KR102197876B1 - 열간 프레스 성형 부재 - Google Patents

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Abstract

본 발명의 일 형태에 따른 열간 프레스 성형 부재는, 소정의 화학 성분을 갖고, 판 두께 1/4부에 있어서의 마이크로 조직이, 단위 체적%로, 템퍼링 마르텐사이트: 20 내지 90%, 베이나이트: 5 내지 75% 및 잔류 오스테나이트: 5 내지 25%를 포함하고, 또한 페라이트가 10% 이하로 제한되고, 판 두께 1/4부에 있어서의 {211}<011> 방위의 극밀도가 3.0 이상이다.

Description

열간 프레스 성형 부재
본 발명은, 열간 프레스 성형 부재에 관한 것이다.
도어 가드, 프론트 사이드 멤버, 크로스 멤버 및 사이드 멤버 등의 자동차용 부재는, 연비 향상을 위해 경량화가 요구되고 있다. 경량화를 행하기 위한 수단으로서, 재료의 박육화가 생각된다. 그러나, 상기 자동차용 부재에는, 고강도일 것도 요구된다. 따라서, 박육화하더라도 충돌 안전성 등이 충분히 확보되도록, 당해 부재의 재료가 되는 강판에 대해서는, 가일층의 고강도화가 진행되고 있다. 구체적으로는, 연성과 인장 강도의 곱인 항장적, 랭크포드값 및 한계 굽힘을 향상시키는 것이 시도되고 있다.
상기에 예시된 자동차용 부재는, 열간 프레스에 의해 제조되는 경우가 많다. 열간 프레스 기술은, 강판을 오스테나이트 영역의 고온까지 가열한 후에 프레스 성형하는 기술이며, 실온에서 행하는 통상의 프레스 가공에 비해 성형 하중이 매우 작다. 또한, 열간 프레스 기술에서는, 프레스 성형과 동시에 금형 내에서 ??칭 처리가 행해지므로, 강판에 고강도를 부여할 수 있다. 따라서, 열간 프레스 기술은, 형상 동결성과 강도 확보를 양립할 수 있는 기술로서 주목받고 있다(예를 들어, 특허문헌 1 참조).
그러나, 강판을 열간 프레스 기술에 의해 가공한 부재(이하, 간단히 「열간 프레스 성형 부재」라고 칭하는 경우가 있다)는, 우수한 강도를 갖기는 하지만, 연성을 충분히 얻지 못하는 경우가 있다. 자동차의 충돌 시에는, 자동차용 부재에 극도의 소성 변형이 발생함으로써, 열간 프레스 성형 부재의 표층부가 굽힘 변형을 심하게 받는 경우가 있다. 열간 프레스 성형 부재의 연성이 부족한 경우, 이 심한 굽힘 변형에 의해 열간 프레스 성형 부재에 깨짐이 발생할 우려가 있다. 즉, 통상의 열간 프레스 성형 부재는, 우수한 충돌 특성을 발휘하지 못할 우려가 있다.
한편, 잔류 오스테나이트의 마르텐사이트 변태를 이용함으로써 우수한 연성을 갖는 TRIP(Transformed Induced Plasiticity) 강도 알려져 있다(특허문헌 2, 3 참조).
일반적으로, TRIP강은, 열처리에 있어서 베이나이트 변태시킴으로써, 그 조직 중에 실온에서도 안정된 잔류 오스테나이트를 포함시킬 수 있다. 단, 고강도화를 촉진하면, 베이나이트 변태가 지연되므로, 잔류 오스테나이트의 생성에는 장시간을 요한다. 이 경우, 생산성이 현저하게 손상된다. 또한, 베이나이트 생성 시의 유지 시간이 불충분한 경우에는, 불안정한 미변태 오스테나이트가 실온에서 경질의 마르텐사이트가 되므로, 부재의 연성 및 굽힘성이 저하되고, 나아가서는 충분한 충돌 특성을 얻지 못할 우려가 있다.
베이나이트 변태를 촉진하는 기술로서, 강을 오스테나이트 단상 영역에서 어닐링하고, 이어서 Ms점과 Mf점 사이의 온도로 냉각하고, 다시 350℃ 이상 400℃ 이하로 재가열, 유지하는 기술이 알려져 있다(예를 들어, 비특허문헌 1 참조). 이 기술에 따르면, 보다 단시간에 안정된 잔류 오스테나이트를 얻는 것이 가능하다.
종래, TRIP강은, 그의 우수한 연성을 살려서, 냉간 성형용 강판으로 되어 왔다. 단, 냉간 성형에 의해 부재를 제조한 경우, 성형 후의 부재의 잔류 연성이, 부재의 충돌 특성에 영향을 미친다. 냉간 성형 시에 강가공을 받은 부위에서는 잔류 연성이 작아져버려, 충돌 시에 깨짐이 발생할 우려가 있다. 그래서, 근년에는, 열간 프레스 성형법에 있어서도, 강판에 잔류 오스테나이트를 포함시킴으로써, 부재의 연성을 확보하는 방법이 제안되어 있다(예를 들어, 특허문헌 4 내지 6 참조).
특허문헌 4에는, 열간 프레스 성형법에 있어서, 강의 (Ms점-150)℃ 내지 40℃까지의 평균 냉각 속도를 5℃/초 이하로 함으로써, 부재에 잔류 오스테나이트를 함유시키는 기술이 개시되어 있다. 단, 냉각 속도의 제어만으로는, 연성을 크게 개선할 수 있는 잔류 오스테나이트양을 확보하는 것이 곤란한 것이 판명되었다.
특허문헌 5에는, 열간 프레스 성형법에 있어서, 강을 (베이나이트 변태 개시 온도 Bs-100℃) 이하 Ms점 이상의 온도 범위까지 냉각한 후에, 이 온도에서 10s 이상 체재시키는 기술이 개시되어 있다. 단, 이 기술에서는, 베이나이트 변태 속도가 느려서, 냉각 후에 잔류 오스테나이트가 경질의 마르텐사이트로 될 가능성이 높다. 경질의 마르텐사이트가 생성되면, 조직간의 경도차가 커져서, 우수한 굽힘성을 발휘하지 못할 우려가 있다.
특허문헌 6에는, 열간 프레스 성형법에 있어서, 강을 750℃ 이상 1000℃ 이하의 온도로 유지한 후, 50℃ 이상 350℃ 이하의 제1 온도 영역까지 냉각하여, 일부 마르텐사이트 변태시킨 후, 350℃ 이상 490℃ 이하의 제2 온도 영역으로 재가열해서 베이나이트 변태시킴으로써, 안정된 잔류 오스테나이트를 얻는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 이 기술에 있어서도, 우수한 굽힘성을 발휘하지 못할 우려가 있다. 열간 프레스 전의 강판의 집합 조직에 관하여 전혀 규정되어 있지 않기 때문이다.
일본특허공개 2002-18531호 공보 일본특허공개 평1-230715호 공보 일본특허공개 평2-217425호 공보 일본특허공개 2013-174004호 공보 일본특허공개 2013-14842호 공보 일본특허공개 2011-184758호 공보
H. Kawata, K. Hayashi, N. Sugiura, N. Yoshinaga and M. Takahashi: Materials Science Forum, 638-642(2010), p3307
본 발명은, 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 연성 및 굽힘성이 우수한 고강도 열간 프레스 성형 부재를 제공하는 것을 목적으로 한다. 구체적으로는, 본 발명은, 항장적이 26000(㎫·%) 이상임과 함께, 압연 방향의 랭크포드값 및 압연 방향에 대해서 수직인 방향(이하, 간단히 「압연 직각 방향」이라고 칭하는 경우가 있다)의 랭크포드값이 모두 0.80 이하이고, 또한 압연 방향의 한계 굽힘 및 압연 직각 방향의 한계 굽힘이 모두 2.0 이하인 고강도 열간 프레스 성형 부재를 제공하는 것을 목적으로 한다. 이하, 랭크포드값을 간단히 「r값」이라고 칭하는 경우가 있다.
본 발명의 요지는 이하와 같다.
(1) 본 발명의 일 형태에 따른 열간 프레스 성형 부재는, 단위 질량%로, C: 0.100 내지 0.600%, Si: 1.00 내지 3.00%, Mn: 1.00 내지 5.00%, P: 0.040% 이하, S: 0.0500% 이하, Al: 0.001 내지 2.000%, N: 0.0100% 이하, O: 0.0100% 이하, Mo: 0 내지 1.00%, Cr: 0 내지 2.00%, Ni: 0 내지 2.00%, Cu: 0 내지 2.00%, Nb: 0 내지 0.300%, Ti: 0 내지 0.300%, V: 0 내지 0.300%, B: 0 내지 0.1000%, Ca: 0 내지 0.0100%, Mg: 0 내지 0.0100% 및 REM: 0 내지 0.0100%를 함유하고, 잔부가 철 및 불순물을 포함하고, 판 두께 1/4부에 있어서의 마이크로 조직이, 단위 체적%로, 템퍼링 마르텐사이트: 20 내지 90%, 베이나이트: 5 내지 75% 및 잔류 오스테나이트: 5 내지 25%를 포함하고, 또한 페라이트가 10% 이하로 제한되고, 상기 판 두께 1/4부에 있어서의 {211}<011> 방위의 극밀도가 3.0 이상이다.
(2) 상기 (1)에 기재된 열간 프레스 성형 부재는, 단위 질량%로, Mo: 0.01 내지 1.00%, Cr: 0.05 내지 2.00%, Ni: 0.05 내지 2.00% 및 Cu: 0.05 내지 2.00%로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 함유해도 된다.
(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 열간 프레스 성형 부재는, 단위 질량%로, Nb: 0.005 내지 0.300%, Ti: 0.005 내지 0.300% 및 V: 0.005 내지 0.300%로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 함유해도 된다.
(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 열간 프레스 성형 부재는, 단위 질량%로, B: 0.0001 내지 0.1000%를 함유해도 된다.
(5) 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 열간 프레스 성형 부재는, 단위 질량%로, Ca: 0.0005 내지 0.0100%, Mg: 0.0005 내지 0.0100% 및 REM: 0.0005 내지 0.0100%로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 함유해도 된다.
본 발명의 상기 형태에 따른 고강도 열간 프레스 성형 부재에서는, 강의 성분과 조직을 조정함에 있어서, 특히 강의 조직을 복합 조직으로 하고, 또한 복합 조직을 구성하는 각 조직의 비율에 대해서 개량을 행하고 있다. 또한, 본 발명의 상기 형태에 따른 고강도 열간 프레스 성형 부재에서는, 강의 극밀도에 대해서도 바람직하게 제어되고 있다. 이에 의해, 본 발명의 상기 형태에 따른 고강도 열간 프레스 성형 부재에 의하면, 상기 복합 조직 중 마르텐사이트에 의해 우수한 강도가 얻어질뿐만 아니라, 오스테나이트에 의한 우수한 연성과 베이나이트에 의한 우수한 굽힘성에 대해서도, 아울러 확보할 수 있다. 그 결과, 본 발명의 상기 형태에 따른 고강도 열간 프레스 성형 부재에서는, 압연 방향의 r값 및 압연 직각 방향의 r값을 모두 0.80 이하로 하고, 또한 압연 방향의 한계 굽힘 및 압연 직각 방향의 한계 굽힘을 모두 2.0 이하로 할 수 있다.
도 1은 ODF(φ2=45° 단면) 상의 주된 결정 방위의 위치를 도시하는 도면이다.
이하, 본 발명에 관한 고강도 열간 프레스 성형 부재의 실시 형태를 상세하게 설명한다. 또한, 이하에 기재하는 실시 형태는, 본 발명을 한정하는 것이 아니다. 또한, 당해 실시 형태의 구성 요소에는, 당업자가 치환 가능하고 또한 용이한 것, 혹은 실질적으로 동일한 것이 포함된다. 또한, 하기 실시 형태에 포함되는 각종 형태는, 당업자가 자명한 범위 내에서 임의로 조합할 수 있다.
본 실시 형태에 따른 부재에 있어서, 「부재의 판 두께 1/4부」란, 부재의 압연면으로부터 부재의 판 두께의 약 1/8의 깊이의 면과 약 3/8의 깊이의 면 사이의 영역을 의미한다. 부재의 압연면이란, 부재의 재료인 열간 프레스용 소판(냉연 강판 또는 어닐링 강판)의 압연면이다. 「열간 프레스용 소판의 판 두께 1/4부」란, 열간 프레스용 소판의 압연면으로부터 열간 프레스용 소판의 판 두께의 약 1/8의 깊이의 면과 약 3/8의 깊이의 면 사이의 영역을 의미한다. 또한, 본 실시 형태에 따른 부재의 두께는 균일하지 않고, 가공을 받은 영역에서는 판 두께가 증감하고 있다. 부재의, 가공을 받은 영역의 판 두께 1/4부는, 가공을 받기 전의 열간 프레스용 소판의 판 두께 1/4부에 대응하는 영역이며, 단면 형상에 기초하여 특정가능하다.
본 발명자들은, 상기 목적을 달성하기 위해 예의 검토를 거듭한 결과, 열간 프레스 성형 부재의 연성 및 굽힘성을 개선하기 위해서는, 소정 성분의 강의 조직을, 템퍼링 마르텐사이트와, 잔류 오스테나이트와, 베이나이트를 포함하는 복합 조직으로 하고, 또한, 이들 각 조직의 비율을 적절히 설정하는 것이 중요하다는 지견을 얻었다. 보다 구체적으로는, 본 발명자들은, 열간 프레스 성형에 있어서, 소정 성분의 강판을 고온에서 성형하고, 일시 냉각 후에 재가열해서 유지하는 프로세스를 거침으로써, 상기 복합 조직 중 마르텐사이트에 의해 우수한 강도가 얻어질뿐만 아니라, 오스테나이트에 의한 우수한 연성과 베이나이트에 의한 우수한 굽힘성에 대해서도, 아울러 확보되고, 그 결과, 압연 방향의 랭크포드값(r값) 및 압연 직각 방향의 r값을 모두 0.80 이하로 하고, 또한 압연 방향의 한계 굽힘 및 압연 직각 방향의 한계 굽힘을 모두 2.0 이하로 할 수 있다는 지견을 얻었다.
랭크포드값(r값)이란, JISZ2254에 규정된, 판상 인장 시험편에 단축 인장 응력을 가함으로써 발생한, 시험편의 폭 방향 진변형 εb와 두께 방향 진변형 εa의 비 εb/εa이다. 압연 방향의 r값이란, 압연 방향에 평행한 방향으로 단축 인장 응력을 가함으로써 구해지는 r값이고, 압연 직각 방향의 r값이란, 압연 방향에 수직인 방향으로 단축 인장 응력을 가함으로써 구해지는 r값이다.
<고강도 열간 프레스 성형 부재>
이하, 본 실시 형태에 따른 고강도 열간 프레스 성형 부재의 실시 형태를 상세하게 설명한다.
[성분]
먼저, 본 실시 형태에 따른 고강도 열간 프레스 성형 부재(이하, 부재라 칭하는 경우가 있다)의, 성분의 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 본 명세서에 있어서, 화학 성분의 단위「%」는 「질량%」를 의미한다.
(C: 0.100 내지 0.600%)
탄소(C)는 부재의 강도를 상승시키고, 또한 소정량 이상의 잔류 오스테나이트를 확보하기 위해서 필수적인 원소이다. C 함유량이 0.100% 미만이면, 부재의 인장 강도 및 연성을 확보하는 것이 어려워진다. 한편, C 함유량이 0.600%를 초과하면, 부재의 스폿 용접성의 확보가 곤란해지고, 또한 부재의 연성이 저하될 우려도 있다. 이상의 이유에 의해, C 함유량은 0.100 내지 0.600%로 한다. 또한, C 함유량의 하한값은, 바람직하게는 0.150%, 0.180% 또는 0.200%이다. C 함유량의 상한값은, 바람직하게는 0.500%, 0.480% 또는 0.450%이다.
(Si: 1.00 내지 3.00%)
규소(Si)는 강화 원소이며, 부재의 강도를 상승시키는 것에 유효하다. 또한, Si는 마르텐사이트 중에 있어서의 시멘타이트의 석출 및 조대화를 억제하고, 이에 의해 부재의 고강도화 및 굽힘성의 향상에 기여한다. 또한, Si는 오스테나이트 중의 C 농도를 높여서, 소정량 이상의 잔류 오스테나이트의 확보에 기여하고, 나아가서는, 부재를 일시 냉각한 후의 재가열 유지 시의 시멘타이트의 석출의 억제에 기여하는 원소이다.
Si 함유량이 1.00% 미만에서는, 상술한 효과(강의 고강도화 및 시멘타이트 석출의 억제 등)를 충분히 얻을 수 없다. 한편, Si 함유량이 3.00%를 초과하면, 부재의 가공성이 저하된다. 이상의 이유에 의해, Si 함유량은 1.00 내지 3.00%로 한다. 또한, Si 함유량의 하한값은, 바람직하게는 1.10%, 1.20% 또는 1.30%이다. Si 함유량의 상한값은, 바람직하게는 2.50%, 2.40% 또는 2.30%이다.
(Mn: 1.00 내지 5.00%)
망간(Mn)은 강화 원소이며, 부재의 강도를 상승시키는 것에 유효하다. Mn 함유량이 1.00% 미만에서는, 부재의 냉각 시에, 페라이트, 펄라이트 및 시멘타이트가 생성되어버려, 부재의 강도를 높이는 것이 곤란해진다. 한편, Mn 함유량이 5.00%를 초과하면, Mn과 P 및 S의 공편석이 발생하기 쉬워져서, 부재의 가공성이 현저하게 저하된다. 이상의 이유에 의해, Mn 함유량은 1.00 내지 5.00%로 한다. 또한, Mn 함유량의 하한값은, 바람직하게는 1.80%, 2.00% 또는 2.20%이다. Mn 함유량의 상한값은, 바람직하게는 4.50%, 4.00% 또는 3.50%이다.
(P: 0.040% 이하)
인(P)은 부재를 구성하는 강판의 판 두께 중앙부(압연면으로부터 부재의 판 두께의 약 3/8의 깊이의 면과 약 5/8의 깊이의 면 사이의 영역)에 편석하는 경향이 있고, 부재를 용접할 때 형성되는 용접부를 취화시키는 원소이다. P 함유량이 0.040%를 초과하면 용접부의 취화가 현저해지므로, P 함유량은 0.040% 이하로 한다. 또한, P 함유량의 바람직한 상한값은, 0.010%, 0.009% 또는 0.008%이다. 또한, P 함유량의 하한값을 특별히 정할 필요는 없으므로, P 함유량의 하한값을 0%로 해도 된다. 그러나, P 함유량을 0.0001% 미만으로 하는 것은 경제적으로 불리하므로, P 함유량의 하한값은 0.0001%로 해도 된다.
(S: 0.0500% 이하)
황(S)은 부재의 용접성과, 부재를 구성하는 강판의 주조 시 및 열연 시의 제조성에 악영향을 미치는 원소이다. 또한, S는 조대한 MnS를 형성하여, 부재의 굽힘성 및 구멍 확장성 등을 저해하는 원소이다. S 함유량이 0.0500%를 초과하면, 상기 악영향 및 저해가 현저해지므로, S 함유량은 0.0500% 이하로 한다. 또한, S 함유량의 바람직한 상한값은, 0.0100%, 0.0080% 또는 0.0050%이다. 또한, S의 하한값을 특별히 정할 필요는 없으므로, S 함유량의 하한값을 0%로 해도 된다. 그러나, S 함유량을 0.0001% 미만으로 하는 것은 경제적으로 불리하므로, S 함유량의 하한값은, 0.0001%로 해도 된다.
(Al: 0.001 내지 2.000%)
알루미늄(Al)은 Si와 마찬가지로, 시멘타이트의 석출 및 조대화 등의 억제에 유효한 원소이다. 또한, Al은 탈산제로서도 활용 가능한 원소이다. Al 함유량이 0.001% 미만에서는, 상술한 효과가 발현되지 못한다. 한편, Al 함유량이 2.000%를 초과하면, Al계의 조대 개재물의 개수가 증대하여, 강판의 굽힘성 열화의 원인 및 강판의 표면에 흠집이 발생하는 원인이 된다. 이상의 이유에 의해, Al 함유량은 0.001 내지 2.000%로 한다. 또한, Al 함유량의 하한값은, 바람직하게는 0.010%, 0.020% 또는 0.030%이다. Al 함유량의 상한값은, 바람직하게는 1.500%, 1.200%, 1.000%, 0.250%, 또는 0.050%이다.
(N: 0.0100% 이하)
질소(N)는 조대한 질화물을 형성하여, 부재의 굽힘성 및 구멍 확장성을 저하시키는 원소이다. 또한 N은, 부재 용접 시의 블로우홀 발생의 원인이 되는 원소이다. N 함유량이 0.0100%를 초과하면, 부재의 굽힘성 및 구멍 확장성의 저하가 현저해질뿐만 아니라, 부재의 용접 시에 다수의 블로우홀이 발생하므로, N의 함유량은 0.0100% 이하로 한다. 또한, N 함유량의 바람직한 상한값은 0.0070%, 0.0050% 또는 0.0030%이다. 또한, N 함유량의 하한값은, 특별히 정할 필요가 없으므로, 0%로 해도 된다. 그러나, N 함유량을 0.0005% 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래하므로, N 함유량의 하한값을 0.0005%로 해도 된다.
(O: 0.0100% 이하)
산소(O)는 산화물을 형성하여, 부재의 파단 신도, 굽힘성 및 구멍 확장성 등을 저하시키는 원소이다. 특히, 산화물이 부재의 펀칭 단부면 또는 절단면에 개재물로서 존재하면, 산화물이 절결상의 흠집 및 조대한 딤플 등을 형성하여, 구멍 확장 시 및 강가공 시 등에 응력 집중을 초래해서 균열을 발생시켜서, 구멍 확장성 및/또는 굽힘성을 대폭으로 저하시킨다.
O 함유량이 0.0100%를 초과하면, 파단 신도, 굽힘성 및 구멍 확장성 등의 저하가 현저해지므로, O 함유량은 0.0100% 이하로 한다. 또한, O 함유량의 바람직한 상한값은 0.0050%, 0.0040% 또는 0.0030%이다. 또한, O 함유량의 하한값은 특별히 정할 필요는 없으므로, 0%로 해도 된다. 그러나, O 함유량을 0.0001% 미만으로 하는 것은, 과도한 고비용을 초래하여, 경제적으로 바람직하지 않으므로, O 함유량의 하한값을 0.0001%로 해도 된다.
또한, 본 실시 형태에 따른 고강도 열간 프레스 성형 부재는, 상기 성분에 더하여, Mo: 0.01 내지 1.00%, Cr: 0.05 내지 2.00%, Ni: 0.05 내지 2.00% 및 Cu: 0.05 내지 2.00%로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 함유해도 된다. 단, 이들 원소는 필수 성분이 아니다. 이들 원소가 함유되지 않는 경우라도 본 실시 형태에 따른 부재는 과제를 해결할 수 있으므로, 이들 원소의 함유량의 하한값은 0%이다.
(Mo: 0 내지 1.00%)
몰리브덴(Mo)은 강화 원소이며, 부재를 구성하는 강판의 ??칭성 향상에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서, Mo 함유량의 하한값을 0.01%로 해도 된다. 한편, Mo 함유량이 1.00%를 초과하면, 강판의 제조 시 및 열연 시의 제조성이 저해되는 경우가 있다. 이상의 이유에 의해, Mo 함유량은 0.01% 이상 1.00% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Mo 함유량의 더욱 바람직한 하한값은 0.05%, 0.10% 또는 0.15%이다. Mo 함유량의 더욱 바람직한 상한값은 0.60%, 0.50% 또는 0.40%이다.
(Cr: 0 내지 2.00%)
크롬(Cr)은 강화 원소이며, 부재를 구성하는 강판의 ??칭성 향상에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서, Cr 함유량의 하한값을 0.05%로 해도 된다. 한편, Cr 함유량이 2.00%를 초과하면, 강판의 제조 시 및 열연 시의 제조성이 저해 되는 경우가 있다. 이상의 이유에 의해, Cr 함유량은 0.05% 이상 2.00% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Cr 함유량의 더욱 바람직한 하한값은 0.10%, 0.15% 또는 0.20%이다. Cr 함유량의 더욱 바람직한 상한값은 1.80%, 1.60% 또는 1.40%이다.
(Ni: 0 내지 2.00%)
니켈(Ni)은 강화 원소이며, 부재를 구성하는 강판의 ??칭성 향상에 기여하는 원소이다. 또한, Ni는 강판의 습윤성의 향상 및 합금화 반응의 촉진에 기여하는 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서, Ni 함유량의 하한값을 0.05%로 해도 된다. 한편, Ni 함유량이 2.00%를 초과하면, 강판의 제조 시 및 열연 시의 제조성이 저해 되는 경우가 있다. 이상의 이유에 의해, Ni 함유량은 0.05% 이상 2.00% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Ni 함유량의 더욱 바람직한 하한값은 0.10%, 0.15% 또는 0.20%이다. Ni 함유량의 더욱 바람직한 상한값은 1.80%, 1.60% 또는 1.40%이다.
(Cu: 0 내지 2.00%)
구리(Cu)는 강화 원소이며, 부재를 구성하는 강판의 ??칭성 향상에 기여하는 원소이다. 또한, Cu는 강판의 습윤성의 향상 및 합금화 반응의 촉진에 기여하는 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서, Cu 함유량의 하한값을 0.05%로 해도 된다. 한편, Cu 함유량이 2.00%를 초과하면, 강판의 제조 시 및 열연 시의 제조성이 저해 되는 경우가 있다. 이상의 이유에 의해, Cu 함유량은 0.05% 이상 2.00%로 하는 것이 바람직하다. 또한, Cu 함유량의 더욱 바람직한 하한값은, 0.10%, 0.15% 또는 0.20%이다. Cu 함유량의 더욱 바람직한 상한값은 1.80%, 1.60% 또는 1.40%이다.
또한, 본 실시 형태에 따른 고강도 열간 프레스 성형 부재는, 상기 성분에 더하여, Nb: 0.005 내지 0.300%, Ti: 0.005 내지 0.300% 및 V: 0.005 내지 0.300% 중 적어도 1종을 함유해도 된다. 단, 이들 원소는 필수 성분이 아니다. 이들 원소가 함유되지 않는 경우에도 본 실시 형태에 따른 부재는 과제를 해결할 수 있으므로, 이들 원소의 함유량의 하한값은 0%이다.
(Nb: 0 내지 0.300%)
니오븀(Nb)은 강화 원소이며, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화 및 재결정의 억제에 의한 전위 강화에 의해, 부재의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서, Nb 함유량의 하한값을 0.005%로 해도 된다. 한편, Nb 함유량이 0.300%를 초과하면, 탄질화물이 과잉으로 석출되어 부재의 성형성이 저하되는 경우가 있다. 이상의 이유에 의해, Nb의 함유량은 0.005% 이상 0.300% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Nb 함유량의 더욱 바람직한 하한값은, 0.008%, 0.010% 또는 0.012%이다. Nb 함유량의 더욱 바람직한 상한값은 0.100%, 0.080% 또는 0.060%이다.
(Ti: 0 내지 0.300%)
티타늄(Ti)은 강화 원소이며, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화 및 재결정의 억제에 의한 전위 강화에 의해, 부재의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서, Ti 함유량의 하한값을 0.005%로 해도 된다. 한편, Ti 함유량이 0.300%를 초과하면, 탄질화물이 과잉으로 석출되어 부재의 성형성을 저하시키는 경우가 있다. 이상의 이유에 의해, Ti 함유량은 0.005% 이상 0.300% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Ti 함유량의 더욱 바람직한 하한값은, 0.010%, 0.015% 또는 0.020%이다. Ti 함유량의 더욱 바람직한 상한값은 0.200%, 0.150% 또는 0.100%이다.
(V: 0 내지 0.300%)
바나듐(V)은 강화 원소이며, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화 및 재결정의 억제에 의한 전위 강화에 의해, 부재의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서, V 함유량의 하한값을 0.005%로 해도 된다. 한편, V 함유량이 0.300%를 초과하면, 탄질화물이 과잉으로 석출되어 부재의 성형성을 저하시키는 경우가 있다. 이상의 이유에 의해, V 함유량은 0.005% 이상 0.300% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, V 함유량의 더욱 바람직한 하한값은 0.010%, 0.015% 또는 0.020%이다. V 함유량의 더욱 바람직한 상한값은 0.200%, 0.150% 또는 0.100%이다.
또한, 본 실시 형태에 따른 고강도 열간 프레스 성형 부재는, 상기 성분에 더하여, B: 0.0001 내지 0.1000%를 함유해도 된다. 단, B는 필수 성분이 아니다. B가 함유되지 않는 경우에도 본 실시 형태에 따른 부재는 과제를 해결할 수 있으므로, B 함유량의 하한값은 0%이다.
(B: 0 내지 0.1000%)
붕소(B)은 입계의 강도의 개선 및 강의 고강도화 등에 유효한 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서, B 함유량의 하한값을 0.0001%로 해도 된다. 한편, B 함유량이 0.1000%를 초과하면, 상술한 효과가 포화될 뿐만 아니라, 강판의 열연 시의 제조성이 저해되는 경우가 있다. 이상의 이유에 의해, B 함유량은 0.0001% 이상 0.1000% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, B 함유량의 더욱 바람직한 하한값은 0.0003%, 0.0005% 또는 0.0007%이다. B 함유량의 더욱 바람직한 상한값은 0.0100%, 0.0080% 또는 0.0060%이다.
이에 더하여, 본 실시 형태에 따른 고강도 열간 프레스 성형 부재는, 상기 성분에 더하여, Ca: 0.0005 내지 0.0100%, Mg: 0.0005 내지 0.0100% 및 REM: 0.0005 내지 0.0100% 중 적어도 1종을 함유해도 된다. 단, 이들 원소는 필수 성분이 아니다. 이들 원소가 함유되지 않는 경우에도 본 실시 형태에 따른 부재는 과제를 해결할 수 있으므로, 이들 원소의 함유량의 하한값은 0%이다.
(Ca: 0 내지 0.0100%)
(Mg: 0 내지 0.0100%)
(REM: 0 내지 0.0100%)
Ca, Mg 및 REM(Rare Earth Metal(희토류 금속))은, 강판의 탈산에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서, 0.0005% 이상의 Ca, 0.0005% 이상의 Mg 및 0.0005% 이상의 REM으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상이 부재에 함유되어도 된다. 한편, Ca, Mg 및 REM 각각의 함유량이 0.0100%를 초과하면, 부재의 가공성이 저해된다. 이상의 이유에 의해, Ca, Mg 및 REM의 함유량은, 각각, 0.0005% 이상 0.0100% 이하인 것이 바람직하다. 또한, Ca 함유량, Mg 함유량 및 REM 함유량 각각의 더욱 바람직한 하한값은, 0.0010%, 0.0020% 또는 0.0030%이다. Ca 함유량, Mg 함유량 및 REM 함유량 각각의 더욱 바람직한 상한값은, 0.0090%, 0.0080% 또는 0.0070%이다. 또한, Ca, Mg 및 REM으로 이루어지는 군에서 선택되는 2종류 이상이 부재에 함유되는 경우에는, Ca, Mg 및 REM의 합계 함유량이 0.0010% 이상 0.0250% 이하인 것이 바람직하다.
또한, 「REM」이란 용어는, Sc, Y 및 란타노이드를 포함하는 합계 17원소를 가리키며, 상기 「REM의 함유량」이란, 이들 17 원소의 합계 함유량을 의미한다. REM은 미슈 메탈(복수의 희토류 원소가 포함된 합금)의 형태로 첨가할 수 있다. 미슈 메탈은 La나 Ce 외에, 란타노이드 계열의 원소를 함유하는 경우가 있다. 본 실시 형태에 따른 고강도 열간 프레스 성형 부재는, 불순물로서, La 및 Ce 이외의 란타노이드 계열의 원소를 함유해도 된다. 또한, 본 실시 형태에 따른 고강도 열간 프레스 성형 부재는, 당해 부재의 각종 특성(특히, 연성 및 굽힘성)을 저해하지 않는 범위에서, La나 Ce를 함유할 수 있다.
(잔부: 철 및 불순물)
본 실시 형태에 따른 부재의 화학 성분의 잔부는, 철 및 불순물을 포함한다. 불순물이란, 부재의 원재료에 포함되는 성분, 혹은 부재의 제조 과정에서 혼입되는 성분이며, 부재의 여러 특성에 영향을 미치지 않는 성분을 말한다. 구체적으로는, P, S, O, Sb, Sn, W, Co, As, Pb, Bi 및 H 등을 불순물로서 들 수 있다. 이들 중, P, S 및 O는 상술한 바와 같이 제어할 필요가 있다. 또한, 통상의 제조 방법에 의하면, Sb, Sn, W, Co 및 As는 0.1% 이하, Pb 및 Bi는 0.010% 이하, H는 0.0005% 이하의 범위 내에서 불순물로서 강재에 혼입될 수 있지만, 이 범위 내이면, 특히 이들 원소의 함유량을 제어할 필요는 없다.
또한, 본 실시 형태의 고강도 냉연 강판의 성분인, Si, Al, Cr, Mo, V, Ca도, 의도치 않게 불순물로서 혼입될 수 있다. 그러나, 이들 성분은, 상술한 범위 내이면, 본 실시 형태에 따른 고강도 열간 프레스 성형 부재의 여러 특성에 악영향을 주는 것은 아니다. 또한, N은 일반적으로, 강판에 있어서 불순물로서 취급되는 경우가 있지만, 본 실시 형태에 따른 부재에서는, 상술한 범위로 제어하는 것이 바람직하다.
[마이크로 조직]
이어서, 본 실시 형태에 따른 고강도 열간 프레스 성형 부재의, 마이크로 조직의 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 본 명세서에 있어서, 각 조직의 비율 단위「%」는 「체적분율(체적%)」을 의미한다. 또한, 본 실시 형태에 따른 부재의 마이크로 조직은, 부재의 1/4부에 있어서 규정된다. 압연면과 중심면 사이에 위치하는 1/4부는, 부재의 전형적인 구성을 갖기 때문이다. 본 명세서에 있어서, 특별한 언급이 없는 한, 마이크로 조직에 관한 기재는 1/4부에 있어서의 마이크로 조직에 관한 것이다. 또한, 본 실시 형태에 따른 부재는, 가공을 받고 있는 개소와 받고 있지 않은 개소를 갖지만, 양자의 마이크로 조직은 대략 동일하다.
(템퍼링 마르텐사이트: 20 내지 90%)
템퍼링 마르텐사이트는, 강을 강화하는 조직이며, 본 실시 형태에 따른 부재의 강도를 확보하기 위해서 포함시키는 조직이다. 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율이 20% 미만에서는, 부재의 강도가 부족하다. 한편, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율이 90%를 초과하면, 부재의 연성 및 굽힘성의 확보를 위해서 필요한 베이나이트 및 오스테나이트가 부족하다. 이상의 이유에 의해, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율은, 20% 이상 90% 이하로 한다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율의 바람직한 하한값은 25%, 30% 또는 35%이다. 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율의 바람직한 상한값은 85%, 80% 또는 75%이다.
(베이나이트: 5 내지 75%)
베이나이트는 부재의 굽힘성을 향상시키기 위해서 중요한 조직이다. 통상, 부재가 경질의 마르텐사이트와 연성이 우수한 잔류 오스테나이트를 포함하는 조직을 갖는 경우, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 경도차에 기인하여, 부재의 변형 시에 마르텐사이트에 대한 응력 집중이 발생한다. 이 응력 집중에 의해, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 계면에 보이드가 형성되고, 그 결과, 부재의 굽힘성이 저하될 우려가 있다. 그러나, 부재가 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트에 더하여 베이나이트를 포함하는 조직을 갖는 경우에는, 베이나이트가 조직간 경도 차를 작게 하고, 이에 의해, 마르텐사이트에 대한 응력 집중이 완화되어, 부재의 굽힘성이 향상된다.
베이나이트의 체적분율이 5% 미만에서는, 마르텐사이트에 대한 응력 집중이 충분히 완화되지 않아, 우수한 굽힘성의 확보를 실현할 수 없다. 한편, 베이나이트의 체적분율이 75%를 초과하면, 부재의 강도 및 연성의 확보에 필요한 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 부족하다. 이상의 이유에 의해, 베이나이트의 체적분율은, 5% 이상 75% 이하로 한다. 또한, 베이나이트의 체적분율의 바람직한 하한값은 10%, 15% 또는 20%이다. 베이나이트의 체적분율의 바람직한 상한값은 70%, 65% 또는 60%이다.
(잔류 오스테나이트: 5 내지 25%)
잔류 오스테나이트는 부재의 연성을 확보하기 위해서 중요한 조직이다. 잔류 오스테나이트는 강판의 프레스 성형 시에 마르텐사이트로 변태함으로써, 우수한 가공 경화 및 높은 균일 신도를 강판에 가져온다. 잔류 오스테나이트의 체적분율이 5% 미만에서는 균일 신도를 충분히 얻을 수 없어, 우수한 성형성의 확보가 어렵다. 한편, 잔류 오스테나이트의 체적분율이 25%를 초과하면, 강판의 강도 및 구멍 확장성의 확보에 필요한 마르텐사이트와 베이나이트가 부족하다. 이상의 이유에 의해, 잔류 오스테나이트의 체적분율은 5% 이상 25% 이하로 한다. 또한, 잔류 오스테나이트의 체적분율의 바람직한 하한값은 7%, 10% 또는 12%이다. 잔류 오스테나이트의 체적분율의 바람직한 상한값은 22%, 20% 또는 18%이다.
(페라이트: 0 내지 10%)
페라이트는 연질의 조직이기 때문에, 그 체적분율은 가능한 한 적은 것이 바람직하다. 따라서, 페라이트의 체적분율의 하한값은 0%이다. 페라이트의 체적분율이 10%를 초과하면, 강판의 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, 페라이트의 체적분율은 10% 이하로 제한된다. 또한, 페라이트의 체적분율의 바람직한 상한값은 8%, 5% 또는 3%이다.
또한, 템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 페라이트에 관한, 동정, 존재 위치의 확인 및 체적분율의 측정은, 나이탈 시약 및 레페라액, 및 피크르산, 에탄올, 티오황산나트륨, 시트르산 및 질산의 혼합 용액을 포함하는 에칭액(전 처리액) 및 질산과 에탄올과의 혼합 용액을 포함하는 에칭액(후 처리액)을 사용하여, 강판의 압연 방향에 평행하고 또한 압연면에 수직인 단면 또는 강판의 압연 방향 및 압연면에 수직인 단면을 부식시키고, 부식 후의 단면을 1000배의 광학 현미경 및 1000 내지 100000배의 주사형 전자 현미경 및 투과형 전자 현미경을 사용해서 관찰함으로써 행할 수 있다.
템퍼링 마르텐사이트의 동정에 대해서는, 주사형 전자 현미경 및 투과형 전자 현미경에 의해 단면의 관찰을 행하여, 탄화물의 내부에 Fe를 많이 함유하는 탄화물(Fe계 탄화물)을 포함하는 마르텐사이트를 템퍼링 마르텐사이트라 간주하고, 당해 탄화물을 포함하지 않는 마르텐사이트를 템퍼링되어 있지 않은 통상의 마르텐사이트(프레시 마르텐사이트)라 간주했다. Fe를 많이 함유하는 탄화물로서는, 여러가지 결정 구조의 탄화물이 있지만, 어떤 결정 구조의 Fe계 탄화물을 포함하는 마르텐사이트라 하더라도, 본 실시 형태에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트에 해당하는 것으로 한다. 또한, 본 실시 형태에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트에는, 열처리 조건에 기인하여, 복수종의 Fe계 탄화물이 혼재하는 것도 포함된다.
또한, 템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 페라이트의 동정에 대해서는, 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope)에 부속의 EBSD: Electron Back-Scatter Diffraction을 사용한 결정 방위 해석법(FE-SEM-EBSD법)에 의한 결정 방위의 해석이나, 마이크로비커스 경도 측정 등의 미소 영역의 경도 측정에 의해서도 가능하다.
예를 들어, 금속 조직 중 잔류 오스테나이트의 체적분율(%)의 확인 시에 있어서는, 부재의 압연면에 평행한, 판 두께의 약 1/4의 깊이 위치의 면(부재의 압연면에서 부재의 두께 약 1/4의 깊이의 면)을 관찰면으로서 X선 해석을 행해도 된다. 이것에 의해 얻어지는 잔류 오스테나이트의 면적분율을, 잔류 오스테나이트의 체적분율로 한다.
이에 반해, 금속 조직 중 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 페라이트의 체적분율(%)의 확인 시에 있어서는, 먼저 강판의 압연 방향에 평행하고 또한 압연면에 수직인 단면(관찰면)을, 연마하고, 나이탈액으로 에칭한다. 이어서, 에칭된 단면에 있어서의 판 두께 1/4부를, FE-SEM으로 관찰함으로써, 각 조직의 면적분율을 측정한다. 이 경우에 얻어지는 면적분율은, 체적분율과 실질적으로 동등한 값이 되므로, 이 면적분율을 체적분율로 간주한다.
또한, FE-SEM에서의 관찰에 있어서는, 예를 들어 한 변이 30㎛인 정사각형의 관찰면에 있어서의 각 조직을, 다음과 같이 구별, 인식할 수 있다. 즉, 템퍼링 마르텐사이트는, 라스상(특정한 우선 성장 방향을 갖는 판상)의 결정립의 집합이며, 결정립의 내부에 상술된 긴 직경 20㎚ 이상의 철계 탄화물을 포함하고, 당해 탄화물이 복수의 밸리언트(즉, 상이한 방향)로 신장한 복수의 철계 탄화물군에 속하는 조직으로 인식할 수 있다. 베이나이트는 라스상의 결정립의 집합이며, 결정립의 내부에 긴 직경 20㎚ 이상의 철계 탄화물을 포함하지 않는 것, 혹은 결정립의 내부에 긴 직경 20㎚ 이상의 철계 탄화물을 포함하지만, 그 탄화물이 단일의 밸리언트(동일한 방향)로 신장한 철계 탄화물군에 속하는 조직으로 인식할 수 있다. 여기서, 동일 방향으로 신장한 철계 탄화물군이란, 철계 탄화물군의 신장 방향의 차이가 5° 이내인 것을 의미한다. 페라이트는, 괴상의 결정립이며, 결정립의 내부에, 긴 직경 100㎚ 이상의 철계 탄화물을 포함하지 않는 조직으로 인식할 수 있다.
또한, FE-SEM을 사용해서 라스상 결정립의 내부의 철계 탄화물을 관찰하고, 그 신장 방향을 조사함으로써, 템퍼링 마르텐사이트와 베이나이트를 용이하게 구별할 수 있다.
[판 두께 1/4부에서의 {211}<011> 방위의 극밀도]
이어서, 본 실시 형태에 따른 고강도 열간 프레스 성형 부재의, 극밀도의 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한 본 실시 형태에 따른 부재의 극밀도는, 부재의 전형적인 구성을 갖는, 부재의 1/4부에 있어서 규정된다. 본 명세서에 있어서, 특별한 언급이 없는 한, 극밀도에 관한 기재는 1/4부에 있어서의 극밀도에 관한 것이다. 또한, 본 실시 형태에 따른 부재는, 가공을 받고 있는 개소와 받고 있지 않은 개소를 갖지만, 양자에 있어서의 극밀도는 대략 동일하다.
열간 프레스 부재의 판 두께 1/4부에서의 {211}<011> 방위의 극밀도가 3.0 미만인 경우, 압연 방향의 r값 및 압연 직각 방향의 r값을 모두 0.80 이하로 할 수 없으므로, 굽힘성이 열화된다. 따라서, 판 두께 1/4부에서의 {211}<011> 방위의 극밀도는 3.0 이상으로 한다. 판 두께 1/4부에서의 {211}<011> 방위의 극밀도의 하한값은, 바람직하게는 4.0 또는 5.0이다. 판 두께 1/4부에서의 {211}<011> 방위의 극밀도의 상한값은 특별히 규정되지 않는다. 그러나, 판 두께 1/4부에서의 {211}<011> 방위의 극밀도가 15.0을 초과하는 경우, 부재의 가공성이 저하되는 경우가 있으므로, 판 두께 1/4부에서의 {211}<011> 방위의 극밀도를 15.0 이하 또는 12.0 이하로 해도 된다.
극밀도란, 특정한 방위에 대한 집적을 갖지 않는 표준 시료에 대한, 시험편의 특정 방위에 대한 집적도의 비이다. 본 실시 형태에 따른 부재의 판 두께 1/4부에서의 {211}<011> 방위의 극밀도는, EBSD(전자 후방 산란 패턴: Electron Back Scattering Diffraction pattern)법으로 측정된다.
EBSD를 사용한 극밀도의 측정은 이하와 같이 행한다. 부재의 압연 방향에 평행하고 또한 압연면에 수직인 단면을 관찰면으로 한다. 관찰면에 있어서의, 부재의 표면으로부터 판 두께 t의 1/4 깊이의 선을 중심으로 하는, 압연 방향으로 1000㎛ 또한 압연면 법선 방향으로 100㎛의 직사각형 영역에 대하여, 1㎛의 측정 간격으로 EBSD 해석을 실시하고, 이 직사각형 영역의 결정 방위 정보를 취득한다. EBSD 해석은, 서멀 전계 방사형 주사 전자 현미경(예를 들어 JEOL제 JSM-7001F)과 EBSD 검출기(예를 들어 TSL제 HIKARI 검출기)로 구성된 장치를 사용하여, 200 내지 300점/초의 해석 속도로 실시한다. 이 직사각형 영역의 결정 방위 정보로부터, EBSD 해석 소프트웨어 「OIM Analysis」(등록상표)를 사용하여, 이 직사각형 영역의 ODF(Orientation Distribution Function)를 산출한다. 이에 의해, 각 결정 방위의 극밀도가 가능하므로, 부재의 판 두께 1/4부에서의 {211}<011> 방위의 극밀도를 구할 수 있다.
도 1은 ODF(φ2=45° 단면) 상의 주된 결정 방위의 위치를 도시하는 도면이다. 통상, 압연면에 수직인 결정 방위를 (hkl) 또는 {hkl}의 표기로 표시하고, 압연 방향에 평행한 결정 방위를 [uvw] 또는 <uvw>의 표기로 표시한다. {hkl} 및 <uvw>는, 등가의 면 및 방위의 총칭이며, (hkl) 및 [uvw]는 개개의 결정면을 나타낸다.
본 실시 형태의 부재 결정 구조는, 주로 체심 입방 구조(bcc 구조)이다. 그 때문에, 예를 들어 (111), (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11-1), (1-1-1), (-1-1-1)은 실질적으로 등가이며, 구별이 되지 않는다. 본 실시 형태에서는, 이들의 방위를 총칭해서 {111}로 표시한다.
또한, ODF는 대칭성이 낮은 결정 구조의 결정 방위의 표시에도 사용된다. 일반적으로, φ1=0 내지 360°, Φ=0 내지 180°, φ2=0 내지 360°로 표시되고, 개개의 결정 방위가 (hkl)[uvw]로 표시된다. 그러나, 본 실시 형태의 열연 강판 결정 구조는, 대칭성이 높은 체심 입방 구조이다. 따라서, Φ과 φ2는 0 내지 90°로 표시할 수 있다.
φ1은 계산을 행할 때, 변형에 의한 대칭성을 고려할지 여부로 변화한다. 본 실시 형태에 있어서는, 대칭성(orthotropic)을 고려한 계산을 실시하여, φ1=0 내지 90°로 표시한다. 즉, 본 실시 형태에 따른 부재의 극밀도의 측정으로는, φ1=0 내지 360°에서의 동일 방위의 평균값을, 0 내지 90°의 ODF 상에 표시하는 방식을 선택한다. 이 경우, (hkl)[uvw]와 {hkl}<uvw>는 동의이다. 따라서, 도 1에 도시하는, φ2=45° 단면에 있어서의 ODF의 (112)[1-10] 방위(φ1=0°, Φ=35°)의 극밀도는, {211}<011> 방위의 극밀도와 동의이다.
이상에 나타낸 바와 같이, 고강도 열간 프레스 성형 부재의 성분, 조직 및 극밀도를 조정함으로써, 부재의 항장적을 26000(㎫·%) 이상으로 하여, 우수한 연성, 나아가서는 우수한 내피로성 및 내구성을 갖는 부재를 실현할 수 있다. 또한, 상기 조정에 의해, 부재의 압연 방향의 r값 및 부재의 압연 직각 방향의 r값을 모두 0.80 이하로 하고, 또한 부재의 압연 방향의 한계 굽힘 및 부재의 압연 직각 방향의 한계 굽힘을 모두 2.0 이하로 하여, 우수한 굽힘성을 갖는 부재를 실현할 수 있다.
또한, 충격을 받았을 때에는, r값이 낮을수록 판 두께 방향의 변형이 촉진되어, 굽힘 깨짐을 방지할 수 있다. 일반적으로, 굽힘의 능선 방향에 수직인 방향의 r값이 0.80 이하인 경우에는, 상기 굽힘 깨짐의 방지 효과가 높은 레벨에서 발휘된다. 본 실시 형태에 따른 고강도 열간 프레스 성형 부재에서는, 압연 방향의 r값 및 압연 직각 방향의 r값의 양쪽이 0.80 이하이므로, 충돌 시에 부재가 큰 굽힘 변형을 받아도, 부재는 우수한 굽힘성을 발휘할 수 있다.
<고강도 열간 프레스 성형 부재의 제조 방법>
이어서, 본 실시 형태에 따른 고강도 열간 프레스 성형 부재의 제조 방법을 상세하게 설명한다. 이 고강도 열간 프레스 성형 부재의 제조 방법은, 상술한 화학 성분을 포함하는 냉연 강판 또는 어닐링 강판인 열간 프레스용 소판을, 최고 가열 온도가 Ac3점 이상으로 가열하는, 가열 공정과, 열간 프레스용 소판에 열간 프레스 성형을 행함과 동시에, (Ms점-250℃) 이상 Ms점 이하의 온도 범위까지 냉각하는, 열간 프레스 성형·냉각 공정을 필수 공정으로서 순차 행한다. 또한, 본 실시 형태의 고강도 열간 프레스 성형 부재의 제조 방법은, 이들 공정과는 별도로, 상기 열간 프레스 성형·냉각 공정 후, 300 내지 500℃의 온도 영역에 부재를 재가열하고, 이어서 재가열 온도 영역에 부재를 10 내지 1000초 유지한 후, 부재를 실온까지 냉각하는, 재가열 공정을 임의 선택적으로 행한다. 이하, 각 공정에 대해서 설명한다. 또한, 이하에서는, 상기 가열 공정 전에 행해지는, 열간 프레스용 소판의 준비 공정에 대해서도 아울러 언급한다.
본 실시 형태에 따른 부재의 제조 방법의 설명에 있어서 「가열 속도」 및 「냉각 속도」란, 온도 T를 시간 t로 미분해서 얻어지는 dT/dt(시각 t에 있어서의 순간 속도)를 의미한다. 예를 들어, 「A℃부터 B℃까지의 온도 범위에서의 가열 속도를 X 내지 Y℃/초로 한다」라고 하는 기재는, 온도 T가 A℃부터 B℃까지 변화하는 동안의 dT/dt가 항상 X 내지 Y℃/초의 범위 내인 것을 의미한다.
(열간 프레스용 소판의 준비 공정)
본 공정은, 후술하는 가열 공정에 제공하는 열간 프레스용 소판(냉연 강판 또는 어닐링 강판)을 얻는, 준비 공정이다. 주조에 선행하는 각 제조 처리는, 특별히 한정하는 것이 아니다. 즉, 용광로, 전로 등에 의한 용제에 이어서, 각종 2차 제련을 행해도 된다. 주조한 슬래브는, 한번 저온까지 냉각한 후, 다시 가열하고 나서 열간 압연해도 되고, 연속적으로(즉, 냉각 및 재가열을 행하지 않고) 열연 해도 된다. 열간 압연에서는, 920℃ 이하에서의 온도 영역에서의 총 압하율을 25% 이상으로 하는 것이 중요하다. 그 이유는, 이하와 같다.
(1) 920℃ 초과의 온도 영역에 있어서의 압연은, 압연 시 또는 다음 압연까지의 공상 시간 중에 재결정이 진행되므로, 변형을 강에 축적시키기 어렵고, 그 결과, 집합 조직의 형성에 충분히 기여하지 못할 가능성이 있다.
(2) 920℃ 이하의 온도 영역에 있어서의 총 압하율이 25% 미만인 경우, 압연에 의한 결정 회전 효과를 충분히 얻을 수 없으므로, 집합 조직이 충분히 형성되지 못할 가능성이 높다.
이들 이유에 의해, 920℃ 이하에서의 온도 영역에 있어서의 총 압하율을 25% 이상으로 하는 것이 중요하다. 920℃ 이하에서의 온도 영역에 있어서의 총 압하율은, 바람직하게는 30% 이상, 더욱 바람직하게는 40% 이상이다. 한편, 920℃ 이하에서의 온도 영역에 있어서의 총 압하율의 상한은, 80%로 하는 것이 바람직하다. 80% 초과의 압하를 실시하는 것은, 압연롤에 대한 하중의 증대를 초래하여, 압연기의 내구성에 영향을 미치기 때문이다. 또한, 열간 프레스용 소판의 원료로서, 스크랩을 사용할 수도 있다.
또한, 열간 압연 후의 냉각 조건으로서, 본 실시 형태에 따른 부재의 각 효과(우수한 연성 및 굽힘성)를 발휘하도록, 조직 제어를 행하기 위한 냉각 패턴을 채용할 수 있다.
권취 온도는 650℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 650℃를 초과하는 온도로 열연 강판을 권취하면, 열연 강판 표면에 형성되는 산화물의 두께가 과도하게 커지므로, 산세성이 떨어진다. 또한, 권취 온도는 600℃ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 600℃ 이하의 온도 영역에서는, 베이나이트 변태가 발생하기 쉽기 때문이다. 열연판 조직을 주로 베이나이트로 함으로써, 계속되는 냉간 압연 시의 집합 조직 형성이 충분히 행해지고, 나아가서는 목적으로 하는 r값을 얻기 쉬워진다.
권취 온도의 하한값에 대해서도 특별히 한정하지 않고, 본 실시 형태에 따른 부재의 각 효과(우수한 연성 및 굽힘성)가 발휘된다. 그러나, 실온 이하의 온도에서 열연 강판을 권취하는 것은 기술적으로 어려우므로, 실온이 권취 온도의 실질적인 하한값이 된다. 단, 권취 온도가 350℃ 미만에서는, 열연판 조직에 있어서, 경질의 마르텐사이트의 비율이 커지고, 냉연이 어려워지기 때문에, 권취 온도는 350℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
이와 같이 해서 제조한 열연 강판에, 산세를 실시한다. 산세 횟수는 특별히 규정되지 않는다.
산세한 열연 강판을, 총 압하율 50 내지 90%로 냉간 압연하여, 열간 프레스용 소판으로 한다. 본 실시 형태에 따른 고강도 열간 프레스 성형 부재의 압연 방향의 r값 및 압연 직각 방향의 r값을 모두 0.80 이하로 하기 위해서는, 열간 프레스용 소판의 판 두께 1/4부에서의 {211}<011> 방위의 극밀도가 3.0 이상일 필요가 있다. 열간 프레스용 소판의 판 두께 1/4부에서의 {211}<011> 방위의 극밀도는, 바람직하게는 4.0 이상, 더욱 바람직하게는 5.0 이상이다. 냉간 압연의 총 압하율이 50% 미만인 경우, 열간 프레스용 소판의 판 두께 1/4부에서의 {211}<011> 방위의 극밀도가 3.0 미만이 되므로, 부재의 집합 조직을 상술한 바와 같이 제어할 수 없게 되어, 목적으로 하는 r값을 확보하는 것이 곤란하다.
한편, 냉간 압연의 총 압하율이 90%를 초과하면, 재결정의 구동력이 너무 높아져서, 후술하는 열간 프레스의 가열 공정 시에 페라이트가 재결정되어 버린다. 후술하는 열간 프레스의 가열 공정에서는, 열간 프레스용 소판이 Ac3점 이상의 온도까지 가열되지만, Ac3점에 도달할 때까지 열간 프레스용 소판에 미재결정 페라이트가 잔존해 있는 것이 필요하다. 냉간 압연의 총 압하율이 90%를 초과하는 경우, 이 조건이 달성되지 않게 된다. 또한, 상기 총 압하율이 90%를 초과하면, 냉연 하중이 너무 커져서 냉연이 곤란해진다. 또한, 냉간 압연의 총 압하율 r은, 냉간 압연의 종료 후의 판 두께 h1(㎜)과, 냉간 압연의 개시 전의 판 두께 h2(㎜)를 이하의 식 1에 대입함으로써 구해진다.
r=(h2-h1)/h2 ……(식 1)
이상의 이유에 의해, 산세한 열연 강판의 냉간 압연의 총 압하율은 50% 이상 90% 이하로 한다. 또한, 냉간 압연의 총 압하율의 적합 범위는 60% 이상 80% 이하이다. 또한, 압연 패스의 횟수 및 각 패스의 압하율에 대해서는 특별히 한정하는 것이 아니다.
또한, 상기 냉간 압연에 의해 얻어지는 냉연 강판에 열처리(어닐링)를 실시해서 어닐링 강판으로 한 것을, 열간 프레스용 소판으로 해도 된다. 열처리는 특별히 한정되지 않고, 연속 어닐링 라인을 통판시키는 방법에 의해 행해져도 되고, 배치 어닐링으로 행해져도 된다. 열처리 시, 500℃ 이상 Ac1점 이하의 온도 범위에 있어서 가열 속도를 10℃/초 이상으로 할 필요가 있다. 가열 속도가 10℃/초 미만인 경우, 최종적으로 얻어지는 성형체의 집합 조직이 바람직하게 제어되지 않게 된다. 단, 강판의 Ti 함유량 및 Nb 함유량의 합계가 0.005질량% 이상인 경우에는, 500℃ 이상 Ac1점 이하의 온도 범위에서의 가열 속도가 항상 3℃/초 이상이면 된다.
어닐링 온도는 Ac1점 이상 Ac3점 이하로 하는 것이 바람직하다. 어닐링 온도가 Ac1점 미만이면, 페라이트의 재결정이 진행되어 버리기 때문이다. 한편, 어닐링 온도가 Ac3점을 초과하면, 강판이 오스테나이트 단상 조직으로 되어, 미재결정 페라이트를 잔존시키는 것이 어렵다. 모든 경우에 있어서도, 열간 프레스의 가열 공정에서, 열간 프레스용 소판이 Ac3점에 도달할 때까지 열간 프레스용 소판에 미재결정 페라이트를 잔존시키는 것이 곤란해진다.
이 온도 영역(Ac1점 이상 Ac3점 이하)에서의 어닐링 시간은 특별히 한정하지 않지만, 어닐링 시간이 600초를 초과하면, 비용의 상승을 초래하는 점에서 경제적으로 바람직하지 않다. 또한, 어닐링 시간이란, 강판 온도가 최고 도달 온도(어닐링 온도)에서 등온 유지되는 기간의 길이이다. 이 기간에 있어서, 강판은 등온 유지되어도 되고, 또는 최고 가열 온도에 도달한 후, 즉시 냉각되어도 된다.
어닐링 후의 냉각에서는, 냉각 개시 온도를 700℃ 이상으로 하고, 냉각 종료 온도를 400℃ 이하로 하고, 700℃ 내지 400℃의 온도 범위에 있어서의 냉각 속도를 10℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 700℃ 내지 400℃의 온도 범위에 있어서의 냉각 속도가 10℃/초 미만이면, 페라이트의 재결정이 진행되어 버린다. 이 경우, 열간 프레스의 가열 공정에서, 열간 프레스용 소판이 Ac3점에 도달할 때까지 열간 프레스용 소판에 미재결정 페라이트를 잔존시키는 것이 곤란해진다.
(가열 공정)
본 공정은, 상기 준비 공정을 거쳐서 얻어진 냉연 강판 또는 어닐링 강판인 열간 프레스용 소판을, Ac3점 이상으로 가열하는 공정이다. 열간 프레스용 소판의 최고 가열 온도는, Ac3점 이상으로 한다. 최고 가열 온도가 Ac3점 미만이면, 고강도 열간 프레스 성형 부재에 다량의 페라이트가 생성되므로, 고강도 열간 프레스 성형 부재의 강도를 확보하는 것이 어렵다. 이러한 점에서, Ac3점을 최고 가열 온도의 하한으로 한다. 한편, 과도한 고온 가열은, 비용의 상승을 초래하는 점에서 경제적으로 바람직하지 않을 뿐만 아니라, 프레스 금형의 수명을 저하시키는 등의 트러블을 유발하는 점에서, 최고 가열 온도는 Ac3점+50℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
최고 가열 온도까지의 가열에 있어서, 500℃ 내지 Ac1점의 온도 영역에서의 가열 속도는 10℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 열간 프레스 소판의 Ti 함유량 및 Nb 함유량의 합계값이 0.005질량% 이상인 경우에는, 가열 속도를 3℃/초 이상으로 할 수 있다. 500℃ 내지 Ac1점의 온도 영역에서의 가열 속도가 10℃/초 미만이면, 가열 도중에 페라이트의 재결정이 일어나서, Ac3점에 도달할 때까지 미재결정 페라이트를 잔존시키는 것이 곤란하다. 또한, 가열 속도 10℃/초 이상으로 가열함으로써, 오스테나이트 입자의 조대화를 억제할 수 있어, 고강도 열간 프레스 성형 부재의 인성 및 내지연 파괴 특성을 개선할 수 있다.
이와 같이, 500℃ 내지 Ac1점의 온도 영역에서의 가열 속도를 증대시키면, Ac3점에 도달할 때까지 미재결정 페라이트를 잔존시키고, 나아가서는 고강도 열간 프레스 성형 부재의 생산성을 향상시킬 수 있지만, 500℃ 내지 Ac1점의 온도 영역에서의 가열 속도가 300℃/초를 초과하면, 이들 효과가 포화 상태가 되고, 다른 특별한 효과도 발생하지 않는다. 이 때문에, 가열 속도의 상한은 300℃/초로 하는 것이 바람직하다.
또한, 최고 가열 온도에서의 유지 시간은 특별히 한정하지 않지만, 탄화물을 용해시키기 위해서, 유지 시간은 20초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 목적의 r값을 얻기 위해서 바람직한 집합 조직을 잔존시키기 위해서는, 유지 시간을 100초 미만으로 하는 것이 바람직하다.
(열간 프레스 공정)
열간 프레스 공정에서는, 상기 가열 공정을 거친 열간 프레스용 소판에, 열간 프레스 성형 수단(예를 들어 금형)을 사용해서 열간 프레스 성형을 행함과 동시에, 열간 프레스 성형 수단에 설치된 냉각 수단(예를 들어 금형 내의 관로를 흐르는 냉매) 등을 사용하여, (Ms점-250℃) 이상 Ms점 이하의 온도 범위까지 냉각한다. 열간 프레스 성형에 대해서는, 공지된 어떠한 방법을 사용할 수도 있다.
열간 프레스 공정에서는, 부재를 (Ms점-250℃) 이상 Ms점 이하의 온도 범위까지, 냉각 속도 0.5 내지 200℃/초로 냉각함으로써, 마르텐사이트를 생성시킨다. 냉각 정지 온도가 (Ms점-250℃) 미만에서는 마르텐사이트가 과도하게 생성되어, 고강도 열간 프레스 성형 부재에 있어서 연성 및 굽힘성의 확보가 충분히 달성되지 않는다. 이에 반해, 냉각 정지 온도가 Ms점보다 높으면, 마르텐사이트가 충분히 생성되지 않아, 고강도 열간 프레스 성형 부재에 있어서 강도의 확보가 충분히 달성되지 않는다. 이 때문에, 냉각 정지 온도는 (Ms점-250℃) 이상 Ms점 이하로 한다. 분위기 온도가 낮은 경우에는, 냉각 수단의 동작을 정지시켜도 부재의 온도 저하 속도가 0.5℃/초 이상이 되어, 상술된 냉각 정지가 달성되지 않는다. 이 경우, 가열 수단을 적절히 사용함으로써, 부재의 온도 저하 속도를 0.5℃/초 미만으로 억제하여, 상술한 냉각 정지를 달성할 필요가 있다. 또한, 냉각 정지 온도를 (Ms점-220℃) 이상 (Ms점-50℃) 이하로 한 경우에는, 상기 효과가 각각 높은 레벨에서 발휘되기 때문에, 바람직하다.
최고 가열 온도에서 냉각 정지 온도까지의 냉각 속도는, 특별히 한정하지 않지만, 0.5 내지 200℃/초로 하는 것이 바람직하다. 상기 냉각 속도가 0.5℃/초 미만이면, 냉각 과정에 있어서 오스테나이트가 펄라이트 조직으로 변태하거나, 혹은 다량의 페라이트가 생성되기 때문에, 강도를 확보하기에 충분한 마르텐사이트 및 베이나이트의 체적률을 확보하는 것이 곤란해진다.
한편, 냉각 속도를 증대하더라도, 고강도 열간 프레스 성형 부재의 재질 상 하등 문제는 없지만, 과도하게 냉각 속도를 증대하는 것은, 제조 고비용을 초래하게 되므로, 상기 냉각 속도의 상한은 200℃/초로 하는 것이 바람직하다.
(재가열 공정)
재가열 공정은, 상기 열간 프레스 성형·냉각 공정을 거친 부재를, 300 내지 500℃의 온도 영역으로 재가열하고, 이어서 부재를 재가열 온도 영역에 10 내지 1000초 유지한 후, 부재를 재가열 온도 영역으로부터 실온까지 냉각하는 공정이다. 당해 재가열은, 통전 가열이나 유도 가열을 사용해서 행할 수 있다. 재가열 공정은, 임의 선택적인 공정이며, 재가열 공정에 있어서의 유지란, 등온 유지뿐만 아니라, 상기 온도 영역에서의 서랭이나 가열도 포함한다. 따라서, 재가열 공정에서의 유지 시간이란, 부재가 재가열 온도 영역 내에 있는 기간의 길이를 의미한다.
재가열 온도(유지 온도)가 300℃ 미만에서는, 베이나이트 변태에 장시간을 요하므로, 우수한 생산성을 실현할 수 없다. 한편, 재가열 온도(유지 온도)가 500 ℃를 초과하면, 베이나이트 변태가 일어나기 어렵다. 이 때문에, 재가열 온도는, 300℃ 내지 500℃로 한다. 또한, 재가열 온도의 적합 범위는, 350℃ 이상 450℃ 이하이다.
또한, 유지 시간이 10초 미만이면, 베이나이트 변태의 진행이 충분하지 않아, 굽힘성의 확보에 충분한 베이나이트 및 연성의 확보에 충분한 잔류 오스테나이트를 얻지 못한다. 한편, 유지 시간이 1000초를 초과하면, 잔류 오스테나이트의 분해가 일어나서, 연성 확보에 유효한 잔류 오스테나이트를 얻지 못하여, 생산성이 저하된다. 이 때문에, 유지 시간은, 10초 이상 1000초 이하로 한다. 또한, 유지 시간의 적합 범위는, 100초 이상 900초 이하이다.
또한, 유지 후의 냉각 양태에 대해서는, 특별히 한정되지 않고, 금형 내에서 유지한 채 실온까지 냉각하면 된다. 또한, 본 공정은 임의 선택적인 공정이기 때문에, 본 공정을 채용하지 않는 경우에는, 상기 열간 프레스 성형 공정 종료 후, 프레스 금형으로부터 부재를 꺼내서, 300 내지 500℃로 가열된 로에 장입해도 된다. 또한, 이들 열 이력을 충족하고 있으면, 강판은 어떠한 설비로 열처리를 실시해도 상관없다.
이상으로 나타내는, 본 실시 형태의 고강도 열간 프레스 성형 부재의 제조 방법은, 통상의 제철에 있어서의, 정련, 제강, 주조, 열연, 냉연의 각 공정을 거치는 것을 원칙으로 하지만, 상술한 각 공정의 조건을 충족하면, 적절히 설계 변경해도, 본 실시 형태에 따른 고강도 열간 프레스 성형 부재의 효과를 얻을 수 있다.
실시예
이하, 본 발명의 효과를 발명예에 보다 구체적으로 설명한다. 또한, 본 발명은, 이하의 발명예에서 사용한 조건에 한정되는 것은 아니다.
표 1에 나타내는 화학 조성의 주조편 A 내지 R 및 a 내지 d에, 표 2-1 내지 3-3에 나타내는 여러 조건에서, 본 발명의 열간 프레스용 소판의 제조 공정, 가열 공정 및 열간 프레스 성형 공정, 냉각 공정 및 재가열 공정을 모의한 공정을 순차적으로 행하여 강판 A1 내지 d1을 제조하고, 그 후, 강판을 실온까지 냉각했다. 각 시험예에서 얻어진 강판 A1 내지 d1에는, 금형에 의한 열간 프레스는 실시되지 않았다. 그러나, 얻어진 강판의 기계적 성질은, 동일한 열 이력을 갖는 열간 프레스 성형 부재의 미가공부와 실질적으로 동일하다. 따라서, 얻어진 강판 A1 내지 d1을 평가함으로써, 본 발명인 열간 프레스 성형 부재의 효과를 확인할 수 있다.
여기서, 표 1에 있어서의 강종 A 내지 R은, 본 발명에서 규정하는 성분의 강종이며, 강종 a 내지 d는 C, Si 및 Mn의 적어도 어느 것의 함유량이 본 발명의 범위 밖의 강종이다. 또한, 표 2-1 등에 기재된 시험 기호에 포함되는 알파벳은, 표 1에 기재된 강종에 대응한다. 각 시험예를 구별하기 위해서, 알파벳에 숫자를 붙이고 있다. 예를 들어, 표 2-1 중, 시험 기호 D1 내지 D18의 화학 성분은 표 1의 강종 D의 화학 성분이다. 또한, 표 1 및 표 2-1 내지 3-3에 있어서, 밑줄을 그은 수치는, 본 발명의 규정 범위 밖의 수치이다. 또한, D7, D13, H6, K12, L6, L12, L13의 「300 내지 500℃에서의 유지 시간」은, 「300 내지 500℃에서의 유지 온도(℃)」로서 기재되어 있는 재가열 온도에 있어서의 등온 유지 시간이며, 그 이외의 실시예의 「300 내지 500℃에서의 유지 시간」은, 강판 온도가 300 내지 500℃의 범위 내에 있었던 시간이다.
또한, 각 시험예의 Ac3점 및 Ms점은, 열연·냉연을 행한 열간 프레스용 소판을, 미리 실험실에서 측정해서 얻어진 값이다. 그리고, 이와 같이 얻어진 Ac3점 및 Ms점을 사용하여, 어닐링 온도 및 냉각 온도를 설정했다.
[표 1]
Figure 112019018061314-pct00001
[표 2-1]
Figure 112019018061314-pct00002
[표 2-2]
Figure 112019018061314-pct00003
[표 2-3]
Figure 112019018061314-pct00004
[표 3-1]
Figure 112019018061314-pct00005
[표 3-2]
Figure 112019018061314-pct00006
[표 3-3]
Figure 112019018061314-pct00007
이어서, 각 강판 A1 내지 d1의 마이크로 조직의 동정 및 집합 조직의 분석을 상술한 방법에 의해 행하였다. 이어서, 각 강판 A1 내지 d1의 기계적 성질을 이하의 방법에 의해 조사했다.
인장 강도 TS(㎫) 및 파단 신도 El(%)은, 인장 시험에 의해 측정되었다. 인장 시험편은, 1.2㎜ 두께의 판으로부터 압연 직각 방향 채취된 JIS 5호 시험편으로 하였다. 인장 강도가 1200㎫ 이상인 시료는, 인장 강도가 양호한 시료라고 판단했다.
압연 방향의 r값 및 압연 수직 방향의 r값, 그리고 압연 방향의 한계 굽힘(R/t) 및 압연 수직 방향의 한계 굽힘(R/t)은, 굽힘 시험에 의해 측정되었다. 구체적인 수단은 이하와 같다.
r값은, JISZ2201에 준거한 시험편을 채취하고, JISZ2254의 규정에 준거한 시험에 의해 구해졌다. 압연 방향의 r값은 압연 방향을 길이 방향으로 한 시험편에 의해 측정되고, 압연 직각 방향의 r값은 압연 직각 방향을 길이 방향으로 한 시험편에 의해 측정되었다.
한계 굽힘 R/t는, JISZ2204에 규정되어 있는 1호 시험편을, JISZ2248에 규정되어 있는 V 블록법에 준거한 시험을 행함으로써 구하였다. 압연 방향의 한계 굽힘은, 굽힘 능선이 압연 방향으로 되도록 채취된 시험편에 의해 측정되고, 압연 직각 방향의 한계 굽힘은, 굽힘 능선이 압연 직각 방향으로 되도록 채취된 시험편에 의해 측정되었다. 또한, 시험에서는, 곡률 반경 R이 다른 복수의 누름 금구를 사용해서 굽힘을 반복해서, 굽힘 시험 후에 굽힘부의 깨짐을 광학 현미경 또는 SEM으로 판정하여, 깨짐이 발생하지 않는 한계 굽힘 R/t(R: 시험편의 굽힘 반경(즉 누름 금구의 곡률 반경), t: 시험편의 판 두께)를 산출해서 평가했다.
조직의 동정 등 및 각 성능에 관한 결과를 표 4-1 내지 표 5-3에 나타낸다. 또한, 표 4-1 내지 표 4-3에 있어서의 밑줄을 그은 수치는, 본 발명의 범위 밖의 수치이다. 또한, 표 4-1 내지 표 5-3 중, tM(%)는 마이크로 조직 중 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율, B(%)는 마이크로 조직 중 베이나이트의 체적분율, γR(%)는 마이크로 조직 중 잔류 오스테나이트의 체적분율, F(%)는 마이크로 조직 중 페라이트의 체적분율, TS(㎫)는 인장 강도, El(%)은 파단 신도, 그리고 TS×El은 항장적을 각각 의미한다.
[표 4-1]
Figure 112019018061314-pct00008
[표 4-2]
Figure 112019018061314-pct00009
[표 4-3]
Figure 112019018061314-pct00010
[표 5-1]
Figure 112019018061314-pct00011
[표 5-2]
Figure 112019018061314-pct00012
[표 5-3]
Figure 112019018061314-pct00013
표 5-1 내지 표 5-3에 나타낸 바와 같이, 특히 강의 조성, 조직 및 집합 조직에 대해서 개량을 행하고 있는 각 발명예에 대해서는, 인장 강도가 1200㎫ 이상이고, 항장적이 26000(㎫·%) 이상임과 함께, 압연 방향의 r값 및 압연 직각 방향의 r값이 모두 0.80 이하이고, 또한 압연 방향의 한계 굽힘 및 압연 직각 방향의 한계 굽힘이 모두 2.0 이하인 것을 알 수 있다. 따라서, 각 발명예는, 모두, 고강도이고 또한 연성 및 굽힘성이 우수하다고 할 수 있다.
이에 반해, 표 5-1 내지 표 5-3에 나타낸 바와 같이, 강의 조성, 조직 및 집합 조직에 대해서, 본 발명의 범위의 개량을 행하지 않은 각 종래예에 대해서는, 항장적, 압연 방향의 r값 및 압연 직각 방향의 r값, 압연 방향의 한계 굽힘 및 압연 직각 방향의 한계 굽힘의 적어도 어느 것이 적합한 범위로 되지 않는 것을 알 수 있다.
본 발명에 따르면, 고강도 열간 프레스 성형 부재에 대해서, 연성 및 굽힘성이 모두 높은 레벨로 발휘된다. 따라서, 본 발명은, 특히, 자동차용 구조용 부재의 분야에 있어서 유용하다.

Claims (7)

  1. 단위 질량%로,
    C: 0.100 내지 0.600%,
    Si: 1.00 내지 3.00%,
    Mn: 1.00 내지 5.00%,
    P: 0.040% 이하,
    S: 0.0500% 이하,
    Al: 0.001 내지 2.000%,
    N: 0.0100% 이하,
    O: 0.0100% 이하,
    Mo: 0 내지 1.00%,
    Cr: 0 내지 2.00%,
    Ni: 0 내지 2.00%,
    Cu: 0 내지 2.00%,
    Nb: 0 내지 0.300%,
    Ti: 0 내지 0.300%,
    V: 0 내지 0.300%,
    B: 0 내지 0.1000%,
    Ca: 0 내지 0.0100%,
    Mg: 0 내지 0.0100% 및
    REM: 0 내지 0.0100%
    를 함유하고,
    잔부가 철 및 불순물을 포함하고,
    판 두께 1/4부에 있어서의 마이크로 조직이, 단위 체적%로, 템퍼링 마르텐사이트: 20 내지 90%, 베이나이트: 5 내지 75% 및 잔류 오스테나이트: 5 내지 25%를 포함하고, 또한 페라이트가 10% 이하로 제한되고,
    상기 판 두께 1/4부에 있어서의 {211}<011> 방위의 극밀도가 3.0 이상인
    것을 특징으로 하는 열간 프레스 성형 부재.
  2. 제1항에 있어서, 단위 질량%로,
    Mo: 0.01 내지 1.00%,
    Cr: 0.05 내지 2.00%,
    Ni: 0.05 내지 2.00% 및
    Cu: 0.05 내지 2.00%
    로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 함유하는
    것을 특징으로 하는 열간 프레스 성형 부재.
  3. 제1항에 있어서, 단위 질량%로,
    Nb: 0.005 내지 0.300%,
    Ti: 0.005 내지 0.300% 및
    V: 0.005 내지 0.300%
    로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 함유하는
    것을 특징으로 하는 열간 프레스 성형 부재.
  4. 제2항에 있어서, 단위 질량%로,
    Nb: 0.005 내지 0.300%,
    Ti: 0.005 내지 0.300% 및
    V: 0.005 내지 0.300%
    로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 함유하는
    것을 특징으로 하는 열간 프레스 성형 부재.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 단위 질량%로,
    B: 0.0001 내지 0.1000%
    를 함유하는
    것을 특징으로 하는 열간 프레스 성형 부재.
  6. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 단위 질량%로,
    Ca: 0.0005 내지 0.0100%,
    Mg: 0.0005 내지 0.0100% 및
    REM: 0.0005 내지 0.0100%
    로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 함유하는
    것을 특징으로 하는 열간 프레스 성형 부재.
  7. 제5항에 있어서, 단위 질량%로,
    Ca: 0.0005 내지 0.0100%,
    Mg: 0.0005 내지 0.0100% 및
    REM: 0.0005 내지 0.0100%
    로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 함유하는
    것을 특징으로 하는 열간 프레스 성형 부재.
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