KR102059052B1 - 핫 스탬프 성형품, 핫 스탬프 성형품의 제조 방법, 에너지 흡수 부재 및 에너지 흡수 부재의 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

이 핫 스탬프 성형품은, 질량％로, C:0.002 내지 0.1％, Si:0.01 내지 0.5％, Mn+Cr:0.5 내지 2.5％, 0.1％ 이하로 제한된 P, 0.01％ 이하로 제한된 S, 0.05％ 이하로 제한된 t-Al 및 0.005％ 이하로 제한된 N을 포함하고, 상기 Mn+Cr이 1.0％ 이상인 경우에는, B를 0.0005 내지 0.004％ 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 면적률로, 0 이상 90％ 미만의 마르텐사이트와, 10 내지 100％의 베이나이트와, 0.5％ 미만의 불가피적 혼입 조직으로 이루어지는 금속 조직, 또는, 면적률로, 99.5％ 내지 100％의 베이니틱 페라이트와, 0.5％ 미만의 불가피적 혼입 조직으로 이루어지는 금속 조직을 갖는다.

Description

핫 스탬프 성형품, 핫 스탬프 성형품의 제조 방법, 에너지 흡수 부재 및 에너지 흡수 부재의 제조 방법{HOT STAMP MOLDED ARTICLE, METHOD FOR PRODUCING HOT STAMP MOLDED ARTICLE, ENERGY ABSORBING MEMBER, AND METHOD FOR PRODUCING ENERGY ABSORBING MEMBER}
본 발명은 국부 변형능이 우수한 핫 스탬프 성형품 및 그 제조 방법, 및, 부재 내에서 200㎫ 이상의 인장 강도차를 갖는 에너지 흡수 부재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
본원은, 2011년 5월 13일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2011-108397호, 2011년 5월 13일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2011-108564호, 2011년 9월 12일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2011-198160호 및 2011년 9월 12일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2011-198261호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.
최근 들어, 지구 환경 보호의 시점에서 자동차 차체를 경량화하기 위하여 고강도 강판을 자동차 차체에 적용하는 검토가 적극적으로 실시되고 있기 때문에, 강재에 요구되는 강도는 점점 높아지고 있다. 그러나, 강판 강도가 높아짐에 따라, 가공성이 열화됨과 함께, 형상 동결성에의 배려가 필요해진다.
한편, 통상 사용하는 프레스 가공에 있어서는, 성형 하중이 점점 높아져, 프레스 능력의 향상도 실용화를 위해서 큰 과제이다.
핫 스탬프 기술에서는, 강판을 오스테나이트 영역의 고온까지 가열한 후에 프레스 성형을 실시한다. 그로 인해, 실온에서 실시하는 통상의 프레스 가공에 비해, 성형 하중이 대폭 저감된다.
또한, 핫 스탬프 기술에서는, 프레스 가공과 동시에, 금형 내에서 냉각함으로써 켄칭(담금질) 처리를 행하게 되므로, 강의 C량에 따른 강도를 얻을 수 있다. 그로 인해, 핫 스탬프 기술은, 형상 동결성과 강도를 양립시키는 기술로서 주목받고 있다.
특허문헌 1에는, 핫 스탬프 기술로 980㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 핫 스탬프 성형품을 얻는 방법이 기재되어 있다. 그러나, 이 방법으로, 980㎫보다 낮은 인장 강도를 갖는 핫 스탬프 성형품을 얻을 수는 없다.
특허문헌 2 및 특허문헌 3에는, 인장 강도가 낮은 핫 스탬프재를 사용한 부재와, 그 제조 방법에 관계되는 기술이나, 그 기술을 적용한 테일러드 블랭크에 의한 부재에 관한 기술이 기재되어 있다. 그러나, 이들 기술에 있어서는, 지연 파괴 특성 및 인성에 대한 배려가 이루어져 있지 않으므로, 부재로서의 성능이 충분하다고 하기는 어렵다.
(특허문헌 1) 일본 특허 공개 2005-097725호 공보
(특허문헌 2) 일본 특허 공개 2005-248320호 공보
(특허문헌 3) 일본 특허 공개 2006-200020호 공보
자동차용 부품, 특히, 프레임, 멤버 및 인포스먼트와 같은 부품은, 그 역할로부터, (1) 충돌시에 에너지를 효율적으로 흡수하는 부품과, (2) 내력을 확보하고, 변형하지 않고, 충돌 시의 에너지를 전달시키는 부품으로 분류된다.
특히, 프레임 및 멤버에는, 요구 강도가 점점 높아짐과 함께, 축 압축 변형과 굽힘 변형의 양쪽의 특성을 구비한 부재가 요구되고 있다. 그것을 실현하는 방법으로서, 핫 스탬프를 활용하는 것이 생각된다.
즉, 테일러드 블랭크재를 활용하여, 핫 스탬프에 의한 켄칭 후에 강도차가 발생하도록 강의 성분 조성을 조정하고, 부재 내에 강도가 낮은 부분을 구성할 필요가 있다.
본 발명은 특히, 축 압축 변형을 고려한 경우에 있어서, 상기 구성을 실현하는 것을 과제로 하고, 980㎫ 미만의 인장 강도를 갖는 국부 변형능이 우수한 핫 스탬프 성형품 및 그 제조 방법, 및 부재 내에서 강도차를 갖는 에너지 흡수 부재 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자는, 상기 목적을 달성하기 위하여 예의 연구하였다. 그 결과, 강의 성분 조성과 핫 스탬프의 조건을 최적화하면, 양자의 상승 작용에 의해, 상기 목적을 달성할 수 있는 것을 발견하였다.
본 발명은 상기 지식에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는, 이하와 같다.
(1) 본 발명의 제1 형태는, 핫 스탬프용 강판을 핫 스탬프함으로써 얻어지는 핫 스탬프 성형품이며, 질량％로, C:0.002 내지 0.1％, Si:0.01 내지 0.5％, Mn+Cr:0.5 내지 2.5％, 0.1％ 이하로 제한된 P, 0.01％ 이하로 제한된 S, 0.05％ 이하로 제한된 t-Al 및 0.005％ 이하로 제한된 N을 포함하고, 상기 Mn+Cr이 1.0％ 이상인 경우에는, B를 0.0005 내지 0.004％ 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 면적률로, 0 이상 90％ 미만의 마르텐사이트와, 10 내지 100％의 베이나이트와, 0.5％ 미만의 불가피적 혼입 조직으로 이루어지는 금속 조직, 또는, 면적률로, 99.5％ 내지 100％의 베이니틱 페라이트와, 0.5％ 미만의 불가피적 혼입 조직으로 이루어지는 금속 조직을 갖는 핫 스탬프 성형품이다.
(2) 상기 (1)에 기재된 핫 스탬프 성형품은, 도금층을 표면에 가져도 된다.
(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 핫 스탬프 성형품은, 상기 성분 조성이, 질량％로, Ti:0.001 내지 0.1％, Nb:0.001 내지 0.05％, V:0.005 내지 0.1％ 및 Mo:0.02 내지 0.5％의 1종류 이상을 더 함유해도 된다.
(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 핫 스탬프 성형품에서는, 질량％로, 상기 Mn+Cr이 1.0％ 미만인 경우에, B:0.0005 내지 0.004％를 더 함유해도 된다.
(5) 본 발명의 제2 형태는, 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 핫 스탬프 성형품과, 상기 핫 스탬프 성형품에 접합되고, 1180㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 접합 부재를 구비하고, 상기 핫 스탬프 성형품과 상기 접합 부재 사이의 인장 강도차가 200㎫ 이상인 에너지 흡수 부재이다.
(6) 본 발명의 제3 형태는, 질량％로, C:0.002 내지 0.1％, Si:0.01 내지 0.5％, Mn+Cr:0.5 내지 2.5％, 0.1％ 이하로 제한된 P, 0.01％ 이하로 제한된 S, 0.05％ 이하로 제한된 t-Al 및 0.005％ 이하로 제한된 N을 포함하고, 상기 Mn+Cr이 1.0％ 이상인 경우에는, B를 0.0005 내지 0.004％ 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 슬래브를, 표면 온도가 Ar3점 이상 1400℃ 이하의 온도 영역이 되도록 가열하는 가열 공정과, 가열된 상기 슬래브를, 상기 표면 온도가 Ar3점 이상 1400℃ 이하인 온도 영역의 상태에서, 최종 스탠드 및 하나 전의 스탠드에서의 총 압하량을 40％ 이상으로 하여 마무리 압연을 행하고, 그 후 1초 이내에 냉각을 개시함으로써, 열연 강판을 제조하는 열간 압연 공정과, 상기 열연 강판을 650℃ 이하의 온도 영역에서 권취하는 권취 공정과, 상기 열연 강판을 핫 스탬프용 강판으로서 사용하고, 이 핫 스탬프용 강판을 Ac3점 이상의 온도로 가열한 상태에서 금형에 의해 성형하고, 상기 금형 내에 있어서, 상기 Mn+Cr이 1.0％ 미만인 경우에는 상기 핫 스탬프용 강판을 100℃/초를 초과하는 냉각 속도로 냉각하고, 상기 Mn+Cr이 1.0％ 이상인 경우에는 상기 핫 스탬프용 강판을 10℃/초 이상 100℃/초 이하의 냉각 속도로 냉각함으로써, 면적률로, 0 이상 90％ 미만의 마르텐사이트와, 10 내지 100％의 베이나이트와, 0.5％ 미만의 불가피적 혼입 조직으로 이루어지는 금속 조직, 또는, 면적률로, 99.5％ 내지 100％의 베이니틱 페라이트와, 0.5％ 미만의 불가피적 혼입 조직으로 이루어지는 금속 조직을 갖는 핫 스탬프 성형품을 제조하는 핫 스탬프 공정을 구비하는 핫 스탬프 성형품 제조 방법이다.
(7) 상기 (6)에 기재된 핫 스탬프 성형품 제조 방법에서는, 상기 핫 스탬프 공정 전에 상기 열연 강판에 도금 처리를 실시하는 도금 공정을 더 구비하고, 상기 핫 스탬프 공정에 있어서, 상기 도금 처리가 실시된 상기 열연 강판을 상기 핫 스탬프용 강판으로서 사용해도 된다.
(8) 상기 (6)에 기재된 핫 스탬프 성형품 제조 방법에서는, 상기 핫 스탬프 공정 전에 상기 열연 강판에 냉간 압연을 실시함으로써 냉연 강판을 제조하는 냉간 압연 공정을 더 구비하고, 상기 핫 스탬프 공정에 있어서, 상기 냉연 강판을 상기 핫 스탬프용 강판으로서 사용해도 된다.
(9) 상기 (6)에 기재된 핫 스탬프 성형품 제조 방법에서는, 상기 핫 스탬프 공정 전에 상기 열연 강판에 냉간 압연을 실시함으로써 냉연 강판을 제조하는 냉간 압연 공정과, 상기 냉연 강판에, 도금 처리를 실시하는 도금 처리 공정을 더 구비하고, 상기 핫 스탬프 공정에 있어서, 상기 도금 처리가 실시된 상기 냉연 강판을 상기 핫 스탬프용 강판으로서 사용해도 된다.
(10) 상기 (6)에 기재된 핫 스탬프 성형품 제조 방법에서는, 상기 핫 스탬프 공정 전에 상기 열연 강판에 냉간 압연을 실시함으로써 냉연 강판을 제조하는 냉간 압연 공정과, 상기 냉연 강판에, 연속 어닐링을 실시하는 연속 어닐링 공정을 더 구비하고, 상기 핫 스탬프 공정에 있어서, 상기 연속 어닐링이 실시된 상기 냉연 강판을 상기 핫 스탬프용 강판으로서 사용해도 된다.
(11) 상기 (6)에 기재된 핫 스탬프 성형품 제조 방법에서는, 상기 핫 스탬프 공정 전에 상기 열연 강판에 냉간 압연을 실시함으로써 냉연 강판을 제조하는 냉간 압연 공정과, 상기 냉연 강판에, 연속 어닐링을 실시하는 연속 어닐링 공정과, 상기 연속 어닐링이 실시된 상기 냉연 강판에 도금 처리를 실시하는 도금 처리 공정을 더 구비하고, 상기 핫 스탬프 공정에 있어서, 상기 연속 어닐링 및 상기 도금 처리가 실시된 상기 냉연 강판을 상기 핫 스탬프용 강판으로서 사용해도 된다.
(12) 상기 (6) 내지 (11) 중 어느 한 항에 기재된 핫 스탬프 성형품 제조 방법에서는, 질량％로, 상기 슬래브가, 또한 질량％로, Ti:0.001 내지 0.1％, Nb:0.001 내지 0.05％, V:0.005 내지 0.1％, Mo:0.02 내지 0.5％의 1종류 이상을 함유해도 된다.
(13) 상기 (6) 내지 (12) 중 어느 한 항에 기재된 핫 스탬프 성형품 제조 방법에서는, 질량％로, 상기 Mn+Cr이 1.0％ 미만인 경우에, B:0.0005 내지 0.004％를 더 함유해도 된다.
(14) 본 발명의 제4 형태는, 상기 (6) 내지 (13) 중 어느 한 항에 기재된 핫 스탬프용 강판을, 접합용 강판에 접합하고, 접합 강판을 제조하는 접합 공정과, 상기 접합 강판을 Ac3점 이상의 온도로 가열한 상태에서 상기 접합 강판을 금형을 사용하여 성형하고, 상기 금형 내에 있어서, 상기 Mn+Cr이 1.0％ 미만인 경우에는 상기 접합 강판을 100℃/초를 초과하는 냉각 속도로 냉각하고, 상기 Mn+Cr이 1.0％ 이상인 경우에는 상기 접합 강판을 10℃/초 이상 100℃/초 이하의 냉각 속도로 냉각함으로써, 상기 접합 강판 중, 상기 핫 스탬프용 강판에 대응하는 부위와 상기 접합용 강판에 대응하는 부위 사이의 인장 강도차를 200㎫ 이상으로 하는 핫 스탬프 공정을 구비하는 에너지 흡수 부재의 제조 방법이다.
본 발명에 따르면, 테일러드 블랭크를 활용하여 부품을 제조하는 경우, 축 압축변형 부분에 대해서는, 핫 스탬프 후의 강도를 낮게 억제할 수 있으므로, 부품에 국부 변형능을 부여할 수 있고, 그 결과, 축 압축 변형 시 및 굽힘 변형 시의 에너지 흡수 특성이 우수한 부재를 제조하는 것이 가능하게 된다.
도 1은 C량과 핫 스탬프 성형품의 인장 강도의 관계를 도시하는 도면.
도 2는 핫 스탬프 시의 냉각 속도와 핫 스탬프 성형품의 인장 강도의 관계를 도시하는 도면.
도 3은 지연 파괴 평가용 시험편의 형상을 도시하는 도면.
도 4는 접합 강판(테일러드 블랭크재)을 핫 스탬프 성형하여 얻어진 하트형 접합 부재에 배면판을 부착한 부재와, 접합 강판에 있어서의 용접선 위치와, 축 압축 변형 시의 부하 방향을 도시하는 도면.
우선, 본 발명을 완성시키기에 이른 실험에 대하여 설명한다.
본 발명자는, 켄칭성에 크게 영향을 미치는 Mn+Cr량에 착안하여, Mn+Cr량이 낮은 성분 조성(1.0질량％ 미만)과 Mn+Cr량이 높은 성분 조성(1.0질량％ 이상) 각각에 대해서, 하기의 실험을 행하였다.
표 1에 나타내는 Mn+Cr량이 1.0％ 미만이고, 또한, 붕소를 함유하지 않는 성분 조성을 갖는 판 두께: 1.6㎜의 냉연·어닐링판을 사용하고, 핫 스탬프에 있어서의 열 이력을 재현하는 조건, 즉, 900℃로 가열 후, 200℃/초로 실온까지 냉각하는 조건으로 열처리를 실시했을 때의, 강의 C량과 인장 강도(TS)의 관계를 조사하였다.
또한, 표 2에 나타내는 Mn+Cr량이 1.0％ 이상이며, 또한, 붕소를 함유하는 성분 조성을 갖는 판 두께: 1.6㎜의 냉연·어닐링판을 사용하여, 핫 스탬프에 있어서의 열 이력을 재현하는 조건, 즉, 900℃로 가열 후, 50℃/초로 실온까지 냉각하는 조건으로 열처리를 실시했을 때의, 강의 C량과 인장 강도(TS)의 관계를 조사하였다. 또한, 표 2에 나타내는 성분 조성에 있어서는, 200℃/초의 냉각 속도에 비하여 느리게 설정된 냉각 속도(50℃/초)에서도 충분한 켄칭 효과를 얻기 위해서, 붕소를 적당량 첨가하고 있다.
Figure 112017071930619-pat00001
Figure 112017071930619-pat00002
열처리 후의 강판으로부터, JIS Z 2241(2011)에 기초하여 5호 시험편을 제작하고, 인장 시험을 행하였다. 얻어진 결과를 도 1에 나타낸다. 도 1 중, ○는, 표 1에 대응하는 강의 결과를 나타내고, ●는, 표 2에 대응하는 강의 결과를 나타낸다.
표 1, 표 2 및 도 1로부터, 핫 스탬프 후의 인장 강도를 980㎫ 미만으로 하기 위해서는, 강의 C량을 0.1질량％ 이하로 할 필요가 있는 것을 알게 되었다. 핫 스탬프 후의 인장 강도가 980㎫ 미만으로 된 시험편의 금속 조직을 확인하면, 90％ 미만의 마르텐사이트와, 10％ 이상의 베이나이트와, 0.5％ 미만의 불가피적 혼입 조직으로 이루어지는 금속 조직이었다.
또한, 표 1의 No. 5의 강판 및 표 2의 No. 5'의 강판을 사용하고, 10℃/초의 가열 속도로 900℃로 가열한 후, 20초 보열하고, 즉시, 다양한 냉각 속도로 실온까지 냉각하였다. 그 후, 상기 인장 시험과 마찬가지의 방법으로 인장 시험을 행함과 함께, 국부 변형능과 양호한 상관을 나타내는 구멍 확장성을 조사하였다.
구멍 확장성의 조사는, JIS Z 2256(2010)에 기재된 방법으로 행하였다. 즉, 강판에, 직경 10㎜(d0)의 구멍을 펀칭하고, 60도의 원추 펀치를 사용하여 버어가 외측으로 되도록 구멍을 넓게 확장하고, 균열이 판 두께를 관통한 시점의 구멍 직경(d)을 측정하고, λ(=((d-d0)/d0)×100)로 평가하였다.
핫 스탬프 후의 냉각 속도와 인장 강도의 관계를 도 2에 나타낸다. 도 2 중에서는, λ≥50％로 평가된 강판을 사각형(Mn+Cr이 1.0％ 미만인 경우: □, Mn+Cr이 1.0％ 이상인 경우: ■)으로 플롯하고, λ<50％로 평가된 강판을 삼각형(Mn+Cr이 1.0％ 미만인 경우: △, Mn+Cr이 1.0％ 이상인 경우: ▲)으로 플롯하였다.
도 2로부터, Mn+Cr이 1.0％ 미만인 성분 조성(□ 및 △으로 플롯)에서는, 냉각 속도가 100℃/초 이하인 경우, 조직이 " 페라이트+펄라이트" 또는 " 페라이트+베이나이트"로 되고, 조직 내에 경도차를 갖는 것에 기인하여 구멍 확장성이 나빠져, 국부 변형능이 부족하게 되는 것을 알 수 있다. 결과적으로, 특히, 축 압축 변형 시에 안정된 변형 거동이 얻어지지 않게 된다.
또한, Mn+Cr이 1.0％ 미만인 성분 조성(□ 및 △으로 플롯)에서는, 강판을, 100℃/초를 초과하는 냉각 속도로 냉각하면, "베이나이트", " 마르텐사이트", 또는, "베이나이트+마르텐사이트"를 포함하는 조직이 얻어지고, 450㎫를 초과하는 인장 강도가 얻어짐과 함께, λ가 50％ 이상으로 되는 것으로부터, 특히, 축 압축 변형 시에 안정된 변형 거동이 얻어진다.
또한, 도 2로부터, Mn+Cr이 1.0％ 이상인 성분 조성(■ 및 ▲으로 플롯)에서는, 냉각 속도가 10℃/초 미만인 경우, 조직이 " 페라이트+펄라이트" 또는 " 페라이트+베이나이트"로 되고, 조직 내에 경도차를 갖는 것에 기인하여 구멍 확장성이 나빠져, 국부 변형능이 부족하게 되는 것을 알 수 있다. 그 결과, 특히, 축 압축 변형 시에 안정된 변형 거동이 얻어지지 않게 된다. 그로 인해, 냉각 속도의 하한을 10℃/초, 바람직하게는 30℃/초로 할 필요가 있는 것을 알 수 있다. 한편, 강판을, 100℃/초를 초과하는 냉각 속도로 냉각하면, 980㎫를 초과하는 인장 강도로 되고, 특히, 축 압축 변형 시에, 안정된 변형 거동이 얻어지지 않게 되므로, 냉각 속도의 상한을 100℃/초, 바람직하게는 70℃/초로 할 필요가 있는 것을 알 수 있다.
이러한 실험 사실에 기초하여, 본 발명자는, 핫 스탬프 성형품의 성분 조성을 제어한 후에, 면적률로, 0 이상 90％ 미만의 마르텐사이트와, 10 내지 100％의 베이나이트와, 0.5％ 미만의 불가피적 혼입 조직으로 이루어지는 금속 조직, 또는, 면적률로, 99.5％ 내지 100％의 베이니틱 페라이트와, 0.5％ 미만의 불가피적 혼입 조직으로 이루어지는 금속 조직으로 함으로써, 우수한 국부 변형능을 핫 스탬프 성형품에 부여할 수 있는 것을 발견하였다. 이하, 이러한 지식에 기초하여 이루어진 본 발명을 실시 형태에 따라 상세하게 설명한다.
(제1 실시 형태)
본 발명의 제1 실시 형태는, 핫 스탬프용 강판을 핫 스탬프함으로써 얻어지는 핫 스탬프 성형품이다.
우선, 본 실시 형태에 따른 핫 스탬프 성형품의 금속 조직에 대하여 설명한다. 금속 조직에 관한 ％는, 면적률을 의미한다. 또한, 각 조직에 대해서는, 주사 전자 현미경(SEM) 사진을 화상 해석함으로써 산출한다.
(마르텐사이트:0 이상 90％ 미만)
본 실시 형태에 따른 핫 스탬프 성형품의 금속 조직은, 90％ 미만의 마르텐사이트를 함유한다. 90％ 이상으로 하는 경우, 핫 스탬프 성형품의 인장 강도를 980㎫ 이하로 억제할 수 없다. 한편, 마르텐사이트의 면적률은 0％이어도 된다. 마르텐사이트의 면적률은, 85％ 이하인 것이 바람직하고, 80％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
(베이나이트: 10 내지 100％)
본 실시 형태에 따른 핫 스탬프 성형품의 금속 조직은, 0 이상 90％ 미만의 마르텐사이트 외에, 10％ 이상 100％ 이하의 베이나이트를 함유한다. 마르텐사이트와 베이나이트의 경도차는 작기 때문에, 양자가 혼재하는 경우에도, 구멍 확장성에 큰 악영향을 주지 않는다. 즉, 양호한 국부 변형능을 얻을 수 있다. 베이나이트가 10％ 미만인 경우, 잔량부로서의 마르텐사이트가 높아지는 점에서, 핫 스탬프 성형품의 인장 강도를 980㎫ 이하로 억제하는 것이 어려워진다. 따라서, 베이나이트의 면적률의 하한은, 15％인 것이 바람직하고, 20％인 것이 보다 바람직하다. 한편, 베이나이트의 면적률의 상한은, 100％인 것이 바람직하지만, 후술하는 불가피적 혼입 조직을 고려하면, 99.5％로 해도 된다.
(베이니틱 페라이트: 99.5 내지 100％)
또한, C량이 0.01％ 이하인 성분 조성의 강을 사용하는 경우에는, 핫 스탬프에 의해 석출되는 시멘타이트량이 불충분해지기 때문에, 베이나이트 조직을 얻는 것이 어렵다. 따라서, 본 실시 형태에 따른 핫 스탬프 성형품의 금속 조직은, 실질적으로 베이니틱 페라이트로 이루어지는 금속 조직, 즉 99.5％ 이상의 베이니틱 페라이트를 갖는 금속 조직이어도 된다. 베이니틱 페라이트의 면적률이 99.5％ 미만인 경우, 다른 조직과의 경도차에 기인하여, 구멍 확장성이 저하할 우려가 있기 때문에, 99.5％를 하한으로 한다.
(불가피적 혼입 조직:0.5％ 미만)
본 실시 형태에 따른 핫 스탬프 성형품의 금속 조직은, 0.5％ 이하이면 페라이트(베이니틱 페라이트 이외의 페라이트)나 펄라이트 등의 조직을 함유해도 된다. 단, 이들 조직은 마르텐사이트와의 경도차가 크기 때문에 핫 스탬프 성형품 내에 경도차를 부여하기 때문에, 구멍 확장성이 나빠져, 국부 변형능의 열화로 이어지기 때문에, 가급적으로 저감시키는 것이 바람직하다.
이와 같이, 본 실시 형태에 따른 핫 스탬프 성형품은, 면적률로, 0 이상 90％ 미만의 마르텐사이트와, 10 내지 100％의 베이나이트와, 0.5％ 미만의 불가피적 혼입 조직으로 이루어지는 금속 조직, 또는, 면적률로, 99.5％ 내지 100％의 베이니틱 페라이트와, 0.5％ 미만의 불가피적 혼입 조직으로 이루어지는 금속 조직을 갖는다.
이어서, 본 실시 형태에 따른 핫 스탬프 성형품(및 그 원재료인 슬래브)의 성분 조성에 대하여 설명한다. 또한, 성분 조성에 따른 ％는, 질량％를 의미한다.
(C:0.002 내지 0.1％)
C는, 강도를 정하는 원소이며, 특히, 켄칭 후의 강도에 끼치는 영향이 큰 원소이다. 본 발명에서는, 핫 스탬프품의 인장 강도를 980㎫ 미만으로 하므로, C량의 상한은 0.1％, 바람직하게는 0.06％, 더욱 바람직하게는 0.05％로 한다. 한편, 저탄소 영역까지 탈탄하면, 탈탄 비용이 상승하는 동시에, 980㎫ 미만의 범위에서 필요한 강도가 얻어지지 않으므로, C량의 하한은 0.002％, 바람직하게는 0.005％, 보다 바람직하게는 0.01％로 한다.
(Si:0.01 내지 0.5％)
Si는, 고용 강화 원소이므로, 0.01％ 이상을 첨가하지만, 0.5％를 초과하여 첨가하면, 도금성이 열화되므로, 0.5％를 상한으로 한다. Si량의 하한은, 바람직하게는 0.05％이며, 보다 바람직하게는 0.1％이다. Si량의 상한은, 바람직하게는 0.4％이며, 보다 바람직하게는 0.3％이다.
(Mn+Cr:0.5 이상 1.0％ 미만)
Mn과 Cr은, 켄칭성을 확보하기 위하여 첨가하는 원소이다. Mn+Cr량이 0.5％ 미만인 경우, 충분한 켄칭성을 확보할 수 없다. 따라서, Mn+Cr량의 하한은 0.5％, 바람직하게는 0.6％, 보다 바람직하게는 0.7％이다. 한편, Mn+Cr량이 2.5％를 초과하는 경우, 켄칭성이 높아져, 인장 강도를 낮게 억제할 수 없어진다. 따라서, Mn+Cr의 상한은 2.5％, 바람직하게는 2.3％, 보다 바람직하게는 2.0％이다.
후술하는 바와 같이, Mn+Cr량이 1.0％ 미만인 경우, 핫 스탬프 시에 100℃/초 초과의 냉각 속도로 냉각함으로써, 면적률로, 0 이상 90％ 미만의 마르텐사이트와, 10 내지 100％의 베이나이트와, 0.5％ 미만의 불가피적 혼입 조직으로 이루어지는 금속 조직, 또는, 면적률로, 99.5％ 내지 100％의 베이니틱 페라이트와, 0.5％ 미만의 불가피적 혼입 조직으로 이루어지는 금속 조직을 만든다. 이 냉각 조건을 사용할 때에는, 최대한, 페라이트의 형성을 억제하기 위해서, Mn+Cr량은, 0.9％ 이하인 것이 바람직하다.
한편, Mn+Cr량이 1.0％ 이상인 경우, 핫 스탬프 시에 10℃/초 내지 100℃/초의 냉각 속도로 냉각함으로써, 면적률로, 0 이상 90％ 미만의 마르텐사이트와, 10 내지 100％의 베이나이트와, 0.5％ 미만의 불가피적 혼입 조직으로 이루어지는 금속 조직, 또는, 면적률로, 99.5％ 내지 100％의 베이니틱 페라이트와, 0.5％ 미만의 불가피적 혼입 조직으로 이루어지는 금속 조직을 만든다. 이 냉각 조건을 사용할 때에는, Mn+Cr은, 1.4％ 이상인 것이 바람직하고, 1.5％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
Mn량의 하한값은 0.1％, 바람직하게는 0.5％로 해도 되고, 상한값은 1.5％로 해도 된다.
Cr량의 하한값은 0.01％, 바람직하게는 0.2％로 해도 되고, 상한값은 1.5％로 해도 된다.
(P:0.1％ 이하)
P는, 고용 강화 원소이고, 비교적 저렴하게 강판의 강도를 높일 수 있지만, 입계에 편석하기 쉽고, 강도가 높은 경우에는, 저온 취화를 일으키는 원소이다. 이로 인해, P량은 0.1％ 이하로 제한된다. P량은 0.020％ 이하로 제한되는 것이 바람직하고, 0.015％ 이하로 제한되는 것이 보다 바람직하다. P량은 적을수록 바람직하지만, 0.001％보다도 저감되는 것은, 탈P 비용의 상승을 초래하므로, 0.001％ 이상으로 해도 된다.
(S:0.01％ 이하)
S는, 열간 가공성을 열화시키는 원소이며, 또한, 강판의 가공성을 열화시키는 원소이다. 이로 인해, S량은 0.01％ 이하로 제한된다. S량은 0.005％ 이하로 제한되는 것이 바람직하다. S량은 적은 쪽이 바람직하지만, 0.001％ 미만으로 하는 것은, 탈황 비용의 상승을 초래하므로, 0.001％ 이상으로 해도 된다.
(t-Al:0.05％ 이하)
Al은, 통상, 탈산을 위하여 첨가하는 원소이다. t-Al량이 0.005％ 미만에서는, 탈산이 불충분해지고, 강 중에 산화물이 다량으로 잔존하여, 국부 변형능의 열화를 초래하므로, 0.005％ 이상이 바람직하다. 한편, 0.05％를 초과하면, 강 중에 알루미나를 주체로 하는 산화물이 다량으로 잔존하고, 국부 변형능의 열화를 초래하므로, 0.05％ 이하가 바람직하고, 0.04％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 또한, t-Al이란, 토탈 알루미늄을 의미한다.
(N:0.005％ 이하)
N은 적을수록 바람직한 원소이며, 0.005％ 이하로 제한된다. N량이 0.001％ 미만으로 저감하는 것은, 정련 비용의 상승을 초래하므로, 0.001％ 이상으로 해도 된다. 한편, 0.003％를 초과하면, 석출물이 생성되고, 켄칭 후의 인성이 열화되므로, 0.003％ 이하가 바람직하다.
(Mn+Cr이 1.0％ 이상인 경우, B:0.0005 내지 0.004％)
B는, Mn+Cr량이 1.0％ 이상인 경우에는, 0.0005 내지 0.004％의 범위에서 첨가한다. B를 첨가함으로써, 핫 스탬프 시에 100℃/초 이하의 냉각 속도로 냉각한 경우에도, 켄칭성을 확보할 수 있다.
B의 첨가 효과를 얻기 위해서, B량의 하한값은 0.0005%이며, 바람직하게는 0.0008％, 보다 바람직하게는 0.0010％로 해도 된다. 단, B량이 0.004％를 초과하면, 첨가 효과는 포화되므로, B량의 상한은 0.004％, 바람직하게는 0.002％이다.
또한, 후술하는 바와 같이, Mn+Cr량이 1.0％ 미만인 경우에도 B를 첨가해도 된다.
본 실시 형태에 따른 핫 스탬프 성형품의 성분 조성은, 선택 원소로서, B, Ti, Nb, V, Mo를 포함하여 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종류를 함유해도 된다. 즉, 본 발명은 이들 원소가 0％인 경우를 포함한다.
(Mn+Cr이 1.0％ 미만인 경우, B:0 내지 0.004％)
B는, 켄칭성 향상 원소이므로, C량이 적은 강에 있어서도, 조직을 베이나이트 또는 마르텐사이트로 하고, 필요한 강도를 확보하기 위하여 첨가해도 된다.
이로 인해, Mn+Cr이 1.0％ 미만인 경우에도, B의 첨가 효과를 얻기 위해서, B량의 하한값을 0.0005％, 바람직하게는 0.0008％, 또는 0.0010％로 해도 된다. 단, B량이 0.004％를 초과하면, 첨가 효과는 포화되므로, B량의 상한은 0.004％, 바람직하게는 0.002％이다.
(Ti:0 내지 0.1％)
(Nb:0 내지 0.05％)
Ti 및 Nb는, 미세한 탄화물을 형성하고, 핫 스탬프 후의 구 오스테나이트 입경을 미세화하는 원소이다. 첨가 효과를 얻기 위해서, 각각, 하한값을 0.001％, 바람직하게는 0.01％로 해도 된다. 한편, 과도한 첨가는, 첨가 효과가 포화하고, 제조 비용이 상승한다. 따라서, Ti량에 대해서는 그 상한값을 0.1％, 바람직하게는 0.08％로 하고, Nb량에 대해서는 그 상한값을 0.05％, 보다 바람직하게는 0.03％로 한다.
(V:0 내지 0.1％)
V는, 탄화물을 형성하여, 조직을 미세화하는 원소이다. 강판을 Ac3점 이상으로 가열한 경우, 미세한 V 탄화물이, 재결정 및 입성장을 억제하여 오스테나이트 입자를 미립으로 하고, 인성을 개선한다. 0.005％ 미만에서는, 첨가 효과가 얻어지지 않기 때문에, V의 하한값을 0.005％, 바람직하게는 0.01％로 해도 된다. 한편, V량이 0.1％를 초과하면, 첨가 효과가 포화됨과 함께, 제조 비용이 상승한다. 따라서, V량의 상한값은 0.1％, 보다 바람직하게는 0.07％로 한다.
(Mo:0 내지 0.5％)
Mo도, Ti, Nb 및 V와 마찬가지로, 강판을 Ac3점 이상으로 가열한 경우, 미세한 탄화물을 형성하여, 재결정 및 입성장을 억제하여 오스테나이트 입자를 미립으로 하고, 인성을 개선하는 원소이다. 0.02％ 미만에서는, 첨가 효과가 얻어지지 않기 때문에, Mo량의 하한은 0.02％, 바람직하게는 0.08％로 해도 된다. 한편, 0.5％를 초과하면, 첨가 효과가 포화됨과 함께, 제조 비용이 상승하므로, Mo량의 상한은 0.5％, 바람직하게는 0.3％로 한다.
또한, 본 발명의 핫 스탬프 성형품은, 제강 단계에 있어서 스크랩 등으로부터 혼입되는 Cu, Sn, Ni 등을, 본 발명의 효과를 손상시키지 않는 범위에서 함유해도 된다. 또한, 탈산 원소로서 사용한 Ca나, Ce 등을 포함하는 REM을, 본 발명의 효과를 손상시키지 않는 범위에서 함유해도 된다. 구체적으로는, 불가피적 불순물로서, 0.1％ 이하의 Cu, 0.02％ 이하의 Sn, 0.1％ 이하의 Ni, 0.01％ 이하의 Ca, 0.01％의 REM을 함유해도 된다.
이하, 본 실시 형태에 따른 핫 스탬프 성형품의 제조 방법에 대하여 상세하게 설명한다.
본 실시 형태에 따른 핫 스탬프 성형품의 제조 방법은, 가열 공정, 열간 압연 공정 및 핫 스탬프 공정을 적어도 갖는다. 즉, 가열 조건, 열간 압연 조건 및 핫 스탬프 조건을 적절하게 제어함으로써, 면적률로, 0 이상 90％ 미만의 마르텐사이트와, 10 내지 100％의 베이나이트와, 0.5％ 미만의 불가피적 혼입 조직으로 이루어지는 금속 조직, 또는, 면적률로, 99.5％ 내지 100％의 베이니틱 페라이트와, 0.5％ 미만의 불가피적 혼입 조직으로 이루어지는 금속 조직을 만든다.
(가열 공정)
가열 공정에서는, 상술한 성분 조성을 갖는 슬래브를, 표면 온도가 Ar3점 이상 1400℃ 이하의 온도 영역이 되도록 가열한다. 이것은, 핫 스탬프 후에 얻어지는 구 오스테나이트 입경은, 필요한 지연 파괴 특성 및 인성을 확보하는 관점에서, 가능한 한 작게 할 필요가 있기 때문이다. 즉, 열연판 단계의 조직을 미세화하기 위해서, 가열 온도를 1400℃ 이하로 하고 있다. 바람직하게는 1250℃ 이하이다. 한편, 표면 온도를 1400℃ 초과로 하는 경우, 압연성이 악화되어 버리기 때문에, 1400℃를 상한으로 하고 있다.
또한, 열연에 제공하는 강 슬래브를 제조하는 방법은, 연속 주조 방법에 한정되는 것은 아니다. 통상의 연속 주조 방법이나, 두께 100㎜ 이하의 박 슬래브를 주조하는 방법을 채용할 수 있다.
(열간 압연 공정)
열간 압연 공정에서는, 가열된 슬래브를, 표면 온도가 Ar3점 이상 1400℃ 이하인 온도 영역의 상태에서, 최종 스탠드 및 하나 전의 스탠드에서의 총 압하량을 40％ 이상으로 하여 마무리 압연을 행하고, 그 후 1초 이내에 냉각을 개시한다. 이에 의해, 핫 스탬프용 강판으로서 사용되는 열연 강판을 제조한다.
(권취 공정)
권취 공정에서는, 상기 열연 강판을 650℃ 이하의 온도 영역에서 권취한다. 650℃ 초과의 온도 영역에서 권취하는 경우, 권취 후에 코일 변형(코일 좌굴)이 발생하기 쉬워지기 때문에, 이것을 상한으로 한다.
또한, 400℃ 미만에서 권취하면, 열연판 강도가 너무 높아지므로, 권취 온도는 400℃ 이상이 바람직하지만, 400℃ 미만으로 권취한 후, 연질화를 목적으로 하여, 재가열을 해도 된다.
(핫 스탬프 공정)
핫 스탬프공정에서는, 상술한 열연 강판을 핫 스탬프용 강판으로서 사용하고, 이 핫 스탬프용 강판을 Ac3점 이상의 온도로 가열한 상태에서 금형에 의해 성형한다. 그리고, 이 금형 내에 있어서, 상기 Mn+Cr이 1.0％ 미만인 경우에는 상기 핫 스탬프용 강판을 100℃/초를 초과하는 냉각 속도로 냉각하고, 상기 Mn+Cr이 1.0％ 이상인 경우에는 상기 핫 스탬프용 강판을 10℃/초 이상 100℃/초 이하의 냉각 속도로 냉각한다. 이러한 온도 조건으로 핫 스탬프를 행함으로써, 면적률로, 0 이상 90％ 미만의 마르텐사이트와, 10 내지 100％의 베이나이트와, 0.5％ 미만의 불가피적 혼입 조직으로 이루어지는 금속 조직, 또는, 면적률로, 99.5％ 내지 100％의 베이니틱 페라이트와, 0.5％ 미만의 불가피적 혼입 조직으로 이루어지는 금속 조직을 갖는 핫 스탬프 성형품을 제조한다.
또한, 열연 강판을 핫 스탬프용 강판으로서 사용하는 것 이외에도, 열연 강판에 냉간 압연, 어닐링, 도금 처리 등을 적절히 실시함으로써 얻어지는 각종 강판을 핫 스탬프용 강판으로서 사용해도 된다. 냉간 압연, 어닐링 및 도금의 각 조건은, 특별히 규정되는 것이 아니라, 통상의 조건이면 된다. 냉간 압연은, 통상의 냉연 압하율의 범위, 예를 들어 40 내지 80％로 실시하면 된다. 도금은, 열간 압연 후, 냉간 압연 후, 또는, 재결정 어닐링 후에 실시하지만, 가열 조건이나 냉각 조건은, 특별히 규정되는 것은 아니다. 도금은, 주로, Zn 도금 또는 Al 도금이 바람직하다. Zn 도금에 대해서는, 합금화 처리를 행해도 되고, 행하지 않아도 된다. Al 도금에 대해서는, 도금 중에 Si를 포함하고 있어도, 본 발명에 영향을 주지 않는다. 열연 강판, 냉연 강판, 어닐링 강판 및 도금 강판의 조질 압연은, 형상을 적절하게 조정하기 위해서, 적절히 실시하면 된다.
핫 스탬프 공정에서는, 핫 스탬프용 강판을, Ac3점 이상으로 가열한다. 가열 온도가 Ac3점 미만이면 부분적으로 오스테나이트화하지 않는 영역이 생긴다. 이 영역에서는, 베이나이트나 마르텐사이트가 생성되지 않으므로, 강판 전체에 있어서 충분한 강도가 얻어지지 않게 된다.
단, 구 오스테나이트 입경에 대한 가열 온도의 영향은 크고, 가열 온도가 950 ℃를 초과하면, 구 오스테나이트 입경이 조대화하므로, 가열 온도는 950℃ 이하가 바람직하다.
또한, 가열 시간은, 5 내지 600초가 바람직하다. 가열 시간이 5초 미만에서는, 탄화물의 재용해가 불충분해져, 강도를 확보하기에 충분한 양의 고용C를 확보하는 것이 어려워진다. 한편, 가열 시간이 600초를 초과하면, 구 오스테나이트 입경이 조대화하여, 국부 변형능이 저하하기 쉽다.
Mn+Cr량이 1.0％ 미만인 경우에는, 핫 스탬프 시의 냉각은, 100℃/초를 초과하는 냉각 속도로 행한다. 냉각 속도가 100℃/초 이하이면, 페라이트 또는 펄라이트가 생성되어, 균일한 조직이 얻어지지 않고, 50％ 이상의 λ가 얻어지지 않아 국부 변형능이 열화되기 때문이다.
한편, Mn+Cr량이 1.0％ 이상인 경우에는, 핫 스탬프 시의 냉각은, 10 내지 100℃/초의 냉각 속도로 행한다. 냉각 속도가 10℃/초 미만에서는, 페라이트 또는 펄라이트가 생성되어, 균일한 조직이 얻어지지 않고, 50％ 이상의 λ가 얻어지지 않아 국부 변형능이 열화되기 때문이다. 바람직하게는 25℃/초 이상이다. 냉각 속도가 100℃/초를 초과하면, 인장 강도가 980㎫를 초과하는 경우가 있기 때문에, 냉각 속도는 100℃/초를 상한으로 한다. 바람직하게는 85℃/초 이하이다.
또한, 가열 후의 냉각은, Ar3점을 초과하는 온도로부터 행할 필요가 있다. Ar3점 이하의 온도로부터 냉각을 개시하면, 페라이트가 생성되어, 균일한 조직이 얻어지지 않고 λ가 낮아져, 국부 변형능이 열화된다.
(제2 실시 형태)
본 발명의 제2 실시 형태는, 제1 실시 형태에 기재된 핫 스탬프 성형품에 상당하는 980㎫ 미만의 좌굴 변형 부위와, 1180㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 변형 억제 부위를 갖는 에너지 흡수 부재이다. 즉, 이 에너지 흡수 부재에서는, 좌굴 변형 부위와 변형 억제 부위 사이의 인장 강도차가 200㎫ 이상으로 설계된다.
이러한 에너지 흡수 부재는, 자동차 부품 중에서도, 예를 들어 프론트 프레임과 같은, 특히, 축 압축 변형을 수반하는 부재와, 센터 필러 하부와 같은 굽힘 변형부에서도 어느 정도의 편평 변형을 필요로 하는 부재에 적용된다. 축 압축 변형을 수반하는 부재는, 좌굴 변형에 의한 에너지 흡수 부분(핫 스탬프용 강판에 대응하는 부위)과, 킥업부와 같은 변형을 최대한 억제하는 부분(접합용 강판에 대응하는 부위)으로 구성된다.
좌굴 변형부(핫 스탬프용 강판에 대응하는 부위)의 인장 강도는, 컴팩트 모드로 변형을 진행시키기 위하여, 변형 억제부(접합용 강판에 대응하는 부위)보다 200㎫ 이상 낮아진다. 편평 변형을 필요로 하는 부재에 있어서도, 굽힘 변형부에서 편평 변형을 진행시키기 위하여, 980㎫ 미만의 인장 강도가 바람직하다.
본 실시 형태에 따른 에너지 흡수 부재는, 제1 실시 형태에 기재된 열연 강판, 냉연 강판, 어닐링 강판, 도금 강판 등의 핫 스탬프용 강판에 접합용 강판을 접합함으로써 얻어지는 접합 강판을 핫 프레스용 강판으로서 사용하여, 핫 스탬프 처리를 행함으로써 얻어진다.
즉, 본 실시 형태에 따른 에너지 흡수 부재는,
(1) 제1 실시 형태에 기재된 성분 조성을 갖는 슬래브를, 표면 온도가 Ar3점 이상 1400℃ 이하인 온도 영역이 되도록 가열하고,
(2) 가열된 슬래브를, 표면 온도가 Ar3점 이상 1400℃ 이하인 온도 영역의 상태에서, 최종 스탠드 및 하나 전의 스탠드에서의 총 압하량을 40％ 이상으로 하여 마무리 압연을 행하고, 그 후 1초 이내에 냉각을 개시함으로써, 열연 강판을 제조하고,
(3) 열연 강판을 650℃ 이하의 온도 영역에서 권취하고,
(4) 열연 강판을, 접합용 강판에 접합함으로써, 접합 강판을 제조하고,
(5) 접합 강판을 Ac3점 이상의 온도로 가열한 상태에서 금형에 의해 성형하고,
(6) 금형 내에 있어서, Mn+Cr이 1.0％ 미만인 경우에는 접합 강판을 100℃/초를 초과하는 냉각 속도로 냉각하고, Mn+Cr이 1.0％ 이상인 경우에는 접합 강판을 10℃/초 이상 100℃/초 이하의 냉각 속도로 냉각함으로써, 면적률로, 0 이상 90％ 미만의 마르텐사이트와, 10 내지 100％의 베이나이트와, 0.5％ 미만의 불가피적 혼입 조직으로 이루어지는 금속 조직, 또는, 면적률로, 99.5％ 내지 100％의 베이니틱 페라이트와, 0.5％ 미만의 불가피적 혼입 조직으로 이루어지는 금속 조직으로 함으로써 제조된다. 또한, 상기 접합 강판은, 열연 강판에 대하여 냉간 압연 처리, 연속 어닐링 처리, 도금 처리 중 어느 1종류 이상을 실시하여 얻어지는 강판을 접합용 강판과 접합한 것을 사용해도 된다.
(실시예)
이어서, 본 발명의 실시예에 대하여 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위하여 채용한 하나의 조건예이며, 본 발명은 이 하나의 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.
(실시예 α1)
표 3에 나타내는 성분 조성의 용강을 전로로부터 출강하고, 슬래브로 한 후, 본 발명의 열연 조건(가열 온도: 1220℃, 마무리 온도: 870℃, 최종 스탠드 및 하나 전의 스탠드에서의 총 압하량: 65％, 마무리 압연 종료 후, 냉각 개시까지의 시간: 1초, 권취 온도: 630℃)에서 열간 압연을 실시하고, 판 두께 3㎜의 열연 강판으로 하였다.
Figure 112017071930619-pat00003
열연 강판을, 냉간 압연으로 1.4㎜의 냉연 강판으로 하고, 그 후, 표 4에 나타내는 조건으로 연속 어닐링, 또는, 어닐링과 어닐링 후에 도금 처리를 실시하였다. 도금 처리는, 용융 아연 도금(GI(합금화 처리 없음)/GA(합금화 처리 있음)), 또는, Si를 10％ 포함하는 용융 알루미늄 도금(Al)으로 하였다. 또한, 어닐링 후, 또는, 도금 처리 후에는, 표 4에 나타내는 압하량으로 스킨 패스 압연을 실시하였다.
Figure 112017071930619-pat00004
냉연·어닐링 강판 및 Al 도금 강판에 대해서는, 가열로에서 900℃로 가열한 후, 표면으로부터 물이 분출되는 급수구와 그 물을 흡입하는 배수구를 갖는 금형 사이에 끼우고, 실온까지, 200℃/초의 냉각 속도로 냉각하고, 핫 스탬프에서의 열 이력을 모의하였다.
GI 강판 및 GA 강판에 대해서는, 통전 가열에 의해, 100℃/초의 가열 속도로 870℃로 가열하고, 그 후, 5초 정도 보열하고나서, Ar3점+10℃까지 공냉하고, 마찬가지로, 표면으로부터 물이 분출되는 급수구와 그 물을 흡입하는 배수구를 갖는 금형 사이에 끼우고, 실온까지, 200℃/초의 냉각 속도로 냉각하고, 핫 스탬프에서의 열 이력을 모의하였다.
열처리 후의 인장 강도는, JIS Z 2241(2011)에 기초하여 5호 시험편을 제작하고, 인장 시험을 행하여 평가하였다. 국부 변형능은, 전술한 JIS Z 2256(2010)에 기재된 방법으로 구멍 확장성을 조사하고, λ로 평가하였다. λ가 50％ 이상을 합격(OK)으로 하였다. 지연 파괴 특성과 저온 인성의 평가도 아울러 실시하였다.
지연 파괴 특성은, 도 3에 나타내는 V 노치 시험편을 사용하고, 실온에서, 티오시안산 암모늄 3g/l을 3％ 식염수에 녹인 수용액에 100시간 침지하여, 0.7TS(열처리 후)의 부하를 가한 상태에서의 파단의 유무로 평가하였다(파단 없음: OK, 파단 있음: NG).
저온 취성은, -40℃에서 샤르피 시험을 행하고, 50％ 이상의 연성 파면율이 얻어진 경우를 합격(OK)으로 하고, 50％ 미만에서는 불합격(NG)으로 하였다.
얻어진 결과를 표 4에 아울러 나타낸다. 본 발명에 따른 발명 강(A-1 강 내지 K-1 강)에 있어서는, TS: 490 내지 980㎫로, 우수한 국부 변형능이 얻어지고 있음과 함께, 지연 파괴 특성이나 저온 인성에 문제는 없다.
C량이 낮고, 본 발명의 범위를 벗어난 L-1 강에서는, 핫 스탬프 상당의 열처리 후의 인장 강도가 낮다. C량이 높고, 본 발명의 범위를 벗어난 M-1 강에서는, 인장 강도가 1180㎫를 초과하고 있어, 축 압축 변형 시의 좌굴 변형이 불안정해져, 에너지 흡수 특성의 저하가 염려된다.
Si량이 본 발명의 범위를 초과하는 N-1 강이나, Mn+Cr량이 본 발명의 범위보다 낮게 벗어나는 O-1 강에서는, 페라이트가 생성되어 조직이 불균일해지기 때문에, λ가 50％보다 낮다. 그로 인해, 국부 변형능의 저하에 의한 에너지 흡수 특성의 저하가 염려된다. 또한, N-1 강에서는, Si량이 높고 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로, 도금성이 나쁘다.
(실시예 α2)
표 3에 나타내는 K-1 강에 대해서, 본 발명의 범위의 열연 조건(가열 온도: 1250℃, 마무리 온도: 880℃, 최종 스탠드 및 하나 전의 스탠드에서의 총 압하량: 60％, 마무리 압연 종료 후, 냉각 개시까지의 시간:0.8초, 권취 온도: 550℃)에서, 판 두께 2㎜의 열연 강판으로 하고, 그 후, 산 세정을 실시하였다.
산 세정 후의 강판에 대해서, 가열로에서 880℃로 가열하고, 계속해서, 표면으로부터 물이 분출되는 급수구와 그 물을 흡입하는 배수구를 갖는 금형 사이에 끼우고, 다양한 냉각 속도로, 실온까지 냉각하여, 핫 스탬프에서의 열 이력을 모의하였다. 또한, 산 세정 후의 강판에, 아연(GI, GA) 도금, 또는, Si를 10％ 포함하는 용융 알루미늄 도금을 실시하고나서, 마찬가지의 가열-냉각 처리를 실시하였다.
또한, 표 3에 나타내는 K-1 강에 대해서, 본 발명의 범위의 열연 조건(가열 온도: 1250℃, 마무리 온도: 890℃, 최종 스탠드 및 하나 전의 스탠드에서의 총 압하량: 45％, 마무리 압연 종료 후, 냉각 개시까지의 시간:0.5초, 권취 온도: 500℃)에서, 판 두께 3.2㎜의 열연 강판으로 하고, 산 세정 후, 50％의 냉연율로 1.6㎜의 냉연 강판으로 하였다.
냉연 강판에 대해서, 가열로에서 900℃로 가열하고, 계속해서, 표면으로부터 물이 분출되는 급수구와 그 물을 흡입하는 배수구를 갖는 금형 사이에 끼우고, 다양한 냉각 속도로, 실온까지 냉각하여, 핫 스탬프에서의 열 이력을 모의하였다.
냉연 강판에 아연 도금(GI, GA)을 실시한 강판에 대해서는, 통전 가열에 의해, 5초에 870℃로 가열한 후, 5초 정도 보열하고 나서, 650℃까지 공냉하고, 계속해서, 표면으로부터 물이 분출되는 급수구와 그 물을 흡입하는 배수구를 갖는 금형 사이에 끼우고, 다양한 냉각 속도로, 실온까지 냉각하여, 핫 스탬프에서의 열 이력을 모의하였다.
Si를 10％ 포함하는 용융 알루미늄 도금을 실시한 강판에 대해서도, 마찬가지의 가열-냉각 처리를 실시하였다. 또한, 열연 후, 어닐링 후, 또는, 도금 처리 후에, 표 4에 나타내는 압하량으로 스킨 패스를 실시하였다. 얻어진 강판의 재질 특성을, 실시예α1과 마찬가지로 평가하였다. 결과를 표 5에 나타내었다.
Figure 112017071930619-pat00005
발명법에 따른 방법a, 방법b, 방법c, 방법d, 방법f, 방법g, 방법h 및 방법i의 예에 있어서는, 우수한 국부 변형능이 얻어지고 있음과 함께, 지연 파괴 특성이나 저온 인성에 문제는 없다.
한편, 냉각 속도가 본 발명의 범위로부터 낮게 벗어난 방법e 및 방법j의 예에 있어서는, 열처리 후의 조직에 페라이트와 펄라이트가 생성되었기 때문에, 핫 스탬프 후의 강도가 낮을 뿐만 아니라, λ가 50％보다 낮아, 국부 변형능의 저하에 의한 에너지 흡수 특성의 저하가 염려된다.
(실시예 α3)
도 4에 나타내는 형상의 부재를 핫 스탬프로 제작하기 위해서, 축 압축 변형 부분(1)에, 실시예α1에서 발명 강의 I-1 강, 또는, 비교 강의 O-1 강을 배치하고, 핫 스탬프 후의 인장 강도≥1180㎫가 되는 부분(2)에, 질량％로, 0.21％ C-0.2％ Si-1.4％ Mn-0.0025％ B의 판 두께 1.4㎜의 냉연판을 배치하고, 양쪽 강판을 레이저 용접부(3)의 위치에서 레이저 용접하였다.
이들 용접 부재를, 전기로에서 900℃로 가열하고, 60초의 보열 후에, 표면으로부터 물이 분출되는 급수구와 그 물을 흡입하는 배수구를 갖는 금형 사이에 끼우고, 프레스 성형과 냉각을 동시에 행하여, 도 4에 나타내는 형상의 부재를 제작하였다. 그 후, 인장 강도 590㎫의 배면판(4)을 배치하고, 스폿 용접으로 접합하였다.
상기 부재(1) 및 (2)로부터 소형 인장 시험편을 제작하고, 인장 시험에서 인장 강도를 측정하였다. 그 결과, 상기 부재(1)에 상당하는 부위에서 I-1 강을 사용한 경우에는 880㎫이며, O-1 강을 사용한 경우에는 520㎫이었다. 한편, 상기 부재(2)에 상당하는 부위의 인장 강도는 1510㎫이었다.
도 4에 나타내는 부재에 대해서, 낙중 시험을 행하였다. 도 4에 나타내는 부재에, 도 4에 나타내는 축 압축 변형 시의 부하 방향(5)의 방향으로부터, 150kg의 하중으로, 15m/초의 속도로 변형을 부여하였다. 발명 강의 I-1 강을 사용한 부재에서는, 균열이 발생하지 않고 좌굴 변형했지만, 비교 강의 O-1 강을 사용한 부재에서는, 좌굴 변형부에 균열이 발생하여, 에너지 흡수량이 감소하였다.
(실시예 α4)
도 4에 나타내는 형상의 부재를 핫 스탬프로 제작할 때, 실시예α1에서의 발명 강의 A-1 강 및 H-1 강을 사용하였다. 상기 부재를 950℃로 가열하고, 60초 보열한 후, 실시예α3과 마찬가지로, 표면으로부터 물이 분출되는 급수구와 그 물을 흡입하는 배수구를 갖는 금형 사이에 끼우고, 프레스 성형과 냉각을 동시에 실시하였다.
상기 부재의 변형 거동을 평가하기 위해서, 낙중 시험을 행하였다. 축 압축 변형에 대해서는, 도 4에 나타내는 축 압축 변형 시의 부하 방향(5)의 방향으로부터, 150kg의 하중을 15m/초의 속도로 부여하였다. 굽힘 변형에 대해서는, 굽힘 변형 시의 부하 방향(6)의 방향으로부터, 5m/초의 속도로 부재에 변형을 부여하였다. 어느 쪽의 부재도, 어느 쪽의 변형 모드에 있어서도 파단되지 않고 변형하여, 충분한 에너지 흡수능을 갖는 것을 확인하였다.
(실시예 β1)
표 6에 나타내는 성분 조성의 용강을 전로로부터 출강하고, 슬래브로 한 후, 본 발명의 열연 조건(가열 온도: 1220℃, 마무리 온도: 870℃, 최종 스탠드 및 하나 전의 스탠드에서의 총 압하량: 65％, 마무리 압연 종료 후, 냉각 개시까지의 시간: 1초, 권취 온도: 630℃)에서 열간 압연을 실시하고, 판 두께 3㎜의 열연 강판으로 하였다.
Figure 112017071930619-pat00006
열연 강판을, 냉간 압연으로 1.4㎜의 냉연 강판으로 하고, 그 후, 표 7에 나타내는 조건으로 연속 어닐링, 또는, 어닐링과 어닐링 후에 도금 처리를 실시하였다. 도금 처리는, 용융 아연 도금(GI(합금화 처리 없음)/GA(합금화 처리 있음)), 또는, Si를 10％ 포함하는 용융 알루미늄 도금(Al)으로 하였다. 또한, 어닐링 후, 또는, 도금 처리 후에는, 표 7에 나타내는 압하량으로 스킨 패스 압연을 실시하였다.
Figure 112017071930619-pat00007
냉연·어닐링 강판 및 Al 도금 강판에 대해서는, 가열로에서 900℃로 가열한 후, 금형 사이에 끼우고, 실온까지, 50℃/초의 냉각 속도로 냉각하고, 핫 스탬프에서의 열 이력을 모의하였다.
GI 강판 및 GA 강판에 대해서는, 통전 가열에 의해서, 100℃/초의 가열 속도로 870℃로 가열하고, 그 후, 5초 정도 보열한 후, Ar3점+10℃까지 공냉하고, 마찬가지로, 금형 사이에 끼우고, 실온까지, 50℃/초의 냉각 속도로 냉각하고, 핫 스탬프에서의 열 이력을 모의하였다.
열처리 후의 인장 강도는, JIS Z 2241(2011)에 기초하여 5호 시험편을 제작하고, 인장 시험을 행하여 평가하였다. 국부 변형능은, 전술한 JIS Z 2256(2010)에 기재된 방법으로 구멍 확장성을 조사하고, λ로 평가하였다. λ가 50％ 이상을 합격(OK)으로 하였다. 지연 파괴 특성과 저온 인성의 평가도 아울러 실시하였다.
지연 파괴 특성은, 도 3에 나타내는 V 노치 시험편을 사용하고, 실온에서, 티오시안산 암모늄 3g/l을 3％ 식염수에 녹인 수용액에 100시간 침지하고, 0.7TS(열처리 후)의 부하를 가한 상태에서의 파단의 유무로 판정하였다(파단 없음: OK, 파단 있음: NG).
저온 취성은, -40℃에서 샤르피 시험을 행하고, 50％ 이상의 연성 파면율이 얻어진 경우를 합격(OK)으로 하고, 50％ 미만에서는 불합격(NG)으로 하였다.
얻어진 결과를 표 7에 아울러 나타낸다. 참고 강(A-2 강 내지 K-2 강)에 있어서는, TS: 490 내지 980㎫로, 우수한 국부 변형능이 얻어지고 있음과 함께, 지연 파괴 특성이나 저온 인성에 문제는 없다.
C량이 낮고, 본 발명의 범위를 벗어난 L-2 강에서는, 핫 스탬프 상당의 열처리 후의 인장 강도가 낮다. C량이 높고, 본 발명의 범위를 벗어난 M-2 강에서는, 인장 강도가 1180㎫를 초과하고 있어, 축 압축 변형 시의 좌굴 변형이 불안정해져, 에너지 흡수 특성의 저하가 염려된다.
Si량이 본 발명의 범위를 초과하는 N-2 강, 50℃/초의 냉각 속도로부터 볼 때 Mn+Cr량이 낮은 O-2 강, 또한, Mn+Cr량이 1.0％ 이상이며 B가 첨가되어 있지 않은 P-2 강에서는, 페라이트가 생성되어 조직이 불균일해지기 때문에, λ가 50％보다 낮다. 그로 인해, 국부 변형능의 저하에 의한 에너지 흡수 특성의 저하가 염려된다. 또한, M-2 강에서는, Si량이 높고 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로, 도금성이 나쁘다.
(실시예 β2)
표 6에 나타내는 K-2 강에 대해서, 본 발명의 범위의 열연 조건(가열 온도: 1250℃, 마무리 온도: 880℃, 최종 스탠드 및 하나 전의 스탠드에서의 총 압하량: 60％, 마무리 압연 종료 후, 냉각 개시까지의 시간:0.8초, 권취 온도: 550℃)에서, 판 두께 2㎜의 열연 강판으로 하고, 그 후, 산 세정을 실시하였다.
산 세정 후의 강판에 대해서, 가열로에서 880℃로 가열하고, 계속해서, 금형 사이에 끼우고, 다양한 냉각 속도로, 실온까지 냉각하여, 핫 스탬프에서의 열 이력을 모의하였다. 또한, 산 세정 후의 강판에, 아연(GI, GA) 도금, 또는, Si를 10％ 포함하는 용융 알루미늄 도금을 실시하고나서, 마찬가지의 가열-냉각 처리를 실시하였다.
또한, 표 7에 나타내는 K-2 강에 대해서, 본 발명의 범위의 열연 조건(가열 온도: 1250℃, 마무리 온도: 890℃, 최종 스탠드 및 하나 전의 스탠드에서의 총 압하량: 45％, 마무리 압연 종료 후, 냉각 개시까지의 시간:0.5초, 권취 온도: 500℃)에서, 판 두께 3.2㎜의 열연 강판으로 하고, 산 세정 후, 50％의 냉연율로 1.6㎜의 냉연 강판으로 하였다.
냉연 강판에 대해서, 가열로에서 900℃로 가열하고, 계속해서, 금형 사이에 끼우고, 다양한 냉각 속도로, 실온까지 냉각하여, 핫 스탬프에서의 열 이력을 모의하였다. 또한, 아연 도금(GI, GA)을 실시한 강판에 대해서는, 통전 가열에 의해서, 5초에 870℃로 가열하고, 5초 정도 보열한 후, 650℃까지 공냉하고, 금형 사이에 끼우고, 다양한 냉각 속도로, 실온까지 냉각하여, 핫 스탬프에서의 열 이력을 모의하였다.
Si를 10％ 포함하는 용융 알루미늄 도금을 실시한 강판에 대해서는, 가열로에서 880℃로 가열한 후, 금형 사이에 끼우고, 다양한 냉각 속도로, 실온까지 냉각하여, 핫 스탬프에서의 열 이력을 모의하였다. 또한, 열연 후, 어닐링 후, 또는, 도금 처리 후에, 표 8에 나타내는 압하량으로 스킨 패스를 실시하였다.
얻어진 강판의 재질 특성을, 실시예β1과 마찬가지로 평가하였다. 얻어진 결과를 표 8에 나타내었다.
Figure 112017071930619-pat00008
발명법에 따른 방법a', 방법b', 방법c', 방법d', 방법f', 방법g', 방법h', 및 방법i'의 예에 있어서는, 우수한 국부 변형능이 얻어지고 있음과 함께, 지연 파괴 특성이나 저온 인성에 문제는 없다.
한편, 냉각 속도가 본 발명의 범위로부터 낮게 벗어난 방법e' 및 방법j'의 예에 있어서는, 열처리 후의 조직에 페라이트와 펄라이트가 생성되었기 때문에, 핫 스탬프 후의 강도가 낮을 뿐만 아니라, λ가 50％보다 낮아, 국부 변형능의 저하에 의한 에너지 흡수 특성의 저하가 염려된다.
(실시예 β3)
도 4에 나타내는 형상의 부재를 핫 스탬프로 제작하기 위해서, 축 압축 변형 부분(1)에, 실시예β1에서 참고 강의 I-2 강, 또는, 비교 강의 O-2 강의 강판을 배치하고, 핫 스탬프 후의 인장 강도≥1180㎫가 되는 부분(2)에, 질량％로, 0.21％ C-0.2％ Si-2.4％ Mn-0.0025％ B의 판 두께 1.4㎜의 냉연 강판을 배치하고, 양쪽 강판을 레이저 용접부(3)의 위치에서 레이저 용접하였다.
이들 용접 부재를, 전기로에서 900℃로 가열하고, 60초의 보열 후에, 금형 사이에 끼워서 프레스 성형과 냉각을 동시에 행하여, 도 4에 나타내는 형상의 부재를 제작하였다. 그 후, 인장 강도 590㎫의 배면판(4)을 배치하고, 스폿 용접으로 접합하였다.
상기 부재(1) 및 (2)로부터 소형 인장 시험편을 제작하고, 인장 시험으로 인장 강도를 측정하였다. 그 결과, 상기 부재(1)에 상당하는 부분에서 I-2 강을 사용한 경우에는 880㎫이며, O-2 강을 사용한 경우에는 520㎫이었다. 한편, 상기 부재(2)에 상당하는 부분(2)의 인장 강도는 1510㎫이었다. 따라서, 핫 스탬프 후의 인장 강도차(ΔTS)는 200㎫ 이상으로 되어 있다.
도 4에 나타내는 부재에 대해서, 낙중 시험을 행하였다. 도 4에 나타내는 부재에, 도 4에 나타내는 축 압축 변형 시의 부하 방향(5)의 방향으로부터, 150kg의 하중으로, 15m/초의 속도로 변형을 부여하였다. 참고 강의 I-2 강을 사용한 부재에서는, 균열이 발생하지 않고 좌굴 변형했지만, 비교 강의 O-2 강을 사용한 부재에서는, 페라이트와 베이나이트가 생성되어, 금속 조직이 불균일해지고, 이것에 기인하여 좌굴 변형부에 균열이 발생하여, 에너지 흡수량이 감소하였다.
(실시예 β4)
도 4에 나타내는 형상의 부재를 핫 스탬프로 제작할 때, 실시예β1에서의 참고 강의 A-2 강 및 H-2 강을 사용하였다. 상기 부재의 강판을 950℃로 가열하고, 60초 보열한 후, 실시예β3과 마찬가지로, 금형 사이에 끼우고, 프레스 성형과 냉각을 동시에 실시하였다.
상기 부재의 변형 거동을 평가하기 위해서, 낙중 시험을 행하였다. 축 압축 변형에 대해서는, 도 4에 나타내는 축 압축 변형 시의 부하 방향(5)의 방향으로부터, 150kg의 하중을 15m/초의 속도로 부여하였다. 굽힘 변형에 대해서는, 굽힘 변형 시의 부하 방향(6)의 방향으로부터, 5m/초의 속도로 부재에 변형을 부여하였다. 어느 쪽의 부재도, 어느 쪽의 변형 모드에 있어서도 파단되지 않고 변형하여, 충분한 에너지 흡수능을 갖는 것을 확인하였다.
<산업상 이용 가능성>
전술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 테일러드 블랭크재를 활용하여 부품을 제조하는 경우, 축 압축 변형 부분에 대해서는, 핫 스탬프 후의 인장 강도를 낮게 억제할 수 있으므로, 부품에 국부 변형능을 부여할 수 있고, 그 결과, 축 압축 변형 시 및 굽힘 변형 시의 에너지 흡수 특성이 우수한 부재를 제조하는 것이 가능하게 된다. 따라서, 본 발명은 기계 부품 제조 산업에 있어서 이용 가능성이 높은 것이다.
1 : 축 압축 변형 부분
2 : 핫 스탬프 후의 인장 강도≥1180㎫가 되는 부분
3 : 레이저 용접부
4 : 배면판
5 : 축 압축 변형 시의 부하 방향
6 : 굽힘 변형 시의 부하 방향

Claims (12)

  1. 핫 스탬프용 강판을 핫 스탬프함으로써 얻어지는 핫 스탬프 성형품이며, 질량％로,
    C:0.062 내지 0.1％,
    Si:0.01 내지 0.5％,
    Mn+Cr:0.5 내지 2.5％,
    0.1％ 이하로 제한된 P,
    0.01％ 이하로 제한된 S,
    0.005% 이상 0.05％ 이하로 제한된 t-Al 및
    0.005％ 이하로 제한된 N
    을 포함하고,
    잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
    면적률로, 75% 이상 90％ 미만의 마르텐사이트와, 10 내지 25％의 베이나이트와, 0.5％ 미만의 불가피적 혼입 조직으로 이루어지는 금속 조직, 또는, 면적률로, 99.5％ 내지 100％의 베이니틱 페라이트와, 0.5％ 미만의 불가피적 혼입 조직으로 이루어지는 금속 조직을 갖고,
    인장 강도가 980MPa 이하인
    것을 특징으로 하는, 핫 스탬프 성형품.
  2. 제1항에 있어서,
    도금층을 표면에 갖는 것을 특징으로 하는, 핫 스탬프 성형품.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 질량%로,
    Ti:0.001 내지 0.1%,
    Nb:0.001 내지 0.05%,
    V:0.005 내지 0.1% 및
    Mo:0.02 내지 0.5%
    의 1종 이상을 더 함유하는
    것을 특징으로 하는, 핫 스탬프 성형품.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 핫 스탬프 성형품과,
    상기 핫 스탬프 성형품에 접합되어, 1180MPa 이상의 인장 강도를 갖는 접합 부재를 구비하는
    것을 특징으로 하는 에너지 흡수 부재.
  5. 질량％로, C:0.062 내지 0.1％, Si:0.01 내지 0.5％, Mn+Cr:0.5% 내지 2.5％, 0.1％ 이하로 제한된 P, 0.01％ 이하로 제한된 S, 0.005% 이상 0.05％ 이하로 제한된 t-Al 및 0.005％ 이하로 제한된 N을 포함하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 슬래브를, 표면 온도가 Ar3점 이상 1400℃ 이하의 온도 영역이 되도록 가열하는 가열 공정과,
    가열된 상기 슬래브를, 상기 표면 온도가 Ar3점 이상 1400℃ 이하인 온도 영역의 상태에서, 최종 스탠드 및 하나 전의 스탠드에서의 총 압하량을 40％ 이상으로 하여 마무리 압연을 행하고, 그 후 1초 이내에 냉각을 개시함으로써, 열연 강판을 제조하는 열간 압연 공정과,
    상기 열연 강판을 650℃ 이하의 온도 영역에서 권취하는 권취 공정과,
    상기 열연 강판을 핫 스탬프용 강판으로서 사용하고, 이 핫 스탬프용 강판을 Ac3점 이상의 온도로 가열한 상태에서 금형에 의해 성형하고, 상기 금형 내에 있어서, 상기 핫 스탬프용 강판을 Mn+Cr이 1.0% 이상일 때에는 냉각 속도의 상한을 10℃/초 이상 100℃/초 이하, Mn+Cr이 1.0% 미만일 때에는 냉각 속도가 100℃/초를 초과하는 냉각 속도로 냉각함으로써, 면적률로, 75% 이상 90％ 미만의 마르텐사이트와, 10 내지 25％의 베이나이트와, 0.5％ 미만의 불가피적 혼입 조직으로 이루어지는 금속 조직, 또는, 면적률로, 99.5％ 내지 100％의 베이니틱 페라이트와, 0.5％ 미만의 불가피적 혼입 조직으로 이루어지는 금속 조직을 갖고, 인장 강도가 980MPa 이하인 핫 스탬프 성형품을 제조하는 핫 스탬프 공정을 구비하는
    것을 특징으로 하는, 핫 스탬프 성형품 제조 방법.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 핫 스탬프 공정 전에, 상기 열연 강판에 도금 처리를 실시하는 도금 공정을 더 구비하고,
    상기 핫 스탬프 공정에 있어서, 상기 도금 처리가 실시된 상기 열연 강판을 상기 핫 스탬프용 강판으로서 사용하는
    것을 특징으로 하는, 핫 스탬프 성형품 제조 방법.
  7. 제5항에 있어서,
    상기 핫 스탬프 공정 전에, 상기 열연 강판에 냉간 압연을 실시함으로써 냉연 강판을 제조하는 냉간 압연 공정을 더 구비하고,
    상기 핫 스탬프 공정에 있어서, 상기 냉연 강판을 상기 핫 스탬프용 강판으로서 사용하는
    것을 특징으로 하는, 핫 스탬프 성형품 제조 방법.
  8. 제5항에 있어서,
    상기 핫 스탬프 공정 전에, 상기 열연 강판에 냉간 압연을 실시함으로써 냉연 강판을 제조하는 냉간 압연 공정과,
    상기 냉연 강판에 도금 처리를 실시하는 도금 처리 공정을 더 구비하고,
    상기 핫 스탬프 공정에 있어서, 상기 도금 처리가 실시된 상기 냉연 강판을 상기 핫 스탬프용 강판으로서 사용하는
    것을 특징으로 하는, 핫 스탬프 성형품 제조 방법.
  9. 제5항에 있어서,
    상기 핫 스탬프 공정 전에, 상기 열연 강판에 냉간 압연을 실시함으로써 냉연 강판을 제조하는 냉간 압연 공정과,
    상기 냉연 강판에, 연속 어닐링을 실시하는 연속 어닐링 공정을 더 구비하고,
    상기 핫 스탬프 공정에 있어서, 상기 연속 어닐링이 실시된 상기 냉연 강판을 상기 핫 스탬프용 강판으로서 사용하는
    것을 특징으로 하는, 핫 스탬프 성형품 제조 방법.
  10. 제5항에 있어서,
    상기 핫 스탬프 공정 전에, 상기 열연 강판에 냉간 압연을 실시함으로써 냉연 강판을 제조하는 냉간 압연 공정과,
    상기 냉연 강판에, 연속 어닐링을 실시하는 연속 어닐링 공정과,
    상기 연속 어닐링이 실시된 상기 냉연 강판에 도금 처리를 실시하는 도금 처리 공정을 더 구비하고,
    상기 핫 스탬프 공정에 있어서, 상기 연속 어닐링 및 상기 도금 처리가 실시된 상기 냉연 강판을 상기 핫 스탬프용 강판으로서 사용하는
    것을 특징으로 하는, 핫 스탬프 성형품 제조 방법.
  11. 제5항에 있어서,
    상기 슬래브가, 또한, 질량 %로, Ti:0.001 내지 0.1%, Nb:0.001 내지 0.05%, V:0.005 내지 0.1% 및 Mo:0.02 내지 0.5%의 1종 이상을 함유하는
    것을 특징으로 하는, 핫 스탬프 성형품 제조 방법.
  12. 제5항 내지 제11항 중 어느 한 항에 기재된 핫 스탬프용 강판을, 접합용 강판에 접합하고, 접합 강판을 제조하는 접합 공정과,
    상기 접합 강판을 Ac3점 이상의 온도로 가열한 상태에서 상기 접합 강판을 금형을 사용하여 성형하고, 상기 금형 내에 있어서, 상기 Mn+Cr이 1.0% 미만일 경우에는 상기 접합 강판을 100℃/초를 초과하는 냉각 속도로 냉각하고, 상기 Mn+Cr이 1.0% 이상일 경우에는 상기 접합 강판을 10℃/초 이상 100℃/초 이하의 냉각 속도로 냉각함으로써, 상기 접합 강판 중, 상기 핫 스탬프용 강판에 대응하는 부위와 상기 접합용 강판에 대응하는 부위 사이의 인장 강도차를 200㎫ 이상으로 하는 핫 스탬프 공정을 구비하는
    것을 특징으로 하는, 에너지 흡수 부재의 제조 방법.
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