 방법으로서,
상기 가열 온도를 Ac3 변태점 이상으로 하고, 또한
상기 열간 프레스 성형의 개시 온도를 상기 가열 온도 이하 Ms점 이상으로 하며, 또한
(Ms점-150)℃로부터 40℃까지의 평균 냉각 속도를 5℃/s 이하로 하는 것에 특징을 갖는다.
상기 열간 프레스 성형에 있어서, 최종의 열간 프레스 성형의 종료 온도를 Ms점 이하 (Ms점-150)℃ 이상으로 하여도 좋다.
상기 제조 방법에 이용하는 상기 강판은, 추가로,
(a) Cr: 1% 이하(0%를 포함하지 않음) 또는,
(b) Ti: 0.10% 이하(0%를 포함하지 않음),
(c) B: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음),
(d) Ni 및/또는 Cu를 합계로 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음),
(e) Mo: 1% 이하(0%를 포함하지 않음),
(f) Nb: 0.05% 이하(0%를 포함하지 않음)
를 포함하고 있어도 좋다.
본 발명에는, 상기 제조 방법으로 수득되는 열간 프레스 성형 강 부재로서, 강 조직이, 잔류 오스테나이트를 2체적% 이상 포함하는 것에 특징을 갖는 열간 프레스 성형 강 부재도 포함된다.
또한, 본 발명에는, 상기 제조 방법에 이용하는 강판으로서,
C: 0.10% 이상 0.30% 이하,
Si: 1.0% 이상 2.5% 이하,
Si+Al: 합계로 1.50% 이상 3.0% 이하, 및
Mn: 1.5% 이상 3.0% 이하
를 만족시키고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물인 것에 특징을 갖는 열간 프레스 성형용 강판도 포함된다.
상기 강판은, 추가로,
(a) Cr: 1% 이하(0%를 포함하지 않음) 또는,
(b) Ti: 0.10% 이하(0%를 포함하지 않음),
(c) B: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음),
(d) Ni 및/또는 Cu를 합계로 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음),
(e) Mo: 1% 이하(0%를 포함하지 않음),
(f) Nb: 0.05% 이하(0%를 포함하지 않음)
를 포함하고 있어도 좋다.
본 발명에는, 상기 열간 프레스 성형 강 부재에, 가공을 실시하여 수득되는 자동차용 강 부품도 포함된다.
본 발명에 의하면, 열간 프레스 성형 후의 강 부재는, 고강도를 나타내며, 또한 우수한 인장 신도 연성, 또한 우수한 굽힘성을 갖고 있기 때문에, 우수한 충돌 압괴 시의 변형 특성(충돌 압괴 특성)을 확보할 수 있어, 자동차용 고강도 강 부품에 적합하다. 또한, 우수한 내지연파괴성을 갖기 때문에, 열간 프레스 성형 후, 이미 고강도를 갖는 부재에, 추가로 펀칭 가공 등의 후(後)가공을 행하여도, 그의 가공 부위에서의 내지연파괴성이 우수하다.
또한, 종래의 핫 스탬프(hot stamp)와 상이하고, 하사점에서의 유지가 없기 때문에, 효율좋게 강 부재를 제조할 수 있고, 또한, 열간 프레스 성형을 복수 회 행할 수 있기 때문에, 성형 가능한 형상 자유도가 높다.
또한, 냉간 프레스 가공에 비하여, 프레스 성형 하중을 저감할 수 있고 치수 정밀도도 양호하고, 또한, 냉간 프레스로 제조하는 것보다도, 가공에 의한 소재 손상(가공 경화)이 적기 때문에, 강 부재의 연성(예컨대, 굽힘성)이 냉간 프레스 성형 부재보다도 양호하다. 그 때문에 같은 강도의 자동차 강 부재이어도, 충돌에 의해 굽힘 변형될 때에 강 부재가 흡수할 수 있는 에너지를 높일 수 있다는(보다 작은 반경까지 구부리는 것이 가능하고, 또한 그의 변형력도 보다 크다는) 이점을 갖는다. 게다가, 열간으로 성형하기 때문에 성형 후의 잔류 응력을 작게 하는 것도 가능하여, 지연 파괴가 생기기 어렵다고 하는 이점도 갖는다.
도 1은 실시예에서의 프레스 성형(열간 프레스 성형 또는 냉간 프레스 성형) 공정도이다.
도 2는 다단 성형 공정의 개략 설명도이다.
도 3은 다단 성형 공정예를 나타내는 설명도이다.
도 4는 보강 부품을 갖는 강 부품의 단면도이다.
도 5는 다단 성형 공정에서의 장출(張出) 성형의 일례를 나타내는 개략 설명도이다.
도 6은 다단 성형 공정에서의 플랜지 성형의 일례를 나타내는 개략 설명도이다.
도 7은 다단 성형 공정에서의 피어싱 가공이나(외주(外周)) 트림 가공의 일례를 나타내는 개략 설명도이다.
도 8은 목표 형상의 세로벽의 경사 각도 θ가 큰 강 부재를 성형하는 경우의 개략 설명도이다.
도 9는 본 발명에서 이용할 수 있는 금형 구조의 개략 설명도이다.
도 10은 금형의 1 성형 사이클을 설명하는 도면이다.
도 11은 실시예에서 행한 열간 프레스 성형, 냉간 프레스 성형의 각각의 공정도이다.
도 12는 실시예에서 수득된 강 부재의 형상을 나타낸 개략 사시도이다.
도 13은 실시예에서의 프레스 성형(열간 프레스 성형 또는 냉간 프레스 성형)의 1 공정 소요 시간을 설명하는 도면이다.
도 14는 실시예에서 강판의 온도를 측정하기 위한, 열전대의 매립 위치를 설명한 도면이다.
도 15는 실시예에서의 강 부재로부터의 인장 시험용 시험편의 채취 위치를 나타낸 도면이다.
도 16은 실시예에서의 강 부재로부터의 굽힘 시험용 시험편의 채취 위치를 나타낸 도면이다.
도 17은 실시예에서의 굽힘 시험의 방법을 설명한 도면이다.
도 18은 실시예에서의 굽힘 시험 결과 [등가 굽힘 반경(R)과 하중의 관계]의 일례를 나타낸 도면이다.
도 19는 실시예에서의 강 부재의 시초량의 측정 개소를 나타낸 도면이다.
도 20은 실시예에서의 시초량을 구하는 방법을 설명한 도면이다.
도 21은 실시예에서의 치수 정밀도의 평가에 이용한 성형 장치(금형)의 개략 설명도이다.
도 22는 실시예에서의 최종 성형 종료 온도와 원호 R 변화량의 관계를 나타낸 도면이다.
도 23은 실시예에서의 압괴 시험에 이용한 시험체의 개략 사시도이다.
도 24는 실시예에서의 압괴 시험(3점 굽힘 시험)의 방법을 설명한 도면이다.
도 25는 실시예에서의 압괴 시험 결과(하중-변위 선도)의 일례를 나타낸 도면이다.
도 26은 실시예에서의 압괴 시험(정적 시험) 결과(Pmax와 Pmax 발생 변위의 관계)를 나타낸 도면이다.
도 27은 실시예에서의 압괴 시험(동적 시험) 결과(Pmax와 Pmax 발생 변위의 관계)를 나타낸 도면이다.
도 28은 실시예에서의 압괴 시험 후의 시험체의 상면 사진이다.
도 29는 상기 도 23에 나타내는 강 부재의 압괴 시의 변형 이미지를 나타낸 단면도이다.
도 30은 실시예에서의 등가 굽힘 반경과 굽힘 시의 최대 하중의 관계를 나타낸 도면이다.
도 31은 실시예에서의 장출 성형성의 평가에 이용한 시험 장치(금형)의 개략 설명도이다.
도 32는 실시예에서의 (장출)성형 개시 온도와 (장출 성형의) 최대 성형 높이의 관계를 나타낸 도면이다.
도 33은 실시예에서의 신장 플랜지성의 평가에 이용한 시험 장치(금형)의 개략 설명도이다.
도 34는 신장 플랜지 성형 부품의 사진이며, 최대 성형 높이(Hmax)의 위치를 설명한 도면이다.
도 35는 실시예에서의 천공 온도와 전단 가공 하중(기준 하중에 대한 비율)의 관계를 나타낸 도면이다.
본 발명자들은, 상기 특성을 갖는 부재를 수득하기 위해서 예의 연구를 거듭한 결과, 하기에 나타내는 대로, 종래의 핫 스탬프용 강판보다도 Si량이 높은 강판(블랭크)을 이용하여, 당해 강판을 가열하고, 1회 이상 열간 프레스 성형하는 것에 의해 강 부재를 제조하는 방법으로서, 특히, 상기 가열 시의 온도(가열 온도)를 Ac3 변태점 이상으로 하고, 또한 상기 열간 프레스 성형의 개시 온도를 가열 온도 이하 Ms점 이상으로 하고, 또한, (Ms점-150)℃로부터 40℃까지의 평균 냉각 속도를 5℃/s 이하로 하면, 고강도를 나타냄과 함께, 잔류 오스테나이트(잔류 γ)를 일정 이상 가져, 높은 인장 신도(연성)와 굽힘성을 나타내고, 우수한 충돌 압괴 시의 변형 특성(충돌 압괴 특성)을 확보할 수 있음과 함께, 우수한 내지연파괴성을 확보할 수 있는 고강도의 열간 프레스 성형 강 부재가 수득된다는 것을 발견해내고, 본 발명을 완성시켰다.
이하, 본 발명에서 제조 조건을 규정한 이유에 대하여 설명한다.
〔제조 조건〕
본 발명의 제조 방법은, 후술하는 강판을 이용하여, 당해 강판을 가열하고 나서, 1회 이상 열간 프레스 성형하는 것에 의해 강 부재를 제조하는 방법으로서, 하기 요건을 만족시키는 것이다.
[Ac3 변태점 이상의 온도(가열 온도)로 가열]
Ac3 변태점(오스테나이트 변태점, 이하 「Ac3점」이라고 하는 경우가 있음) 이상의 온도에서 가열함으로써, 후술하는 조직이 수득하기 쉬워지고, 원하는 특성이 수득된다. 이에 비하여, 특허문헌 3의 실시예 2 내지 6에서는 어느 것도, 이용하는 강판의 Ac3 변태점이 800℃ 초과인 데 비하여, 최고 도달 온도 T는 800℃이며, Ac3 변태점 이상의 온도에서 가열하는 것은 아니다. 또한, 특허문헌 3의 실시예 1에서는, 최고 도달 온도 T를 650 내지 1000℃의 사이에서 변화시켜 실험을 행하고 있지만, Ac3 변태점 미만인 700℃이나 775℃에서 행한 실시예가 있다. 그러나, 이와 같이 가열 온도가 Ac3 변태점 미만이면, 페라이트 등이 잔존하기 때문에, 가열 후의 냉각 속도를 제어했다고 하여도, 고강도를 확보하는 것이 매우 곤란해진다고 생각된다.
상기 가열 온도는, 바람직하게는 (Ac3점+10)℃ 이상이다. 한편, 이 가열 온도가 지나치게 높으면, 강 부재를 구성하는 마이크로 조직이 조대해지고, 연성이나 굽힘성의 저하의 원인이 될 우려가 있기 때문에, 상기 가열 온도의 상한은 (Ac3점+100)℃ 정도이다.
상기 가열 온도에서의 가열 시간은, 1분 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 오스테나이트의 입자 성장을 억제하는 등의 관점에서, 상기 가열 시간은 15분 이하로 하는 것이 바람직하다. 상기 Ac3 변태점까지의 승온 속도는, 특별히 묻지 않는다.
상기 가열 시의 분위기는, 산화성 분위기, 환원성 분위기 또는 비산화성 분위기여도 좋다. 구체적으로는, 예컨대, 대기 분위기나, 연소 가스 분위기, 질소 가스 분위기 등을 들 수 있다.
[열간 프레스 성형의 개시 온도: 상기 가열 온도 이하 Ms점 이상]
열간 프레스 성형의 개시 온도를 상기 가열 온도 이하 Ms점 이상으로 함으로써 가공을 용이하게 행할 수 있고, 또한 프레스 하중을 충분히 저감시킬 수 있다. 열간 프레스 성형의 개시 온도는, 바람직하게는 (Ms점+30)℃ 이상, 보다 바람직하게는 (Ms점+50)℃ 이상이다.
한편, 본 발명에서, 열간 프레스 성형의 개시란, 최초의 성형에서 블랭크의 일부가 처음으로 금형에 접촉된 타이밍을 말하고, 열간 프레스 성형의 종료란, 최종의 성형에서 성형품의 전체 부위가 금형으로부터 분리된 타이밍을 말한다.
본 발명에서는, 열간 프레스 성형의 개시 온도(즉, 최초의 성형에서 블랭크의 일부가 처음으로 금형에 접촉된 타이밍에서의 블랭크의 온도)는 규정되지만, 열간 프레스 성형의 종료 온도(즉, 최종의 성형에서 성형품의 전체 부위가 금형으로부터 분리된 타이밍에서의 블랭크의 온도)에 대해서는 특별히 묻지 않는다(열간 프레스 성형의 종료 온도에 대해서는, 하기에 설명한다).
열간 프레스 성형은, 1회만의 경우 외에, 복수 회 행하여도 좋다. 복수 회 행함으로써, 복잡 형상의 부재를 성형할 수 있는 것 외에, 치수 정밀도를 개선할 수 있다. 치수 정밀도를 개선할 수 있는 메커니즘은 다음과 같다.
프레스 성형 과정에서는, 블랭크 내의 각 부위가 금형과 접촉하는 시간이 다르기 때문에, 성형품 내에서 온도차(불균일)가 생기는 경우가 있다. 예컨대, 도 1과 같은 굽힘 성형의 경우, 도 1에서의 블랭크의 A부는 금형과의 접촉 시간이 길기 때문에 온도 저하량(금형으로의 발열량(拔熱量))이 크고, 도 1에서의 블랭크의 B부는 금형과의 접촉 시간이 짧기 때문에 온도 저하량이 작다. 이 성형품 내의 온도 저하량의 차이에 의해 성형품 내에서 열 수축량에 차이가 생겨, 열 변형(소성 변형)이 발생되고, 성형품의 치수 정밀도가 악화된다.
그러나, 다단 성형을 행하면, 즉, Ms점 이상에서 복수 회의 프레스 가공을 행하면, 이전 공정에서 치수 정밀도의 열화가 생긴 경우이어도, 이어서 행하는 성형이 여전히 고온에서의 성형이기 때문에, 치수 정밀도의 열화를 용이하게 교정할 수 있다. 또한, 성형을 거듭함으로써, 부위에 따른 온도 불균일도 해소되기 때문에, 온도 불균일에 의한 치수 정밀도의 열화도 수습하기 쉬워진다.
또한, 이와 같이 열간 프레스 성형을 다단으로 하면, 형상 구속에 의한 교정 공정을 추가할 수 있고, 다단 열간 프레스에서의 과제인 치수 정밀도를 개선할 수 있는 이점이 있다. 생산성을 중시한 다단 성형에 의한 열간 성형 공정에서 문제가 되는 치수 정밀도의 열화는 최종의 열간 프레스(1회의 경우도 포함함)를 Ms점 이하에서 이형함(즉, 최종의 열간 프레스 성형의 종료 온도를 Ms점 이하로 함)으로써 비약적으로 개선된다. 또한, 그 효과는, (Ms점-150)℃까지 금형과 접촉된 상태(형(型) 구속)를 계속할 수 있으면 더욱 안정된다. 특히, 판 두께가, 예컨대 1.4mm 이하로 얇은 블랭크를 이용하여 수득되는 부재인 경우, 다단 성형 시의 치수 정밀도의 열화가 크기 때문에, 이것이 유효하다.
열간 프레스 성형을 복수 회 행하는 경우의 성형 방법으로서, 같은 금형으로 복수 회 성형하는 경우 외에, 형상이 다른 복수의 금형으로 성형하는, 즉, 각각의 횟수번째(공정)에서 다른 형상의 금형을 이용하여 성형하는 경우를 들 수 있다.
다단 성형화에 의해, 최종적으로 필요한 가공량에 대하여 1 공정당의 가공량이 작아져서, 보다 복잡한 부재 형상의 성형이 가능해진다.
예컨대, 후면 멤버와 같이,
·3차원적으로 만곡(灣曲)되어 있다;
·길이 방향으로 단면 형상(폭, 높이)이 다르다;라고 하는 부품은, 1 공정만으로 최종 형상으로 성형하는 것은 일반적으로 곤란하다. 그러나, 도 2와 같은 다단 성형 공정(복수 공정)에서 상기 복잡 형상의 부품을 성형할 수 있다. 즉, 우선 1 공정째에서, 도 2(a)와 같이 대략적인 형상으로 성형(드로잉, 굽힘)을 행한 후, 2 공정째에서, 도 2(b)의 실선대로 최종 형상으로 추가 가공(재차 드로잉, 리스트라이크(restrike) 등)하는 등의 공정 배분을 행함으로써 성형할 수 있다.
또한, 다단 성형 공정에서의 1 공정째와 2 공정째의 가공 형상을, 적정하게 설계함(여육(余肉) 형상의 적정 설치, 가공 순서의 적정화 등을 행함)으로써, 도 3의 (a)나 (b)에 나타내는 대로, 대폭적인 복잡 형상화가 가능해진다. 이와 같은 복잡 형상화를 할 수 있으면, 부품의 고기능화(강성 향상이나 충돌 압괴 특성의 향상 등)나 박육화를 실현할 수 있다.
또한, 실제의 자동차의 차체 구조에서는, 도 4(단면도)에 나타낸 것과 같이, 부품(A)의 내부에 보강 부품(C)을 갖는 것(예컨대, 센터 필러, 록커 등)이 채용되는 경우가 많다. 이와 같은 형상이면, 부품(A)에 충격을 받은 경우에, 단면 형상이 붕괴되기 어려워(상세한 것은, 후술하는 실시예 5에 나타냄), 충돌 압괴 특성을 높일 수 있다. 그러나, 상기한 대로 부품(A)의 복잡 형상화가 가능해지면, 부품(A) 자체의 충돌 압괴 특성을 높일 수 있고, 그 결과, 상기 보강 부품(C)을 생략 또는 박육화할 수 있어, 경량화나 비용 감소를 도모할 수 있다.
상기 다단 성형의 예로서, 이하에 설명하는 대로, 2 공정째 이후에서 장출 성형을 행하거나, 플랜지 성형을 행하는 것을 들 수 있다. 예컨대, 도 5에 나타낸 것과 같이, 다단 성형 공정의 2 공정째 이후에서, 장출 성형을 행하는 것을 들 수 있다. 이 성형을 행함으로써, 장출 형상이 추가되어 강 부품의 고기능화(강성 향상이나 충돌 압괴 특성의 향상 등)를 도모할 수 있다. 또한, 예컨대 도 6(a)나 (b)에 나타내는 대로, 다단 성형 공정의 2 공정째 이후에서, 플랜지 성형(플랜지 업, 플랜지 다운, 신장 플랜지, 버링(burring), 수축 플랜지 등)을 행하는 것을 들 수 있다. 이 성형을 행함으로써도, 강 부재의 추가적인 고기능화(강성 향상이나 충돌 압괴 특성의 향상 등)을 도모할 수 있다.
또한, 상기 다단 성형의 예로서, 2 공정째 이후의 재료가 비교적 고온에서 연질인 상태에서, 천공 구멍 가공 등을 행하는 것도 가능해진다. 예컨대, 도 7(a) 내지 (c)에 나타내는 대로, 2 공정째 이후에서, 피어싱 가공(천공 구멍 가공), 외주 트림 가공(전단 가공)을 행하는 것을 들 수 있다. 이에 의해, 종래의 하사점 유지 성형(1 공정만)의 경우에는, 다른 공정으로서 레이저 가공 등에 의해 행한 피어싱 가공이나 트림 가공을 프레스 성형화할 수 있기 때문에, 비용 감소가 가능해진다. 또한, 도 7(d) 대로, 성형 전에 열간으로 외주 트림 가공이나, 피어싱 가공(천공 구멍 가공)을 행하는 것도 가능하다.
전술한 대로, 열간 프레스 성형의 개시 온도는, 가열 온도 이하 Ms점 이상으로 할 필요가 있지만, 열간 프레스 성형의 종료 온도(최종 열간 프레스 성형의 종료 온도. 열간 프레스 성형이 1회만인 경우는, 단순히 「열간 프레스 성형의 종료 온도」를 말함)는, 특별히 묻지 않으면, Ms점 이상이어도 좋고, Ms점 이하 (Ms점-150)℃ 이상이어도 좋다.
가공을 행하기 쉽고, 또한 프레스 하중을 작게 억제하는 관점에서는, 최종 열간 프레스 성형의 종료 온도를 Ms점 이상으로 하면 좋고, 치수 정밀도를 높이는 관점에서는, 이 종료 온도를 Ms점 이하 (Ms점-150)℃ 이상으로 하면 좋다. 이 온도역(마르텐사이트 변태가 생기는 타이밍)에서 프레스 성형을 행함으로써, 치수 정밀도가 비약적으로 개선된다. 특히, 상기 열간 프레스 성형을 복수 회로 하고, 또한 최종의 열간 프레스 성형으로서, 상기 마르텐사이트 변태가 생기는 타이밍에서, 금형의 구속(단, 하사점에서의 유지는 반드시 필요한 것은 아님)을 목적으로 한 프레스 성형을 행함으로써, 치수 정밀도가 비약적으로 개선된다.
열간 프레스 성형의 실시 형태로서, 하기 형태를 들 수 있다.
(I) 열간 프레스 성형: 1회의 경우
(I-1) 열간 프레스 성형의 개시 온도: 가열 온도 이하 Ms점 이상, 또한 열간 프레스 성형의 종료 온도: Ms점 이상
(I-2) 열간 프레스 성형의 개시 온도: 가열 온도 이하 Ms점 이상, 또한 열간 프레스 성형의 종료 온도: Ms점 이하 (Ms점-150)℃ 이상
(II) 열간 프레스 성형: 복수 회의 경우
(II-1) 첫회의 열간 프레스 성형의 개시 온도: 가열 온도 이하 Ms점 이상, 또한 최종의 열간 프레스 성형의 종료 온도: Ms점 이상
(II-2) 첫회의 열간 프레스 성형의 개시 온도: 가열 온도 이하 Ms점 이상, 또한 최종의 열간 프레스 성형의 종료 온도: Ms점 이하 (Ms점-150)℃ 이상
한편, 상기 가열 온도로부터 (Ms점-150)℃까지의 냉각 속도에 대해서는 특별히 묻지 않는다. 예컨대, 상기 가열 온도로부터 (Ms점-150)℃까지를, 평균 냉각 속도 2℃/s 이상(보다 바람직하게는 5℃/s 이상)으로 냉각하는 것 등을 들 수 있다. 이 정도의 냉각 속도이면, 페라이트나 베이나이트 등을 거의 생성시키지 않고서, 하기의 Ms점 이하에서 마르텐사이트를 형성시킬 수 있어, 1100MPa 이상의 고강도 부재를 용이하게 수득할 수 있다.
상기 냉각 속도는, 예컨대
·가열로로부터 취출하여, 프레스 개시하기까지의 시간(반송 등에서의 냉각 시의 속도)
·열간 프레스 성형 시의 프레스 금형과의 접촉 시간(1회당 접촉 시간×횟수)
·복수 회의 프레스 성형을 행하는 경우에는, 성형과 성형 사이의 냉각 조건(방냉, 강제 공냉 등)
·프레스 성형 종료 후(이형 후)의 냉각 조건(방냉, 강제 공냉 등)
을 조합시켜 제어하는 것이 가능하다. 특히 (Ms점-150)℃ 이상에서의 냉각 속도를 빠르게 할 필요가 있는 경우는, 프레스 금형과의 접촉 시간을 길게 하는 것이 유효하다. 이들 냉각 조건은 시뮬레이션 등으로 미리 어림잡을 수 있다.
한편, 강판의 화학 성분 조성에서, Mn량이 2.0% 미만인 경우, 보다 높은 강도를 확보하기 위해서는, 상기 가열 온도로부터 Ms점까지를 10℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다.
[(Ms점-150)℃로부터 40℃까지의 평균 냉각 속도: 5℃/s 이하]
강도 확보를 주안으로 한 종래의 핫 스탬프에서는, 고강도를 확보하는 것을 주목적으로 하고 있기 때문에, 열간 프레스 성형 후의 냉각 속도는 매우 빠르게 하는 것이 추장되어 있고, 연성의 확보는 그다지 중요시되어 있지 않다.
이에 대하여 본 발명에서는, (Ms점-150)℃로부터 40℃까지의 평균 냉각 속도를 5℃/s 이하로 하는 것이 중요하다. 본 발명은, 고 Si 강판을 이용하는 것을 전제로, 마르텐사이트를 석출시켜 부재 강도를 확보하면서, 성형 후의 냉각 속도를 굳이 저하시킴으로써, 수득되는 강 부재의 마이크로 조직에서 잔류 γ를 일정량 이상 확보할 수 있어, 원하는 특성(우수한 연성, 내지연파괴성 및 충돌 압괴 특성)을 얻을 수 있다.
본 발명에서는, 상기 평균 냉각 속도를 실현하기 위해, 종래의 핫 스탬프와 같이, 하사점에서 장시간 유지하지 않는다. 이와 같이 하사점에서 장시간 유지하지 않는 결과, 열간 프레스 1회의 소요 시간도 짧아지고, 부품 1개의 제조에 요하는 시간도 짧아, 생산성을 높일 수 있다.
상기 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 3℃/s 이하, 보다 바람직하게는 2℃/s 이하이다. 또한, 상기 평균 냉각 속도의 하한은, 생산성 등의 관점에서 0.1℃/s 정도이다.
상기 평균 냉각 속도는, 열간 프레스 성형 후에 금형으로부터 빼내어, 방치하여 자연 방냉, 강제 공냉(강제 풍냉) 등에 의해 실현시킬 수 있다. 또한, 필요에 따라 보온로 내에서의 일정 시간의 유지를 행한 후, 자연 방냉, 강제 공냉 등을 행하여도 좋다.
상기한 대로 Ms점 이하에서 서냉하면, 마르텐사이트가 생성되는 동시에 뜨임되기 때문에, 부재 강도의 저하가 생기기 쉽다. 본 발명에서는, 이 뜨임을 방지하기 위해서, 일정량 이상의 Si를 포함하는 강판을 이용한다.
상기 속도에서의 냉각 종료 온도는 40℃이면 좋고, 또한 저온역까지 평균 냉각 속도: 5℃/s 이하로 서냉하여도 좋고, 실온까지 서냉하여도 좋다.
한편, 특허문헌 3에서는, 실시예에서, 여러가지의 성분 조성의 강판을 이용하여, 「소정의 냉각 속도로 Ms점 이하까지 냉각」하고 있다. 그러나, 예컨대 특허문헌 3의 표 6의 강종 E 대로, Si량이 적은 강판을 이용한 경우, Ms점을 상당히 하회하는 저온도역까지 급냉하지 않으면, 표 7에 나타내는 고강도가 수득되지 않는다고 생각된다. 즉, 특허문헌 3의 실시예 6에서는, 어느 쪽의 성분 조성의 강판에 대해서도, 「소정의 냉각 속도로 Ms점 이하까지 냉각되어」, 고강도의 부재가 수득되고 있지만, 이들은, Ms점을 상당히 하회하는 저온도역까지 급냉을 행한 것이며, 본 발명과 같이 (Ms점-150)℃로부터 40℃까지의 평균 냉각 속도를 5℃/s 이하로 하는 것은 아니라고 생각된다. 또한, 특허문헌 3에서는, 상기한 대로, 저온역까지 급냉을 행한 결과, 잔류 γ가 충분히 확보되어 있지 않다고 생각된다.
그런데, 판 두께가 두꺼운 경우나, 도 8에 나타내는 대로, 강 부재의 목표 형상의 세로벽의 경사 각도 θ가 큰 경우, 하사점 유지하지 않음에서는, 프레스 횟수를 증가시켜도 최종 성형 종료 온도를 Ms점 이하까지 내리기 어려운 경우가 있다. 이러한 경우, 도 9에 나타내는 같은 금형의 구조를 채용함으로써 하사점 유지없이, 블랭크(재료)와 금형의 접촉 시간을 증가시켜, 최종 성형 종료 온도를 Ms점 이하로 제어하는 것이 가능해진다.
이하, 이 도 9의 금형 구조에 대하여, 도 10(II)과 함께 설명한다. 도 10에서, (I)은 종래의 금형(탄성체 없음)의 1 성형 사이클을 나타내고, (II)는 도 9의 금형(탄성체 있음)의 1 성형 사이클을 나타내고 있다.
도 9의 금형 구조에서는, 금형의 상형(上型)과 하형(下型)이 매칭된 후에, 금형 상부에 배치된 가스 쿠션, 용수철, 우레탄 등의 탄성체의 변형 스트로크를 활용하여, 블랭크(재료)와 금형의 접촉 시간을 제어한다(의사적인 하사점 유지를 행한다). 이에 의해, 성형 종료 온도를 Ms점 이하로 제어하는 것이 가능해진다.
상세하게는 도 10(II)에 나타내는 대로, (a)점에서 금형과 블랭크(재료)가 접촉 개시되어, (a)점 내지 (d)점에서 성형된다(이 사이에, 도 9의 패드는 수축되지만, 탄성체의 변형(신축)은 없다)(도 9(A)의 상태). (d)점에서 도 9의 패드는 완전히 수축되어, 탄성체의 변형(수축)이 개시된다(도 9(B)의 상태). (d)점 내지 (b)점에서 탄성체의 변형(수축)이 진행된다. 그리고, (b)점에서 탄성체가 완전히 수축된다(도 9(C)의 상태). 이어서, (b)점 내지 (e)점에서 금형과 블랭크(재료)의 접촉 상태가 유지된 채로, 탄성체만이 신장된다. (e)점에서 탄성체가 이전 상태로 되돌아가(즉, 완전히 신장된 상태가 되어) 금형의 이형이 개시된다. (e)점 내지 (c)점에서 이형된다(이 사이에, 도 9의 패드는 신장되지만, 탄성체의 변형은 없다). 그리고 (c)점에서 이형이 완료된다.
한편, 상기 도 9에서는, 금형의 상부에 탄성체를 설치하고 있지만, 하부에 탄성체를 설치하는 것도 가능하다. 또한, 금형의 상형과 하형이 매칭된 후에, 탄성체의 변형이 시작되는 것이 바람직하지만, 상기 매칭 전에 탄성체의 변형이 시작되어도 성형 종료 온도의 제어는 가능하다. 또한, 다단 성형 중의 특정한 공정에만 이 금형 구조를 채용하는 것도 가능하다.
〔열간 프레스 성형에 이용하는 강판(블랭크)〕
이하에서는, 열간 프레스 성형에 이용되는 강판에 대하여 설명한다. 우선, 상기 제법에 이용되는 블랭크의 화학 성분 조성은 이하와 같다.
(블랭크의 화학 성분 조성)
[C: 0.10% 이상 0.30% 이하]
강 부재의 강도는, 첫째로 C량으로 결정된다. 본 발명에서는, 상기 방법으로 고강도를 수득하기 위해, C량을 0.10% 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.15% 이상, 보다 바람직하게는 0.17% 이상이다. 한편, 상기 강도를 확보하는 관점에서는, C량의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 수득되는 부재의 강도 이외의 특성(용접성이나 인성 등)을 고려하면, C량의 상한은 0.30% 이하이다. 바람직하게는 0.25% 이하이다.
[Si: 1.0% 이상 2.5% 이하]
[Si+Al: 합계로 1.0% 이상 3.0% 이하]
본 발명에서는, 제조 공정에서의 서냉에 있어서, 뜨임을 방지하기 위해, 또한 잔류 γ의 확보를 위해, 적어도 1.0% 이상의 Si를 함유시킨다. Si량은, 바람직하게는 1.1% 이상, 보다 바람직하게는 1.5% 이상이다. 한편, Si량이 과잉이 되어도 열간 성형 후의 인성(靭性) 등이 열화되거나, 블랭크의 가열 중에 Si에 기인하는 내부 산화층이 형성되어, 부재의 용접성이나 화성 처리성을 열화시키기 때문에, 2.5% 이하로 한다. 바람직하게는 2.0% 이하, 보다 바람직하게는 1.8% 이하이다.
또한, Al은 Si와 마찬가지로 잔류 γ의 형성에 기여하는 원소이다. 이 관점에서 본 발명에서는, Si와 Al을 합계로 1.0% 이상(바람직하게는 1.50% 이상) 함유시킨다. 한편, 이들의 원소가 지나치게 많아도 효과가 포화할 뿐이기 때문에, Si+Al은 합계로 3.0% 이하, 바람직하게는 2.5% 이하로 한다.
[Mn: 1.5% 이상 3.0% 이하]
Mn은 강판의 담금질성을 향상시키고, 성형 후의 경도의 격차를 저감시키는 데 유용한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Mn은 1.5% 이상 함유시킬 필요가 있다. 바람직하게는 1.8% 이상이다. 그러나, Mn량이 과잉이 되어 3.0%를 초과하여도 그 효과가 포화되어 비용 상승의 요인이 된다. 바람직하게는 2.8% 이하이다.
본 발명 강재의 성분은 상기한 대로이며, 잔부는 철 및 불가피적 불순물(예컨대, P, S, N, O, As, Sb, Sn 등)로 이루어지는 것이지만, 불가피적 불순물 중의 P나 S는, 용접성 등 확보의 관점에서, P: 0.02% 이하, S: 0.02% 이하로 각각 저감하는 것이 바람직하다. 또한, N량이 과잉이 되면, 열간 성형 후의 인성을 열화시키거나, 용접성 등의 열화를 초래하기 때문에, N량은 0.01% 이하로 억제하는 것이 바람직하다. 또한, O는 표면 하자의 원인이 되기 때문에, 0.001% 이하로 억제하는 것이 좋다.
또한, 본 발명의 효과를 저해하지 않는 범위에서, 추가로 그 밖의 원소로서, 하기 원소를 함유시킬 수 있다.
[Cr: 1% 이하(0%를 포함하지 않음)]
Cr은 강판의 담금질성을 향상시키기 위해서 유효한 원소이며, 이들의 원소를 함유시킴으로써 성형품에서의 경도 격차의 저감을 기대할 수 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Cr을 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.1% 이상이다. 그러나, Cr량이 과잉이 되면, 그 효과가 포화되어 비용 상승의 요인이 되기 때문에, 상한은 1%로 하는 것이 바람직하다.
[Ti: 0.10% 이하(0%를 포함하지 않음)]
Ti는, N을 고정시켜, B에 의한 담금질 효과를 확보하는 역할을 갖는 원소이다. 또한, 조직을 미세화하는 효과도 함께 가져, 조직이 미세화됨으로써, (Ms점-150)℃ 이하에서의 냉각 중에 잔류 γ를 생성시키기 쉽게 하는 효과가 있다. 이들의 효과를 발휘시키기 위해서는, Ti를 0.02% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.03% 이상이다. 한편, Ti량이 과잉이 되면, 블랭크 강도가 지나치게 커져, 열간 프레스 성형 전에 블랭크를 소정의 형상으로 절단하기 어려워지기 때문에, Ti량은 0.10% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.07% 이하이다.
[B: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음)]
B는 강재의 담금질성을 향상시키는 원소이다. 이 효과를 발휘시키기 위해서는, 0.0003% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0015% 이상, 더욱 바람직하게는 0.0020% 이상이다. 한편, B가 과잉으로 포함되면, 성형품 중에 조대한 철질화물이 석출되어 성형품의 인성이 열화되기 쉬워진다. 따라서, B량은 0.005% 이하로 억제하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0040% 이하, 더욱 바람직하게는 0.0035% 이하이다.
[Ni 및/또는 Cu: 합계로 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음)]
Ni, Cu는 성형품의 내식성 향상이나 내지연파괴성의 추가적인 향상에 유용한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 합계로 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 합계로 0.1% 이상이다. 그러나, 이들의 함유량이 과잉이 되면, 강판 제조 시에서의 표면 하자의 발생 원인이 되기 때문에, 합계로 0.5% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 합계로 0.3% 이하이다.
[Mo: 1% 이하(0%를 포함하지 않음)]
Mo는 강판의 담금질성을 향상시키기 위해서 유효한 원소이며, 이들의 원소를 함유시킴으로써 성형품에서의 경도 격차의 저감을 기대할 수 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.1% 이상이다. 그러나, Mo량이 과잉이 되면, 그 효과가 포화되어 비용 상승의 요인이 되기 때문에, 상한은 1%로 하는 것이 바람직하다.
[Nb: 0.05% 이하(0%를 포함하지 않음)]
Nb는 조직을 미세화하는 효과를 갖고 있어, 조직이 미세화됨으로써, (Ms점-150)℃ 이하에서의 냉각 중에 잔류 γ를 생성시키기 쉽게 하는 효과가 있다. 이 효과를 발휘시키기 위해서는, Nb를 0.005% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01% 이상이다. 한편, Nb량이 과잉이 되면, 그 효과가 포화되어 비용 상승의 요인이 되기 때문에 상한은 0.05%로 하는 것이 바람직하다.
(블랭크의 제법)
상기 성분 조성을 만족시키는 블랭크를 제조하는 방법은, 특별히 한정되는 것은 아니며, 통상의 방법에 따라서, 주조, 가열, 열간 압연, 또한 산세 후에 냉간 압연하고, 필요에 따라 소둔을 행하면 좋다. 또한, 수득된 열연 강판이나 냉간 압연 강판에, 추가로, 도금(아연 함유 도금 등)을 실시한 도금 강판(아연 도금 강판 등)이나, 또한, 이것을 합금화시킨 합금화 용융 아연 도금 강판 등을 이용할 수 있다.
〔열간 프레스 성형 강 부재〕
본 발명의 방법으로 수득되는 열간 프레스 성형 강 부재는, 이용한 블랭크와 같은 화학 성분 조성을 갖고, 또한 강 조직이, 잔류 오스테나이트(잔류 γ)를 전체 조직에 대하여 2체적% 이상 포함하는 것이다. 본 발명의 제조 방법으로 수득되는 강 부재는, 잔류 γ를 2체적% 이상 포함하고 있기 때문에, 인장 신도 연성 및 충돌 압괴 특성, 및 내지연파괴성이 우수하다. 상기 잔류 γ량은, 바람직하게는 3체적% 이상이며, 보다 바람직하게는 5체적% 이상이다.
강 부재의 강 조직에서, 상기 잔류 γ 이외의 잔부는, 실질적으로 저온 변태상(마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트, 베이나이틱 페라이트(bainitic ferrite) 등)이다. 「실질적으로」란, 제조 공정에서 불가피하게 형성되는 조직으로서, 예컨대, 페라이트 등의 Ms점 이상에서 생성되는 변태 조직이 포함될 수 있다는 의미이다.
수득된 강 부재에 대하여, 트리밍이나 드릴링 등의 절삭을 행하여, 예컨대 자동차용 강 부품을 수득할 수 있다. 본 발명에서는, 전술한 대로, 수득되는 강 부재에 우수한 내지연파괴성이 구비되어 있기 때문에, 상기 가공을 행하여도, 가공부에서 지연 파괴가 생성될 우려가 없다.
강 부재는, 그대로의 상태 또는 상기 가공 등을 실시하여 자동차용 강 부품으로서 이용할 수 있고, 당해 자동차용 강 부품으로서, 예컨대, 임팩트 바(impact bar), 범퍼, 리인포스, 센터 필러 등을 들 수 있다.
실시예
이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해서 제한을 받는 것은 아니며, 전·후기한 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적절한 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하고, 그들은 어느 것이든 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
[실시예 1]
표 1에 나타내는 화학 성분 조성(잔부는 철 및 불가피적 불순물)의 강판(블랭크, 크기는 판 두께 1.4mm, 폭 190.5mm, 길이 400mm)을 이용하여, 프레스 가공으로 하여, 도 11에 나타내는 순서대로, 열간 프레스 성형 또는 냉간 프레스 성형을 행했다. 한편, 본 실시예에서는, 열간 프레스 성형에서의 가열 온도를 930℃로 하고, 열간 프레스 성형의 개시 온도를 800 내지 700℃의 사이로 했다. 또한, 후술하는 표 2의 실시 No.4 내지 9, 11 내지 18 중, 실시 No.18은, 도 11에 나타내는 대로, 프레스 성형 후에 강제 풍냉을 행하고, 실험 No.7은 프레스 성형 후에 유지로에서 6분간 유지한 후에 자연 방냉을 행했다. 또한, 실험 No.4 내지 6, 8, 9 및 11 내지 17은 프레스 성형 후에 자연 공냉을 행했다.
한편, 표 1의 난 밖에 나타낸 Ac3점 및 Ms점의 산출식에서, 포함되지 않는 원소에 대해서는 0으로 하여 산출했다.
열간 프레스 성형과 냉간 프레스 성형은, 어느 것이든 도 1에 나타내는 대로, 프레스기(400톤 기계적 프레스)를 이용하여, 프레스 성형[선행 패드 사용의 굽힘 (폼)성형]을 행하여, 도 12에 나타내는 해트(hat) 채널 형상의 강 부재를 수득했다. 한편, 선행 패드의 압력원에는, 약 1톤의 판력을 갖는 용수철을 사용했다.
도 1은 성형 공정을 나타내고 있고, 도 1 중, 1은 펀치, 2는 다이, 3은 선행 패드, 4는 강판(블랭크), 5는 핀(용수철 내장 플로트 핀)을 각각 나타내고 있다.
도 1(a)에 나타내는 대로, 프레스 개시까지는, 블랭크(4)와 금형(다이(2)나 선행 패드(3))의 접촉을 극력 피하기 위해, 용수철을 내장한 핀(5)을 금형(다이(2)나 선행 패드(3))에 배치하여, 가열로로부터 취출된 블랭크(4)를 일단 핀(5) 상에 세팅한다.
도 1(b)은 성형 도중을 나타낸 것이며, 펀치(1)를 내리는 도중이다. 그리고, 도 1(c)은 펀치(1)가 하사점(하한 위치)까지 내린 상태를 나타낸 것이다. 또한, 냉간 프레스에서는, 상온의 강판(4)을 이용하여, 하사점에서의 유지없음으로 성형을 행했다.
한편, 후술하는 표 2의 실험 No.8은 프레스 횟수를 3회로 하고, 프레스 성형 종료를 Ms점 이하 (Ms점-150)℃ 이상으로 하는 것 이외는, 표 2의 실험 No.5(프레스 횟수: 1회)와 마찬가지로 하여 강 부재를 제조했다. 또한, 표 2의 실험 No.9는 프레스 횟수를 2회로 하는 것 이외는, 표 2의 실험 No.5(프레스 횟수: 1회)와 마찬가지로 하여 강 부재를 제조했다.
상기 성형의 1사이클을 나타낸 것이 도 13이며, 표 2에 나타내는 「프레스 1회의 소요 시간」과 「하사점 유지」는, 각각 도 13에 나타내는 프레스 1회의 소요 시간과 하사점 유지 시간을 의미한다.
상기 강 부재 제조 시의 강판의 온도 이력은, 도 14에 나타내는 대로, 강 부재로 한 경우의 천판(天板)의 중앙부 및 세로벽의 중앙부에 열전대를 매립하여 측정했다. 한편, 상기 2개소에서 측정한 온도는 거의 같았다.
상기 측정한 온도 이력으로부터, 가열 온도로부터, 계산된 (Ms점-150)℃까지의 사이의 냉각 시간, (Ms점-150)℃로부터 40℃까지의 냉각 시간을 각각 읽어내어, 표 2에 나타내는 평균 냉각 속도를 산출했다. 또한, 표 2에 나타내는 최종 이형 온도는, 열전대의 지시 온도와 그때의 금형 위치로부터 판단했다. 본 실시예에서는, 이 최종 이형 온도가 최종의 열간 프레스 성형의 종료 온도이다.
상기와 같이 하여 수득된 강 부재(성형 부재)를 이용하여, 하기한 대로, 강 조직을 조사함과 함께, 인장 시험 및 연성(굽힘 가공성)의 평가를 행했다.
[강 조직]
강 조직에서의 잔류 오스테나이트(잔류 γ)량은 하기의 방법으로 측정했다.
〔잔류 γ량의 측정 방법〕
강 부재의 천판으로부터 15mm×15mm의 시험편을 채취하여, 판 두께의 1/4의 두께까지 연삭한 후, 화학 연마하고 나서 X선 회절에 의해 측정을 행했다(측정 조건은 하기한 대로이다). 그 결과를 표 2에 나타낸다.
(X선 회절의 측정 조건)
X선 조사 면적: 약 20㎛×20㎛
타겟: Mo Kα
가속 전압: 20kV
전류: 250mA
측정 결정면:
·BCC(페라이트, 마르텐사이트)… (200)면, (211)면
·FCC(오스테나이트)… (200)면, (220)면, (311)면
한편, 어느 쪽의 실시예에서도, 잔부는 저온 변태상(마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트, 베이나이틱 페라이트 등)인 것을 확인했다.
[인장 시험]
도 15에 나타내는 대로, 성형 부품(강 부재)의 일부로부터 인장 시험용 시험편으로서, JIS 5호 형상의 시험편을 절단했다. 그리고, 시마즈제작소(Shimadzu Corporation)제 AG-IS 250kN 오토그래프 인장 시험기를 이용하여, 변형 속도: 10mm/min에서, JIS Z 2241에 규정된 방법으로, 항복 강도(YS), 인장 강도(TS), 신도(EI)를 측정했다. 이들의 결과를 표 2에 나타낸다.
Figure 112016055617757-pat00001
Figure 112016055617757-pat00002
표 1, 2로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다. 즉, 실험 No.1 내지 3과 같이 하사점 유지를 행하고, 저온도역까지 급냉한 경우에는, 잔류 γ를 충분히 확보할 수 없었다. 또한, 실험 No.4는, 제조 조건은 본 발명에서 규정된 방법을 만족시키는 것이지만, 블랭크의 Si량이 부족하기 때문에, 원하는 강도가 수득되지 않고, 또한 연성도 낮아, 잔류 γ도 충분히 확보할 수 없었다.
이에 비하여, 실험 No.5 내지 9 및 11 내지 18은 규정된 성분 조성의 블랭크를 이용하여, 규정된 방법으로 제조한 것이며, 수득된 강 부재는, 인장 강도가 높고, 높은 연성도 나타내고 있으며, 또한 잔류 γ를 충분히 갖고 있다. 이와 같이 일정 이상의 잔류 γ를 가진 강 부재는, 우수한 내지연파괴성이나 충돌 압괴 특성의 발휘를 기대할 수 있다. 또한, 실험 No.5 내지 9 및 11 내지 18에서는, 성형에서, 하사점에서 유지하고 있지 않기 때문에, 부품 1개의 제조에 요하는 시간도 현저히 짧다. 즉, 실험 No.5 내지 9에서는, 성형 속도는 20SPM(1분간에 20개 생산에 상당)이었다. 한편, 냉간 프레스 성형(실험 No.10)에서도 성형 속도를 20SPM으로 하는 것이 가능하지만, 수득되는 강 부재의 연성은, 규정된 방법으로 제조한 것보다도 뒤떨어지는 결과로 되어 있다.
[실시예 2]
다음으로, 상기 표 2에서의 실험 No.1, 5, 8 및 10 내지 18에서 수득된 강 부재를 이용하여, 굽힘 시험을 행하고, 굽힘성(가공성)의 평가를 행했다.
(굽힘 시험)
도 16에 나타내는 대로, 성형 부품(강 부재)의 세로벽으로부터, 굽힘 시험용 시험편으로서, 30mm×150mm의 강편을 절단했다. 그리고, 도 17(a)에 나타내는 대로 예비 굽힘을 행한 후, 도 17(b)에 나타내는 대로, 시험편의 일단을 고정 지그와 하형으로 끼워 고정하고, 시험편이 만곡되어 있는 타단을 상형과 하형으로 끼우고, 시험편에 파단이 생길 때까지 상형의 상부로부터 하중을 가했다. 그리고, 시험편의 굽힘부에 파단이 생긴 시점에서의 하중을 구함과 함께, 하기 수학식 1로부터 등가 굽힘 반경(R)을 구했다. 그 결과를 표 3에 나타낸다. 또한, 등가 굽힘 반경(R)과 하중의 관계에 대하여, 도 18에 일례를 나타낸다.
[수학식 1]
R = (H - 2t)/2
수학식 1에서,
R: 등가 굽힘 반경(mm)
H: 파단 시의 상형과 하형의 거리(mm)
t: 판 두께(mm)
Figure 112016055617757-pat00003
표 3으로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다. 실험 No.1은, Si량이 부족하고, 잔류 γ량이 적기 때문에, 충분히 굽혀짐이 없이 파단되어 버렸다. 즉, 파단 시의 등가 굽힘 반경이 크고, 또한 굽힘 시의 최대 하중이 작다. 이에 비하여, 실험 No.5, 8 및 11 내지 18의 강 부재는, 등가 굽힘 반경이 작고, 또한 파단 시의 하중(굽힘 시의 최대 하중)이 크다. 또한, 냉간 프레스 성형에 의해 수득되는 강 부재(실험 No.10)의 굽힘성은, 규정된 방법으로 제조한 것보다도 뒤떨어지는 결과가 되고 있다.
[실시예 3]
다음으로, 상기 표 2에서의 실험 No.1, 5, 8 내지 10에서 수득된 강 부재를 이용하여, 프레스 성형을 다단으로 한 경우에, 수득되는 강 부재의 치수 정밀도에 미치는 영향에 대하여 조사했다.
상기 치수 정밀도는, 최대 시초량을 하기하는 대로 구하여 평가했다.
도 19는, 수득된 강 부재의 시초량을 측정하는 개소를 나타낸 도면이며, 도 19의 A, B 및 C에서 시초량을 구했다. 시초량은 도 20에 나타내는 대로, A 내지 C의 각 단면의 (W-47.2)의 값 중 최대값을 최대 시초량으로 했다. 그 결과를 표 4에 나타낸다.
Figure 112016055617757-pat00004
표 4로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다. 실험 No.1은 성형 시에 하사점에서 유지되고 있기 때문에, 최대 시초량이 작지만, 강 부재 1개의 제조에 요하는 시간이 걸려, 생산성이 나쁘다. 또한 실험 No.10과 같이, 냉간 프레스를 행한 경우에는, 최대 시초량이 꽤 커져, 치수 정밀도가 현저히 나쁜 것으로 되었다.
이에 비하여, 본 발명에서 규정된 블랭크를 이용하여, 규정된 방법으로 열간 프레스 성형을 행한 실험 No.5, 8 및 9는, 최대 시초량이 충분히 억제되어 있다. 이 정도의 치수 정밀도의 변화이면, 이형 후의 치수 변화분만 미리 금형 형상으로 예상해 놓은 방법이나, 부재의 형상을 연구하여 형상 강성 부여하는 방법에 의해서, 열간 프레스 성형 후의 형상을 소정의 치수로 하는 것이 가능하다. 또한, 특히, 실험 No.8에 나타내는 대로, 프레스 횟수를 많고, 또한 최종 이형 온도를 Ms점 이하로 함으로써, 생산성을 거의 저하시킴이 없이, 치수 정밀도를 현저히 작게 할 수 있다.
[실시예 4]
상기 표 1의 블랭크 기호 B의 재료를 이용하여, 원호 형상으로 성형할 때의, 프레스 1회의 소요 시간, 프레스 횟수, 압입(押入) 깊이를 변화시켜, 이들이 수득되는 강 부재의 치수 정밀도에 미치는 영향에 대하여 조사했다.
표 1의 블랭크 기호 B의 재료(판 두께 1.4mm, 110mm 각)를 이용하여, 930℃로 가열 후, 도 21에 나타내는 성형 장치(금형)에서, 플로트 핀 상에서 10초 대기시키고 나서 원호 형상의 성형을 행했다. 성형은, 하사점 유지없는 채, 프레스 1회의 소요 시간, 프레스 횟수, 압입 깊이를 표 5와 같이 변화시킴으로써 최종 성형 종료 온도를 여러가지 변화시켰다. 한편, 성형은, 상기 성형 장치(금형)을 780kN급의 크랭크 프레스(crank press)에 설치하여 실시했다. 그리고, 성형(이형) 후의 원호 형상의 R(곡률 반경)을 측정하여, R1로 했다. 또한, 양호한 치수 정밀도를 확보할 수 있는 하사점 유지(13초) 또한 최종 성형 종료 온도 60℃에 의한 성형(기준 조건에 의한 성형)도 별도로 행하여, 이 기준 조건에서 성형한 성형품의 R을 측정하여, R2로 했다. 그리고, R1-R2의 값을 「원호 R 변화량」으로 하여 치수 정밀도의 평가 지표에 이용했다. 그 결과를 표 5에 병기한다.
Figure 112016055617757-pat00005
표 5의 결과를 이용하여 정리한, 최종 성형 종료 온도와 원호 R 변화량의 관계를 도 22에 나타낸다. 이 도 22로부터, 프레스 횟수(1 내지 3공정)에 상관없이, 최종 성형 종료 온도: Ms점 이하로 이형하면, 치수 정밀도가 현저히 작아지고, 종래의 하사점 유지 공법과 동등한 치수 정밀도가 수득되는 것을 알 수 있다.
[실시예 5]
상기 표 2에서의 실험 No.1 및 8의 강 부재를 이용하여, 충돌 압괴 특성과 전술한 굽힘성의 관련성을 평가했다.
(시험체 제작 방법)
상기 표 2에서의 실험 No.1 및 8의 강 부재(해트 채널 형상의 강 부재)에, 도 23에 나타내는 대로, 실부품을 상정하여 이판(裏板)을 스폿 용접한 시험체를 수득했다.
(압괴 시험 방법)
도 24에 나타내는 대로, 3점 굽힘 시험(압괴 시험)을 실시했다(압자는, 반원주 형상이며, 지면 깊이 방향의 길이가 150mm이다). 한편, 이 시험에서는, 시험 속도가 1mm/sec인 정적 시험과, 시험 속도가 32km/hr인 동적 시험의 2종류를 행했다. 실험 No.1 및 실험 No.8의 각각에 대해서, 상기 정적 시험과 동적 시험을 각각 4회 행했다. 그리고, 도 25에 나타내는 것과 같은 하중-변위 선도를 구했다(도 25는 정적 시험 결과의 일례이다). 도 25의 가로축 「변위」는, 압자가 시험체에 접촉했을 때를 0으로 했을 때의 압입 깊이이다. 동적 시험에 대해서도 마찬가지의 측정을 행했다. 그리고, 최대 하중(Pmax)과, 최대 하중 시의 변위(Pmax 발생 변위)를 각각의 시험으로 구했다. 그 결과를 도 26 및 도 27에 나타낸다.
도 26은, 정적 시험에서의 최대 하중(Pmax)과 최대 하중 시의 변위(Pmax 발생 변위)의 관계를 나타낸 도면이며, 도 27은, 동적 시험에서의 최대 하중(Pmax)과 최대 하중 시의 변위(Pmax 발생 변위)의 관계를 나타낸 도면이다. 이 도 26 및 도 27로부터, 정적 시험과 동적 시험의 어느 쪽에서도, 본 발명의 강 부재(실험 No.8)는, 실험 No.1(비교예)과 비교하여, 최고 하중이 높고, 또한 최고 하중 시의 변위도 큰 것을 알 수 있다.
실험 No.1, 실험 No.8 각각의 압괴 시험 후의 시험체의 상면 사진(정적 시험 후)의 일례도 도 28에 나타낸다. 이 사진으로부터 명백한 대로, 실험 No.8은, 실험 No.1과 비교하여 압괴 위치가 일정해 있고, 좌굴(座屈) 모드가 안정화, 즉, 충돌 압괴 특성이 안정되어 있는 것을 알 수 있다.
상기한 대로 본 발명의 강 부재(실험 No.8)에서 높은 Pmax가 수득된 이유(메커니즘)에 대하여, 하기와 같이 생각된다. 즉, 본 발명품(실험 No.8)은, 잔류 γ를 많이 포함하기 때문에 높은 신도를 나타낸다. 표 2에 나타낸 전체 신도(EI)뿐만 아니라, 균일 신도도 높다(본 발명자들이 확인한 바, 실험 No.1는 균일 신도가 4.4%인 데 대하여, 실험 No.8은 균일 신도가 6.5%였다). 이것은, 실험 No.8 쪽이, 변형 분산성이 좋아(가공 경화 지수 n값이 높아), 광범위하게 변형이 전파되기 쉽다(변형역이 넓어지기 쉽다)는 것을 의미하고 있다. 그 결과, 국소적인 좌굴(단면 붕괴)이 생기기 어렵고, 좌굴이 생기기 어렵기 때문에 하중이 내려가기 어렵고, 또한, 굽힘성이 양호하기 때문에(표 3, 도 30), 좌굴이 생기고 나서도 재료 파단이 생기기 어렵고, Pmax 및 Pmax 발생 변위가 커졌다고 생각된다. 이와 같이, Pmax 발생 변위와 Pmax가 함께 커지기 때문에, 흡수 에너지도 높아져, 결과로서, 우수한 충돌 압괴 특성을 나타낸다고 생각된다.
도 29는, 상기 도 23에 나타내는 것과 같은 강 부재(이판 있음, 길이 방향의 길이: 400mm의 중앙부의 단면)의 압괴 시의 변형 이미지를 나타낸 단면도이며, 도 29의 (a)가 보강 부품 없음, (b)가 보강 부품 있음의 경우를 나타내고 있다. 이 도 29(b)에 나타내는 대로, 보강 부품을 갖는 경우, 단면 형상이 붕괴되기 어렵다(단면 높이가 작아지기 어렵다. 후육(厚肉)의 경우나 단면 형상이 작은 경우도 같은 경향을 나타낸다). 보강 부품을 갖는 경우, 단면이 붕괴되기 어려운 만큼, 압괴 시의 변형은 재료의 연성으로 흡수할 수 밖에 없다. 즉, 재료의 연성(균일 신도, 변형 분산성, 전체 신도, 굽힘성)이 충돌 압괴 특성에 크게 영향을 주고, 재료의 연성이 높으면 충돌 압괴 특성이 더욱 높아진다. 따라서, 본 발명과 같이 잔류 γ를 많이 포함하여, 신도(표 2)나 굽힘성(도 30)이 양호한 본 발명은, 실시예 5에서 설명한 것과 같이, 우수한 충돌 압괴 특성을 기대할 수 있다.
[실시예 6]
다단 성형의 예로서 열간 프레스 성형 시에 장출 성형을 행하는 경우의 장출 성형 개시 온도와 장출 성형성의 관계에 대하여 조사했다.
표 1의 블랭크 기호 B의 재료(판 두께 1.4mm, 100mm 각)를 이용하여, 930℃로 가열 후, 도 31의 시험 장치(금형)를 이용하여, 소정의 성형 개시 온도(실온, 200℃, 300℃, 400℃, 500℃, 600℃ 또는 700℃)가 될 때까지 금형 상에서 대기시켜, 소정의 성형 개시 온도가 된 시점에서, 도 31에 나타내는 대로, φ10mm의 반구형(半球形) 펀치로 장출 성형(블랭크 홀더압: 2톤)을 실시했다.
그리고, 장출 성형에 의한 (크랙 없는) 최대 성형 높이(Hmax)를 구했다. 그 결과를, 성형 개시 온도와 최대 성형 높이의 관계로서 도 32에 나타낸다. 도 32로부터, 성형 개시 온도가 Ms점 이상의 약 400℃ 정도까지는, 최대 성형 높이가 6 내지 7mm이며, 양호하게 장출 성형을 행할 수 있음을 알 수 있다. 이것은, 도 32에 나타내는 대로 인장 강도 440MPa급 강재의 냉간 프레스와 동등하게 양호한 장출 성형성을 확보할 수 있다는 것을 의미하고 있다.
[실시예 7]
다단 성형의 예로서 열간 프레스 성형 시에 신장 플랜지 성형을 행하는 경우의 신장 플랜지 성형 개시 온도(성형 개시 온도)와 신장 플랜지성의 관계에 대하여 조사했다.
표 1의 블랭크 기호 B의 재료(판 두께 1.4mm)를 이용하여, 930℃로 가열 후, 도 33(b)의 시험 장치(금형)(펀치 형상의 평면도는, 도 33(a)과 같음)를 이용하여, 소정의 성형 개시 온도(300℃, 400℃, 500℃, 600℃ 또는 700℃)가 될 때까지 금형 상에서 대기시켜, 소정의 성형 개시 온도가 된 시점에서, 도 33(b)에 나타내는 대로, 고형(鼓形) 금형으로 신장 플랜지 성형을 행했다. 그리고, 도 34에 나타내는 대로, 신장 플랜지 성형에 의한 (크랙 없는) 최대 성형 높이(Hmax)를 구했다. 그 결과를 표 6에 나타낸다.
Figure 112016055617757-pat00006
표 6으로부터 다음의 것을 알 수 있다. 즉, 성형 개시 온도가 Ms점 이상의 약 400℃ 정도까지는, 최대 성형 높이가 22mm이며, 양호하게 신장 플랜지 성형을 행할 수 있는 것을 알 수 있다. 이것은, 인장 강도 590MPa급 강재의 냉간 프레스와 동등 또는 그 이상의 양호한 신장 플랜지성을 확보할 수 있다는 것을 의미하고 있다. 그 결과, 전술한 도 6(b)와 같이, 냉간 프레스에서도 곤란한 이음매부의 연속 플랜지화가 가능해진다.
[실시예 8]
다단 성형의 예로서 열간 프레스 성형 시에 펀칭 가공을 행하는 경우의, 펀칭 온도와 펀칭 가공성의 관계를 조사했다.
표 1의 블랭크 기호 B의 재료(판 두께 1.4mm, 100mm 각)를 이용하여, 930℃로 가열 후, 소정의 펀칭 온도(실온, 200℃, 300℃, 400℃, 500℃, 600℃ 또는 700℃)가 될 때까지 금형 상에서 대기시켜, 소정의 펀칭 온도가 된 시점에서 φ10mm의 펀치로 전단(펀칭) 가공을 행했다. 그리고, 당해 가공 시의 하중(전단 가공 하중)을 측정했다. 한편, 다이와 펀치의 간격 CL은, 판 두께의 10%와 20%로 설정했다. 각 온도에서의 전단 가공 하중을 구하여, 기준 하중[표 1의 블랭크 기호 D의 재료(표 2로부터 인장 강도는 1518MPa)를 냉간으로 마찬가지로 펀칭했을 때의 하중]에 대한 비율(%)을 산출했다.
그 결과를, 펀칭 온도와 기준 하중에 대한 비율의 관계로서 도 35에 나타낸다. 도 35에는, 일반적으로 프레스 가공으로 양산되고 있는 인장 강도 590MPa급 강재의 냉간 펀칭 시의 하중과 연강의 냉간 펀칭 시의 하중을 함께 나타내고 있다.
도 35로부터, 펀칭 온도가 Ms점 이상인 경우, 강도가 연강 내지 인장 강도 590MPa급 재료의 냉간 프레스와 동등한 낮은 하중으로 펀칭 가공이 가능하다는 것을 알 수 있다.
1: 펀치
2: 다이
3: 선행 패드
4: 강판(블랭크)
5: 핀

Claims (6)

  1. 화학 성분 조성이
    C: 0.10%(질량%를 의미한다. 화학 성분에 대하여 이하 동일.) 이상 0.30% 이하,
    Si: 1.0% 이상 2.5% 이하,
    Si+Al: 합계로 1.0% 이상 3.0% 이하, 및
    Mn: 1.5% 이상 3.0% 이하
    를 만족시키고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물인 강판을 가열하여, 1회 이상 열간 프레스 성형하는 것에 의해 강 부재를 제조하는 방법으로서,
    상기 가열 온도를 Ac3 변태점 이상으로 하고, 또한
    상기 열간 프레스 성형의 개시 온도를 상기 가열 온도 이하 Ms점 이상으로 하며, 또한
    최종의 열간 프레스 성형의 종료 온도를 Ms점 이하 (Ms점-150)℃ 이상으로 하고, 또한
    (Ms점-150)℃로부터 40℃까지의 평균 냉각 속도를 5℃/s 이하로 하는 것에 의해, 강 조직이 잔류 오스테나이트를 2체적% 이상 포함하는 열간 프레스 성형 강 부재를 얻는 것을 특징으로 하는, 열간 프레스 성형 강 부재의 제조 방법.
  2. 화학 성분 조성이
    C: 0.10% 이상 0.30% 이하,
    Si: 1.0% 이상 2.5% 이하,
    Si+Al: 합계로 1.0% 이상 3.0% 이하, 및
    Mn: 1.5% 이상 3.0% 이하
    를 만족시키고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물인 강판을 가열하여, 하사점에서 유지하지 않고, 1회 이상 열간 프레스 성형하는 것에 의해 강 부재를 제조하는 방법으로서,
    상기 가열 온도를 Ac3 변태점 이상으로 하고, 또한
    상기 열간 프레스 성형의 개시 온도를 상기 가열 온도 이하 Ms점 이상으로 하며, 또한
    최종의 열간 프레스 성형의 종료 온도를 Ms점 이하 (Ms점-150)℃ 이상으로 하고, 또한
    (Ms점-150)℃로부터 40℃까지의 평균 냉각 속도를 5℃/s 이하로 하는 것을 특징으로 하는, 열간 프레스 성형 강 부재의 제조 방법.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 강판은, 추가로, 이하의 (a) 내지 (f) 중 어느 하나에 속하는 1종 이상을 포함하는 것인 제조 방법.
    (a) Cr을 1% 이하(0%를 포함하지 않음)
    (b) Ti를 0.10% 이하(0%를 포함하지 않음)
    (c) B를 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음)
    (d) Ni 및 Cu 중 한쪽 또는 양쪽을 합계로 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음)
    (e) Mo를 1% 이하(0%를 포함하지 않음)
    (f) Nb를 0.05% 이하(0%를 포함하지 않음)
  4. 삭제
  5. 삭제
  6. 삭제
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