KR102239115B1 - 핫 스탬프용 강판 - Google Patents

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KR102239115B1
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가즈오 히키다
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

핫 스탬프용 강판은, 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율: 합계로 80％ 이상, 탄화물의 수 밀도(개/㎛2)와 탄화물 중 구 오스테나이트 입자 내에 석출한 탄화물의 비율의 곱: 0.50 이상으로 표시되는 강 조직을 갖는다.

Description

핫 스탬프용 강판
본 발명은, 핫 스탬프용 강판에 관한 것이다.
종래, 지구 환경 문제 및 충돌 안전 성능의 관점에서, 자동차용 구조 부품의 박육화 및 고강도화가 요구되고 있다. 이들 요구에 따르기 위해, 고강도 강판을 소재로 하는 자동차용 구조 부품이 증가하고 있다. 또한, 고강도 강판의 성형 방법으로서, 핫 스탬프라고 불리는 방법이 알려져 있다. 핫 스탬프에서는, C 함유량이 0.20질량％ 내지 0.22질량％ 정도인 강판을 700℃ 이상의 고온 영역에서 프레스 성형하고, 프레스 금형 내 또는 프레스 금형 외에서 ??칭을 행한다. 핫 스탬프에 의하면, 강판의 강도가 저하되는 고온 영역에서 성형을 실시하기 위해서, 냉간 프레스에서 발생하는 성형 불량을 억제할 수 있다. 또한, 성형 후의 ??칭에 의해 마르텐사이트를 주상으로 하는 조직이 얻어지기 때문에, 높은 강도를 얻을 수 있다. 이 때문에, 인장 강도가 1500MPa 정도인 핫 스탬프 성형체가 세계적으로 널리 사용되고 있다.
그러나, 본 발명자들이 가일층의 고강도화를 위한 연구를 행한바, 1900MPa 이상의 인장 강도를 갖는 핫 스탬프 성형체에서는, 저응력 파괴가 발생하는 경우가 있음이 밝혀졌다. 저응력 파괴가 발생하는 핫 스탬프 성형체가 자동차용 구조 부품에 사용되면, 설계 단계에서 견딜 수 있다고 계산된 충격을 받은 경우에서도 당해 부품이 파괴될 가능성이 있다. 따라서, 저응력 파괴의 억제는, 자동차용 구조 부품의 충돌 안전성의 확보에 극히 중요하다. 지금까지, 마르에이지 강의 저응력 파괴는 알려져 있지만, 핫 스탬프 성형체의 저응력 파괴는 알려져 있지 않다.
일본 특허 공개 제2014-161854호 공보 일본 특허 제5756773호 공보 일본 특허 제5402191호 공보 일본 특허 제5287770호 공보 일본 특허 공개 제2014-118613호 공보
가와베 요시쿠니: 철과 강, 68, (1982), 2595
본 발명은, 고강도에서 저응력 파괴를 억제할 수 있는 핫 스탬프 성형체의 제조에 적합한 핫 스탬프용 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 1900MPa 이상의 인장 강도를 갖는 핫 스탬프 성형체에 있어서 저응력 파괴가 발생하는 원인을 해명하기 위해 검토를 행하였다. 본 발명자들은, 이 검토에 있어서, 먼저, 핫 스탬프 성형체의 조직과 저응력 파괴의 관계를 조사하였다. 이 결과, 구γ 입자가 미세할수록, 또한, 조대한 탄화물이 적을수록, 저응력 파괴가 발생하기 어렵다는 것이 밝혀졌다.
그러나, 종래의 핫 스탬프에서는, 구γ 입자의 미세화 및 조대 탄화물의 감소를 양립시키는 것은 곤란하고, 저응력 파괴를 억제하여 파단 특성을 충분히 향상시킬 수는 없다. 즉, 구γ 입자의 미세화에는, 핫 스탬프의 가열 온도 및 가열 시간의 저하가 바람직하지만, 가열 온도 및 가열 시간의 저하는 가열 중의 탄화물의 용해량의 감소로 연결되고, 조대 탄화물이 잔류하기 쉬워진다. 반대로, 조대 탄화물의 감소에는, 핫 스탬프의 가열 온도 및 가열 시간의 증가가 바람직하지만, 가열 온도 및 가열 시간의 증가는 구γ 입자의 조대화로 연결된다.
그래서, 본 발명자들은, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입자의 미세화 및 조대 탄화물의 감소를 양립시키기 위해서, 핫 스탬프에 제공하는 강판의 조직 개량에 대하여 검토하였다. 이 결과, 조대 탄화물을 잔류하기 어렵게 하기 위해서, 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 주상으로 하고, 조대한 탄화물을 포함하기 쉬운 페라이트 및 펄라이트를 저감하는 것이 바람직하다는 것, 및 핫 스탬프의 가열 중에 미세한 γ를 얻기 위해서, γ로의 역변태의 핵 생성 사이트가 되는 탄화물을 강판 내에 미세하게 분산시켜 두는 것이 바람직하다는 것이 밝혀졌다. 또한, 탄화물의 수 밀도가 높고, 탄화물 중에서 구γ 입계 이외에 석출한 탄화물의 비율이 높은 것이 바람직하다는 것도 밝혀졌다. 이러한 조직을 갖는 강판을 핫 스탬프 함으로써, 매우 파단 특성이 우수한 핫 스탬프 성형체가 얻어졌다. 탄화물에는, 시멘타이트 및 ε탄화물 등의 철계 탄화물, 및 TiC 및 NbC 등의 합금 원소의 탄화물이 포함된다. 탄질화물도 탄화물에 포함된다.
그래서, 본 발명자들은, 추가로 예의 검토를 행하였다. 이 결과, 본 발명자들은, 소정의 조건에서 냉연판 어닐링을 행함으로써, 우수한 파단 특성을 구비한 핫 스탬프 성형체의 제조에 적합한 강판이 얻어지는 것을 지견하고, 이러한 지견에 기초하여, 이하에 나타내는 발명의 제 양태에 상도하였다.
(1)
베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율: 합계로 80％ 이상,
탄화물의 수 밀도(개/㎛2)와 탄화물 중 구 오스테나이트 입자 내에 석출한 탄화물의 비율의 곱: 0.50 이상,
으로 표시되는 강 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 핫 스탬프용 강판.
(2)
C 함유량이 0.27질량％ 이상 0.60질량％ 이하인 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 핫 스탬프용 강판.
(3)
비커스 경도가 500Hv 이상인 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 핫 스탬프용 강판.
(4)
도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 핫 스탬프용 강판.
본 발명에 따르면, 고강도에서 저응력 파괴를 억제할 수 있는 핫 스탬프 성형체의 제조에 적합한 핫 스탬프용 강판을 얻을 수 있다.
이하, 본 발명의 실시 형태에 대하여 설명한다.
우선, 본 발명의 실시 형태에 따른 핫 스탬프용 강판의 강 조직에 대하여 설명한다. 본 실시 형태에 따른 핫 스탬프용 강판은, 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율: 합계로 80％ 이상, 탄화물의 수 밀도(개/㎛2)와 탄화물 중 구 오스테나이트 입자 내에 석출한 탄화물의 비율의 곱: 0.50 이상으로 표시되는 강 조직을 갖고 있다.
(베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율: 합계로 80％ 이상)
베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율이 높을수록, 핫 스탬프의 가열 중에 미세한 오스테나이트(γ)를 얻기 쉽고, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입자가 미세해진다. 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트는, 저온 변태 조직이라고도 불린다. 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율이 합계로 80％ 미만이면, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입자가 조대해져, 충분한 파단 특성이 얻어지지 않는다. 또한, 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율이 80％ 이상이면, 필연적으로 펄라이트의 면적 분율은 20％ 미만이고, 핫 스탬프 성형체에 조대 탄화물이 포함되기 어려워진다. 따라서, 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율은 합계로 80％ 이상이고, 바람직하게는 90％ 이상이고, 보다 바람직하게는 100％이다. 상대적으로, 페라이트 및 펄라이트의 면적 분율은 합계로 20％ 미만이고, 바람직하게는 10％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0％이다. 재료의 기계적 특성은 조직 또는 상의 체적 분율에 의존하지만, 강 조직이 등방적이라면, 체적 분율은 면적 분율과 등가이다. 그리고, 면적 분율은 체적 분율보다도 간이하게 측정할 수 있다. 그래서, 본원에서는, 면적 분율을 사용한다.
(탄화물의 수 밀도(개/㎛2)와 탄화물 중 구γ 입자 내에 석출한 탄화물의 비율의 곱: 0.50 이상)
탄화물은, γ로의 역변태의 핵 생성 사이트가 되고, 탄화물의 수 밀도가 높을수록, 핫 스탬프의 가열 중에 미세한 γ를 얻기 쉽고, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입자가 미세해진다. 핫 스탬프용 강판의 구γ 입계도 핵 생성 사이트가 되기 때문에, 구γ 입계에 석출한 탄화물은 핵 생성 사이트의 증가에 대부분 기여하지 않고, 구γ 입자 내에 석출한 탄화물이 구γ 입계와는 다른 핵 생성 사이트로 될 수 있다. 그리고, 탄화물의 수 밀도를 T(개/㎛2), 탄화물 중 구γ 입자 내에 석출한 탄화물의 비율을 M이라 했을 때, 이것들의 곱(T×M)이 0.50 미만이면, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입자가 조대해져, 충분한 파단 특성이 얻어지지 않는다. 따라서, 곱(T×M)은 0.50 이상이고, 바람직하게는 0.60 이상이고, 보다 바람직하게는 0.70 이상이다. 곱(T×M)의 상한은 제한되지 않지만, 10 초과가 되는 핫 스탬프용 강판을 제조하는 것은 곤란하다. 탄화물의 입경은 한정되지 않지만, 입경이 0.5㎛ 이상인 조대한 탄화물의 개수 비율은 0.15 이하인 것이 바람직하다. 탄화물은, 구γ 입자 내에 석출한 탄화물 또는 구γ 입계에 석출한 탄화물의 어느 것으로 분류된다.
일반적인 강 조직에는, 예를 들어 페라이트, 펄라이트, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 프레시 마르텐사이트 혹은 템퍼링 마르텐사이트 또는 이들의 임의의 조합이 포함된다. 여기서, 이들의 조직 또는 상의 면적 분율을 측정하는 방법의 예에 대하여 설명한다.
페라이트, 펄라이트, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율의 측정으로는, 강판으로부터 압연 방향에 평행하고 또한 두께 방향에 평행한 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취한다. 이어서, 관찰면을 연마하고, 나이탈 에칭하고, 강판의 두께를 t라 했을 때의 강판 표면으로부터 t/8의 깊이로부터 3t/8의 깊이까지의 범위를 5000배의 배율로 전해 방사형 주사형 전자 현미경(field emission scanning electron microscope: FE-SEM)으로 관찰한다. 이 방법에 의해, 페라이트, 펄라이트, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 동정할 수 있다. 이러한 관찰을 10 시야에 대하여 행하고, 10 시야의 평균값으로부터 페라이트, 펄라이트, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 각 면적 분율이 얻어진다. 후술하는 바와 같이, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트는, 라스상의 결정립 내의 철기 탄화물의 유무 및 신장 방향에 의해 서로 구별할 수 있다.
상부 베이나이트는, 라스상의 결정립의 집합이고, 라스 간에 탄화물을 포함한다. 하부 베이나이트는, 라스상의 결정립의 집합이고, 내부에 긴 직경이 5nm 이상의 철기 탄화물을 포함한다. 하부 베이나이트에 포함되는 철기 탄화물은 단일의 배리언트를 갖고, 하나의 결정립 내에 존재하는 철기 탄화물은 실질적으로 단일의 방향으로 신장하고 있다. 여기에서 말하는 「실질적으로 단일의 방향」이란, 각도 차가 5° 이내인 방향을 의미한다. 템퍼링 마르텐사이트는, 라스상의 결정립 집합이고, 내부에 긴 직경이 5nm 이상인 철기 탄화물을 포함한다. 단, 하부 베이나이트와는 달리, 템퍼링 마르텐사이트에 포함되는 철기 탄화물은 복수의 배리언트를 갖고, 하나의 결정립 내에 존재하는 철기 탄화물은 복수의 방향으로 신장하고 있다. 따라서, 템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트는, 철기 탄화물이 신장하는 방향이 복수냐 단일이냐에 의해 판별할 수 있다.
잔류 오스테나이트의 면적 분율의 측정으로는, 강판으로부터 시료를 채취하고, 강판 표면으로부터의 t/4의 깊이까지의 부분을 화학 연마하고, 압연면에 평행한 강판 표면으로부터의 깊이가 t/4의 면에 있어서의 X선 회절 강도를 측정한다. 예를 들어, 잔류 오스테나이트의 면적 분율 Sγ는 다음 식으로 표시된다.
Sγ=(I200f+I220f+I311f)/(I200b+I211b)×100
(I200f, I220f, I311f는, 각각 면심 입방 격자(fcc)상의 (200), (220), (311)의 회절 피크의 강도, I200b, I211b는, 각각 체심 입방 격자(bcc)상의 (200), (211)의 회절 피크의 강도를 나타냄)
프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트는, 나이탈 에칭으로는 충분히 부식되지 않기 때문에, 페라이트, 펄라이트, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트로부터 구별할 수 있다. 따라서, FE-SEM 관찰에 있어서의 잔부의 면적 분율로부터 잔류 오스테나이트의 면적 분율 Sγ를 감함으로써 프레시 마르텐사이트의 면적 분율을 특정할 수 있다.
페라이트는 괴상의 결정립이며, 내부에 라스 등의 하부 조직을 포함하지 않는다. 펄라이트는, 페라이트 및 시멘타이트가 교대로 층상으로 되어 있는 조직이다. 예를 들어, 펄라이트 중의 층상의 페라이트는 상기 괴상의 페라이트와 구별한다.
탄화물의 입경은, 시료의 관찰면에 있어서 측정된 당해 탄화물의 면적으로부터 구해지는 원 상당 직경을 의미한다. 탄화물의 밀도 및 조성은, 예를 들어 에너지 분산형 X선 분광법(energy dispersive X-ray spectrometry: EDX)에 의한 분석 기능을 구비한 투과형 전자 현미경(transmission electron microscope: TEM) 또는 삼차원 아톰 프로브 전해 이온 현미경(atom probe field ion microscope: AP-FIM)을 사용하여 측정할 수 있다.
이어서, 본 발명의 실시 형태에 따른 핫 스탬프용 강판의 화학 조성에 대하여 설명한다. 후술하는 바와 같이, 본 발명의 실시 형태에 따른 핫 스탬프용 강판은, 열간 압연, 열연판 어닐링, 냉간 압연 및 냉연판 어닐링 등을 거쳐서 제조된다. 따라서, 핫 스탬프용 강판의 화학 조성은, 핫 스탬프용 강판의 특성뿐만 아니라, 이들의 처리를 고려한 것이다. 이하의 설명에 있어서, 핫 스탬프용 강판에 포함되는 각 원소의 함유량 단위인 「％」는, 특별히 언급이 없는 한 「질량％」를 의미한다. 본 실시 형태에 따른 핫 스탬프용 강판은, C: 0.27％ 내지 0.60％, Mn: 0.50％ 내지 5.00％, Si: 2.00％ 이하, P: 0.030％ 이하, S: 0.0100％ 이하, 산 가용성 Al(sol.Al): 0.100％ 이하, N: 0.0100％ 이하, B: 0.0000％ 내지 0.0050％, Cr: 0.00％ 내지 0.50％, Mo: 0.00％ 내지 0.50％, Ti: 0.000％ 내지 0.100％, Nb: 0.000％ 내지 0.100％, V: 0.000％ 내지 0.100％, Cu: 0.000％ 내지 1.000％, Ni: 0.000％ 내지 1.000％, O: 0.00％ 내지 0.02％, W: 0.0％ 내지 0.1％, Ta: 0.0％ 내지 0.1％, Sn: 0.00％ 내지 0.05％, Sb: 0.00％ 내지 0.05％, As: 0.00％ 내지 0.05％, Mg: 0.00％ 내지 0.05％, Ca: 0.00％ 내지 0.05％, Y: 0.00％ 내지 0.05％, Zr: 0.00％ 내지 0.05％, La: 0.00％ 내지 0.05％, 혹은 Ce: 0.00％ 내지 0.05％, 또한 잔부: Fe 및 불순물로 표시되는 화학 조성을 갖고 있다. 불순물로서는, 광석이나 스크랩 등의 원재료에 포함되는 것, 제조 공정에 있어서 포함되는 것이 예시된다.
(C: 0.27％ 내지 0.60％)
C는, 저렴하여 강도의 향상에 크게 기여한다. C 함유량이 0.27％ 미만이면, 고가의 원소가 함유되어 있지 않으면, 충분한 강도, 예를 들어 1900MPa 이상의 강도를 얻기 어렵다. 따라서, C 함유량은, 바람직하게는 0.27％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.35％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.40％ 이상이다. 한편, C 함유량이 0.60％ 초과이면, 핫 스탬프 성형체의 내지연 파괴성이 열화되는 경우가 있다. 또한, 충분한 가공성이 얻어지지 않고, 핫 스탬프 전의 예비 성형이 곤란해지는 경우도 있다. 따라서, C 함유량은, 바람직하게는 0.60％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.55％ 이하이다.
(Mn: 0.50％ 내지 5.00％)
Mn은, Ac3점을 저하시켜서 핫 스탬프용 강판의 ??칭성을 향상시킨다. Mn 함유량이 0.50％ 미만이면, 충분한 ??칭성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, Mn 함유량은, 바람직하게는 0.50％ 이상이고, 보다 바람직하게는 1.00％ 이상이다. 한편, Mn 함유량이 5.00％ 초과이면, ??칭 전의 핫 스탬프용 강판의 가공성이 열화되는 경우가 있고, ??칭 전의 예비 성형이 곤란해지는 경우가 있다. 또한, Mn의 편석에 기인한 밴드상 조직이 발생하기 쉬워져, 핫 스탬프용 강판의 인성이 열화되는 경우가 있다. 따라서, Mn 함유량은, 바람직하게는 5.00％ 이하이다.
(Si: 2.00％ 이하)
Si는, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. Si 함유량이 2.00％ 초과이면, Ac3점이 과도하게 높고, ??칭의 가열을 1200℃ 초과로 행하지 않으면 안되거나, 핫 스탬프용 강판의 화성 처리성 및 아연 도금의 도금성이 저하되거나 하는 경우가 있다. 따라서, Si 함유량은, 바람직하게는 2.00％ 이하이고, 보다 바람직하게는 1.00％ 이하이다. Si는 핫 스탬프용 강판의 ??칭성을 높이는 작용을 갖기 때문에, Si가 함유되어 있어도 된다.
(P: 0.030％ 이하)
P는, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. P는, 핫 스탬프용 강판의 가공성을 열화시키거나, 핫 스탬프 성형체의 인성을 열화시키거나 한다. 이 때문에, P 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히, P 함유량이 0.030％ 초과이면, 가공성 및 인성의 저하가 현저하다. 따라서, P 함유량은, 바람직하게는 0.030％ 이하이다.
(S: 0.0100％ 이하)
S는, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. S는, 핫 스탬프용 강판의 성형성을 열화시키거나, 핫 스탬프 성형체의 인성을 열화시키거나 한다. 이 때문에, S 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히, S 함유량이 0.0100％ 초과이면, 성형성 및 인성의 저하가 현저하다. 따라서, S 함유량은, 바람직하게는 0.0100％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0050％ 이하이다.
(sol.Al: 0.100％ 이하)
sol.Al은, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. sol.Al 함유량이 0.100％ 초과이면, Ac3점이 과도하게 높고, ??칭의 가열을 1200℃ 초과로 행하지 않으면 안되는 경우가 있다. 따라서, sol.Al 함유량은, 바람직하게는 0.100％ 이하이다. sol.Al은, 탈산에 의해 강을 건전화하는 작용을 갖기 때문에, sol.Al이 포함되어 있어도 된다.
(N: 0.0100％ 이하)
N은, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. N은, 핫 스탬프용 강판의 성형성을 열화시킨다. 이 때문에, N 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히, N 함유량이 0.0100％ 초과이면, 성형성의 저하가 현저하다. 따라서, N 함유량은, 바람직하게는 0.0100％ 이하이다.
B, Cr, Mo, Ti, Nb, V, Cu 및 Ni는, 핫 스탬프용 강판에 소정량을 한도로 적절히 함유되어 있어도 되는 임의 원소이다.
(B: 0.0000％ 내지 0.0050％)
B는, 핫 스탬프용 강판의 ??칭성을 향상시킨다. 따라서, B가 함유되어 있어도 된다. 이 효과를 충분히 얻기 위해서, B 함유량은, 바람직하게는 0.0001％ 이상이다. 한편, B 함유량이 0.0050％ 초과이면, 상기 작용에 의한 효과는 포화하여, 비용적으로 불리해진다. 따라서, B 함유량은, 바람직하게는 0.005％ 이하이다.
(Cr: 0.00％ 내지 0.50％)
Cr은, 핫 스탬프용 강판의 ??칭성을 향상시킨다. 따라서, Cr이 함유되어 있어도 된다. 이 효과를 충분히 얻기 위해서, Cr 함유량은, 바람직하게는 0.18％ 이상이다. 한편, Cr 함유량이 0.50％ 초과이면, ??칭 전의 핫 스탬프용 강판의 가공성이 열화되는 경우가 있고, ??칭 전의 예비 성형이 곤란해지는 경우가 있다. 따라서, Cr 함유량은, 바람직하게는 0.50％ 이하이다.
(Mo: 0.00％ 내지 0.50％)
Mo는, 핫 스탬프용 강판의 ??칭성을 향상시킨다. 따라서, Mo가 함유되어 있어도 된다. 이 효과를 충분히 얻기 위해서, Mo 함유량은, 바람직하게는 0.03％ 이상이다. 한편, Mo 함유량이 0.50％ 초과이면, ??칭 전의 핫 스탬프용 강판의 가공성이 열화되는 경우가 있고, ??칭 전의 예비 성형이 곤란해지는 경우가 있다. 따라서, Mo 함유량은, 바람직하게는 0.50％ 이하이다.
(Ti: 0.000％ 내지 0.100％, Nb: 0.000％ 내지 0.100％, V: 0.000％ 내지 0.100％)
Ti, Nb 및 V는, 강화 원소이고, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에서, 핫 스탬프용 강판의 강도의 상승에 기여한다. 이 효과를 충분히 얻기 위해서, Ti 함유량, Nb 함유량 및 V 함유량은, 모두 바람직하게는 0.01％ 이상이다. 한편, Ti 함유량, Nb 함유량 또는 V 함유량이 0.100％ 초과이면, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성이 열화되는 경우가 있다. 따라서, Ti 함유량, Nb 함유량 및 V 함유량은, 모두 바람직하게는 0.100％ 이하이다.
(Cu: 0.000％ 내지 1.000％, Ni: 0.000％ 내지 1.000％)
Cu 및 Ni는, 강도의 향상에 기여한다. 이 효과를 충분히 얻기 위해서, Cu 함유량 및 Ni 함유량은, 모두 바람직하게는 0.01％ 이상이다. 한편, Cu 함유량 또는 Ni 함유량이 1.000％ 초과이면, 산세성, 용접성 및 열간 가공성 등이 열화되는 경우가 있다. 따라서, Cu 함유량 및 Ni 함유량은, 모두 바람직하게는 1.000％ 이하이다.
즉, B: 0.0000％ 내지 0.0050％, Cr: 0.00％ 내지 0.50％, Mo: 0.00％ 내지 0.50％, Ti: 0.000％ 내지 0.100％, Nb: 0.000％ 내지 0.100％, V: 0.000％ 내지 0.100％, Cu: 0.000％ 내지 1.000％, 또는 Ni: 0.000％ 내지 1.000％, 또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것이 바람직하다.
핫 스탬프용 강판에, 하기의 원소가 소정량을 한도로 의도적 또는 불가피하게 함유되어 있어도 된다. 즉, O: 0.001％ 내지 0.02％, W: 0.001％ 내지 0.1％, Ta: 0.001％ 내지 0.1％, Sn: 0.001％ 내지 0.05％, Sb: 0.001％ 내지 0.05％, As: 0.001％ 내지 0.05％, Mg: 0.0001％ 내지 0.05％, Ca: 0.001％ 내지 0.05％, Y: 0.001％ 내지 0.05％, Zr: 0.001％ 내지 0.05％, La: 0.001％ 내지 0.05％, 혹은 Ce: 0.001％ 내지 0.05％, 또는 이들의 임의의 조합이 성립되어도 된다.
본 실시 형태에 따른 핫 스탬프용 강판의 비커스 경도는 한정되지 않지만, 바람직하게는 500Hv 이상이고, 보다 바람직하게는 550Hv 이상이다.
본 발명의 실시 형태에 따르면, 적절한 핫 스탬프를 행함으로써, 핫 스탬프 성형체에 있어서, 1900MPa 이상의 인장 강도를 얻을 수 있고, 저응력 파괴가 발생하는 경우에도, 파괴가 발생하는 응력을 1800MPa 이상으로 할 수 있다. 그리고, 이 핫 스탬프 성형체를 자동차 부품에 사용하면, 우수한 충돌 안전성을 얻으면서, 차체를 경량화할 수 있다. 예를 들어, 인장 강도가 500MPa 정도의 강판이 사용되고 있는 자동차 부품을, 인장 강도가 2500MPa 정도의 핫 스탬프 성형체의 부품으로 치환했을 경우, 충돌 안전성이 판 두께의 넥 특성이고, 또한 충돌 안전성이 판 두께와 강판 강도에 비례한다고 가정하면, 인장 강도가 5배가 됨으로써 판 두께를 1/5로 감소시키는 것이 가능하다. 이 판 두께 감소는 자동차의 경량화 및 연비의 향상에 매우 큰 효과를 초래한다.
이어서, 본 발명의 실시 형태에 따른 핫 스탬프용 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다. 이 제조 방법에서는, 상기 화학 조성을 갖는 강의 주조, 슬래브의 열간 압연, 열연 강판의 열연판 어닐링, 열연 어닐링 강판의 냉간 압연, 냉연 강판의 냉연판 어닐링 및 냉연 어닐링 강판의 열처리 등을 행한다.
이 예에서는, 우선, 상기 화학 조성을 갖는 강을, 통상의 방법에 의해 용제하고, 연속 주조하여 슬래브를 얻는다. 강을 주조하여 강괴를 얻고, 강괴를 분괴 압연하여 강편을 얻어도 된다. 생산성의 관점에서, 연속 주조가 바람직하다.
연속 주조의 주조 속도는, Mn의 중심 편석 및 V자상 편석을 효과적으로 억제하기 위해서, 바람직하게는 2.0m/분 미만으로 한다. 또한, 슬래브 표면의 청정도를 양호하게 유지하기 위해서, 또한 생산성을 확보하기 위해서, 주조 속도는 바람직하게는 1.2m/분 이상으로 한다.
이어서, 슬래브 또는 강편에 열간 압연을 실시한다. 열간 압연에서는, 탄화물을 보다 균일하게 생성시키는 관점에서 개시 온도를 1000℃ 이상 1300℃ 이하로 한다. 열간 압연의 마무리 온도는 850℃ 이상 1000℃ 이하로 한다. 마무리 온도가 850℃ 미만이면, 압연 하중이 과잉이 된다. 마무리 온도가 1000℃ 초과이면, 구γ 입경이 조대화한다. 권취 온도는 400℃ 이상 700℃ 이하로 한다. 권취 온도가 400℃ 미만이면, 열연 강판의 강도가 과잉이 되고, 냉간 압연 중에 파단 및 형상 불량이 발생하기 쉽다. 권취 온도가 700℃ 초과이면, 열연 강판의 표면에 산화물이 과잉으로 생성되고, 산세성이 저하된다.
그 후, 열간 압연에 의해 얻어진 열연 강판에 산세 등에 의해 탈스케일 처리를 실시한다. 탈스케일 처리 후에 열연 강판에 열연판 어닐링을 실시한다. 열연판 어닐링 후에 열연 어닐링 강판에 냉간 압연을 실시한다. 냉간 압연은 통상의 방법에 의해 행하면 된다. 냉간 압연에 있어서의 압하율은, 양호한 평탄을 확보하는 관점에서, 바람직하게는 30％ 이상으로 하고, 하중이 과대해지는 것을 피하기 위해서, 바람직하게는 80％ 이하로 한다.
이어서, 냉간 압연에 의해 얻어진 냉연 강판에 냉연판 어닐링을 실시한다. 냉연판 어닐링에서는, Ac3점 이상 1100℃ 이하의 제1 온도까지 가열하고, 제1 온도에 1초 이상 1000초 이하의 시간(가열 시간) 보유 지지하고, -150℃ 이하의 제2 온도까지 냉각한다.
제1 온도가 Ac3점 미만이면, 탄화물이 충분히 용해하지 않고 조대한 탄화물이 잔존하고, 냉각 후의 탄화물의 수 밀도가 부족하다. 따라서, 제1 온도는 Ac3점 이상이다. 제1 온도가 1100℃ 초과이면, 탄화물을 용해시키는 효과가 포화되고, 헛되이 비용이 크게 상승한다. 또한, 제1 온도가 1100℃ 초과이면, γ 입자가 조대화하기 쉽고, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입자도 조대한 것이 되기 쉽다. 따라서, 제1 온도는, 바람직하게는 1100℃ 이하이다. 제1 온도까지의 가열 속도는 한정되지 않고, 예를 들어 1℃/초 내지 5000℃/초로 한다. 가열 방법으로서는, 100℃/초 이상의 가열 속도를 얻기 쉬운 전기 가열이 바람직하다.
가열 시간이 1.0초 미만이면, 탄화물이 충분히 용해되지 않고 조대한 탄화물이 잔존하고, 냉각 후의 탄화물의 수 밀도가 부족하다. 따라서, 가열 시간은 1.0초 이상이다. 가열 시간이 1000초 초과이면, 탄화물을 용해시키는 효과가 포화하고, 헛되이 비용이 크게 상승한다. 또한, 가열 시간이 1000초 초과이면, γ 입자가 조대화하기 쉽고, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입자도 조대한 것이 되기 쉽다. 따라서, 가열 시간은, 바람직하게는 1000초 이하이다.
냉각 정지 온도인 제2 온도가 -150℃ 초과이면, 냉연 어닐링 강판에 잔류 γ가 포함될 수 있다. 냉연 어닐링 강판에 잔류 γ가 포함되면, 잔류 γ로의 고용 C의 농축에 의해, 냉연판 어닐링 후의 열처리 중에 탄화물이 충분히는 석출하기 어렵다. 따라서, 제2 온도는 -150℃ 이하이다. 제1 온도로부터 제2 온도까지의 강온 중, 제1 온도로부터 100℃까지의 온도 영역(제1 온도 영역)에서의 평균 냉각 속도는 1000℃/초 이상으로 하고, 100℃로부터 -150℃까지의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도는 50℃/초 이상으로 한다. 제1 온도로부터 100℃까지의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 1000℃/초 미만이면, 마르텐사이트 변태 후에 탄화물이 구γ 입계에 석출하기 쉽다. 100℃로부터 -150℃까지의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 50℃/초 미만이면, 냉각 중에 γ에 고용 C가 농축하기 쉽고, 잔류 γ가 잔존하기 쉽이다.
냉연판 어닐링은 2회 이상 행해도 된다. 냉연판 어닐링을 행할수록, 구γ 입자가 보다 미세해지고, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입자의 미립화에 연결된다.
냉연판 어닐링의 후에는, 냉연 어닐링 강판의 열처리(재가열)를 행한다. 이 열처리에서는, 100℃ 이상 300℃ 이하의 온도(가열 온도)까지 가열하고, 이 온도에10분 이상 480분 이하의 시간(가열 시간) 보유 지지하고, 실온 정도의 온도까지 냉각한다. 이 열처리에 의해, 탄화물을 구γ 입자 내에 미세 분산시킬 수 있다.
가열 온도가 100℃ 미만이면, 탄화물이 충분히 석출하지 않는다. 따라서, 가열 온도는 100℃ 이상이다. 가열 온도가 300℃ 초과이면, 탄화물이 조대하게 성장하여 탄화물의 수 밀도가 저하된다. 따라서, 가열 온도는 300℃ 이하이다. 가열 시간이 10분 미만이면, 탄화물이 충분히 석출하지 않는다. 따라서, 가열 시간은 10분 이상이다. 가열 시간이 480분 초과이면, 탄화물이 조대하게 성장하여 탄화물의 수 밀도가 저하된다. 따라서, 가열 시간은 480분 이하이다.
이와 같이 하여, 핫 스탬프용 강판을 제조할 수 있다.
핫 스탬프용 강판에 도금을 실시해도 된다. 도금으로서 아연계 도금을 실시하는 경우, 생산성의 관점에서, 바람직하게는 연속 용융 아연 도금 라인에 있어서 용융 아연계 도금을 실시한다. 그 경우, 연속 용융 아연 도금 라인에 있어서 용융 아연계 도금에 앞서 어닐링을 실시해도 되고, 균열 온도를 저온으로 하여 어닐링을 실시하지 않고 아연계 도금을 실시해도 된다. 용융 아연계 도금 후에 합금화 처리를 행하여, 합금화 용융 아연 도금 강판으로 해도 된다. 아연계 도금을 전기 도금에 의해 실시해도 된다. 아연계 도금의 예로서, 용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금, 전기 아연 도금, 용융 아연-알루미늄 합금 도금, 전기 니켈-아연 합금 도금 및 전기 철-아연 합금 도금이 예시된다. 도금의 부착량은 특별히 제한되지 않고, 종래의 도금 강판의 부착량과 동일 정도이면 된다. 아연계 도금은, 강재의 표면의 적어도 일부에 실시할 수 있지만, 일반적으로, 강판의 아연계 도금은 강판의 편면 또는 양면의 전체에 실시한다.
이어서, 본 발명의 실시 형태에 따른 핫 스탬프용 강판을 사용한 핫 스탬프 성형체의 제조 방법의 예에 대하여 설명한다. 이 예에서는, 본 발명의 실시 형태에 따른 핫 스탬프용 강판으로부터 블랭크재를 형성하고, 이 블랭크재에 ??칭을 실시하고, 이 한창 ??칭하는 중에 블랭크재의 성형을 행한다.
(블랭크재의 형성)
핫 스탬프용 강판을 전단기로 절단, 레이저 절단 또는 펀칭 가공 등에 의해 블랭킹하여 블랭크재를 형성한다. 본 실시 형태에 따른 핫 스탬프용 강판의 비커스 경도는, 예를 들어 500Hv 이상이다. 비커스 경도가 높은 경우에는, 레이저 절단을 행하는 것이 바람직하다.
(??칭)
??칭에서는, 블랭크재를 Ac3점 이상 1000℃ 이하의 제3 온도까지 2℃/초 이상의 평균 가열 속도로 가열하고, 블랭크재를 제3 온도로 0.1초 이상 3분 이하 보유 지지하고, 블랭크재를 제3 온도로부터 400℃ 이하의 제4 온도까지 냉각한다. 이 냉각중에 성형을 행하고, Ar3점으로부터 400℃까지의 온도 영역에서는, 평균 냉각 속도를 100℃/초 이상으로 한다. 블랭크재를 제3 온도로 유지함으로써, 성형 개시 시의 강 조직이 γ단상 조직으로 되고, 그 후의 제4 온도까지의 냉각 중에 강 조직의 주상이 마르텐사이트로 된다.
제3 온도가 Ac3점 미만이면, 성형 시에 강 조직에 페라이트가 포함되고, 냉각 중에 페라이트가 성장하고, 마르텐사이트의 면적 분율이 낮아져서 충분한 강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 제3 온도가 1000℃ 초과이면, 그 효과가 포화함과 함께, γ 입자가 과도하게 성장하고, 핫 스탬프 성형체의 구γ 입자가 조대해져, 저응력 파괴가 발생하기 쉬워진다.
제3 온도까지의 평균 가열 속도가 2℃/초 미만이면, 승온 중에 γ 입자가 조대화하고, 핫 스탬프 성형체에 저응력 파괴가 발생하기 쉬워진다. 가열 방법은 한정되지 않고, 로 가열, 적외선 가열, 전기 가열이 예시된다. 이들 중 전기 가열이 가장 바람직하다. 전기 가열이 가장 높은 평균 가열 속도를 달성할 수 있기 때문이다. 평균 가열 속도가 높을수록, γ 입자를 미세화하기 쉽고, 높은 생산성이 얻어진다.
제3 온도에서의 유지 시간이 0.1초 미만이면, γ로의 역변태가 부족하고, 충분한 인장 강도, 예를 들어 1900MPa 이상의 인장 강도를 얻는 것이 곤란한 경우가 있다. 한편, 유지 시간이 3분 이상이면, γ 입자가 조대화하고, 핫 스탬프 성형체에 저응력 파괴가 발생하기 쉬워진다.
제4 온도가 400℃ 초과이면, ??칭이 불충분하고, 핫 스탬프 성형체의 마르텐사이트가 부족하다. 제4 온도까지의 냉각 중, Ar3점으로부터 400℃까지의 온도 영역에서는, 평균 냉각 속도를 100℃/초 이상으로 한다. 이 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 100℃/초 미만이면, 페라이트 변태, 펄라이트 변태 또는 베이나이트 변태가 발생하고, 주상이 마르텐사이트의 강 조직이 얻어지지 않고, 충분한 강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. Ar3점 이상이면, 페라이트 변태 등의 상 변태가 일어나지 않기 때문에, 평균 냉각 속도는 한정되지 않는다. 예를 들어, Ar3점 이상의 온도 영역에서도, 평균 냉각 속도를 100℃/초 이상으로 해도 된다.
제3 온도로부터 제4 온도까지의 냉각 속도의 상한은 한정되지 않지만, 냉각을 위한 특수한 장치를 사용해도 공업적으로는 냉각 속도는 2000℃/초 이하가 보통이다. 냉각 속도는, 대략, 단순한 수냉에서는 1000℃/초 이하이고, 단순한 금형 냉각에서는 500℃/초 이하이다.
제3 온도로부터 700℃까지의 온도 영역에서는, 블랭크재의 수송에 수반하는 공랭이 행하여져도 된다. 제3 온도로부터 제4 온도까지의 블랭크재의 냉각은, 금형 내에서 행한다. 금형으로부터의 히트 싱크에서 블랭크재를 냉각해도 되고, 금형 내에서 물을 블랭크재에 뿜어서 블랭크재를 냉각해도 된다.
400℃ 이하의 온도 영역에서의 냉각 속도는 한정되지 않는다. 400℃ 이하의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 100℃/초 미만이면, 내부에 미세한 탄화물이 석출한 템퍼링 마르텐사이트 또는 베이나이트가 얻어지고, 수％ 정도의 잔류 γ가 얻어진다. 이들은, 연성의 향상에 기여한다. 평균 냉각 속도를 100℃/초 미만으로 하기 위해서는, 예를 들어 실온으로부터 400℃ 사이의 온도로 가열한 금형으로 프레스를 행하거나, 온도가 실온으로부터 400℃의 온도가 된 곳에서 강판을 프레스기로부터 취출하고, 의도적으로 냉각 속도를 저하시키거나 한다. 400℃ 이하의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 100℃/초 이상이면, 마르텐사이트 단 조직이 얻어지고, 마르텐사이트 중에서의 탄화물의 생성이 억제되어, 특히 높은 강도가 얻어진다.
이와 같이 하여, 핫 스탬프 성형체를 제조할 수 있다.
또한, Ac3점(℃) 및 Ar3점(℃)은, 하기 식에 의해 계산할 수 있다. 여기서, [X]는, 원소 X의 함유량(질량％)을 나타낸다.
Ac3점=910-203√[C]-30[Mn]-11[Cr]+44.7[Si]
+400[Al]+700[P]-15.2[Ni]-20[Cu]
+400[Ti]+104[V] +31.5[Mo]
Ar3점=901-325[C]+33[Si]
-92([Mn]+[Ni]/2+[Cr]/2+[Cu]/2+[Mo]/2)
금형으로부터 핫 스탬프 성형체를 취출한 후에, 핫 스탬프 성형체를 50℃ 내지 650℃의 온도에서 6시간 이내의 가열에 제공해도 된다. 이 가열의 온도가 50℃ 내지 400℃의 경우, 가열 중에 마르텐사이트 중에 미세한 탄화물이 석출하고, 내지연 파괴 특성 및 기계적 특성이 향상된다. 이 가열의 온도가 400 내지 650℃의 경우, 가열 중에 합금 탄화물 또는 금속 간 화합물 또는 이들의 양쪽이 석출하고, 입자 분산 강화에 의해 강도가 상승한다.
또한, 상기 실시 형태는, 모두 본 발명을 실시하는 것에 있어서의 구체화의 예를 나타낸 것에 지나지 않고, 이들에 의해 본 발명의 기술적 범위가 한정적으로 해석되어서는 안되는 것이다. 즉, 본 발명은 그 기술 사상, 또는 그 주요한 특징으로부터 일탈하지 않고, 여러가지 형태로 실시할 수 있다.
실시예
이어서, 본 발명의 실시예에 대하여 설명한다. 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위하여 채용한 일 조건예이고, 본 발명은, 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.
(제1 실험)
표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 슬래브의 열간 압연을 행하여 열연 강판을 얻었다. 표 1에 나타내는 화학 조성의 잔부는 Fe 및 불순물이다. 열간 압연에서는, 개시 온도를 1200℃, 처리 온도를 900℃, 권취 온도를 600℃로 하였다. 마무리 온도로부터 권취 온도까지의 냉각에서는, 평균 냉각 속도를 20℃/초로 하였다. 그 후, 열연 강판에 산세에 의해 탈스케일 처리를 실시하고, 압하율이 60％인 냉간 압연을 행하여, 두께가 1.6mm인 냉연 강판을 얻었다. 이어서, 전기 가열 설비에서 냉연 강판의 냉연판 어닐링을 행하였다. 냉연판 어닐링의 조건을 표 2에 나타내었다. 표 2 중의 제1 온도 영역은 가열 온도로부터 100℃까지의 온도 영역이고, 제2 온도 영역은 100℃로부터 냉각 정지 온도까지의 온도 영역이다. 냉연판 어닐링에서는, 가열 온도까지의 평균 가열 속도를 500℃/초로 하였다. 냉연판 어닐링 후에 냉연 어닐링 강판의 열처리(재가열)를 행하였다. 이 열처리의 조건도 표 2에 나타내었다.
이 열처리의 후, 냉연 어닐링 강판에 용융 알루미늄 도금, 용융 아연 도금, 또는 합금화 용융 아연 도금을 행하였다. 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조할 때에는, 보유 지지 후에 550℃의 합금화 처리를 행하여, 실온까지 냉각하고, 권취하였다. 이와 같이 하여, 핫 스탬프용 강판으로서, 열연 강판, 냉연 강판, 알루미늄 도금 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판을 준비하였다.
그 후, 핫 스탬프용 강판을 블랭킹하여 블랭크재를 형성하고, 블랭크재의 ??칭을 행하였다. ??칭은, 다음의 2개의 조건 A 또는 조건 B의 어느 것으로 행하였다. 조건 A에서는, 분위기 가열에 의해 10℃/초의 평균 가열 속도로 900℃까지 가열하고, 900℃에서 2분 보유 지지하여, 700℃까지 공랭하고, 700℃로부터 100℃까지 100℃/초의 평균 냉각 속도로 금형 냉각하였다. 조건 B에서는, 전기 가열에 의해 100℃/s의 평균 가열 속도로 900℃까지 급속 가열하고, 900℃에서 1초 보유 지지하여, 700℃까지 공랭하고, 700℃로부터 100℃까지 100℃/s의 평균 냉각 속도로 금형 냉각하였다. 이와 같이 하여, 여러가지 핫 스탬프 성형체를 제조하였다. 표 1 내지 표 3 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명이 범위로부터 벗어나 있음을 나타낸다.
Figure 112019059465227-pct00001
Figure 112019059465227-pct00002
Figure 112019059465227-pct00003
핫 스탬프용 강판의 강 조직 및 핫 스탬프 성형체의 강 조직을 관찰하였다. 이 결과를 표 4 및 표 5에 나타내었다. 핫 스탬프 성형체의 강 조직의 관찰에서는, 판 두께의 1/4을 중심으로 하는 1/8 내지 3/8 두께의 범위를 FE-SEM으로 관찰하였다. 그리고, 구γ 입경에 대해서는, 20㎛ 이하의 것을 미세, 20㎛ 초과의 것을 조대라고 평가하였다. 조대 탄화물에 대해서는, 시야 내에서, 입경이 0.5㎛ 이상인 탄화물의 개수 비율이 0.15 이하인 것을 「없음」, 0.15 초과인 것을 「있음」이라고 평가하였다.
핫 스탬프 성형체로부터 JIS Z 2201에 준거한 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241에 준거한 인장 시험에 의해 인장 최대 강도를 측정하였다. 시험 No.마다 5회의 인장 시험을 행하고, 5개의 인장 최대 강도의 평균값을 당해 시험 No.의 인장 강도로 하였다. 이 결과도 표 4 및 표 5에 나타내었다. 평균값을 인장 강도로 한 것은, 저응력 파괴가 발생하는 경우, 제조 조건이 동일하여도, 파단 응력에 큰 변동이 발생하기 쉽기 때문이다. 어떤 진왜곡 εa 및 진응력 σa에 대해서, 하기의 식 1이 충족되기 전에 파단이 발생한 시료에 대해서는 저응력 파괴가 발생했다고 판정하고, 식 1이 충족된 후에 파단이 발생한 시료는 저응력 파괴가 발생하지 않았다고 판정하였다. 식 1에 있어서, Δεa는 0.0002로 하고, Δσa는 「진왜곡이 『εa+0.0002』일 때의 진응력 σa+1」과 「진왜곡이 『εa』일 때의 진응력 σa」의 차로 하였다(Δσa=σa+1-σa).
Δσa/Δεa=σa ···(식 1)
Figure 112019068305400-pct00010
Figure 112019068305400-pct00011
표 4 및 표 5에 나타내는 바와 같이, 본 발명의 범위 내에 있는 발명예(시험 No.1 내지 No.7, No.10 내지 No.11, No.20 내지 No.23, No.33 내지 No.35, No.45 내지 No.47, No.57 내지 No.58)에서는, 핫 스탬프 성형체에 있어서, 저응력 파괴가 발생하지 않거나, 발생하더라도 파괴가 발생하는 응력이 1800MPa 이상이었다.
시험 No.8에서는, 냉연판 어닐링의 가열 온도가 너무 낮았기 때문에, 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적 분율이 부족하고, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.9에서는, 냉연판 어닐링의 가열 시간이 너무 짧았기 때문에, 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적 분율이 부족하고, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.12에서는, 냉연판 어닐링의 냉각 정지 온도가 너무 높았기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.13에서는, 제1 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 너무 낮았기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.14에서는, 제2 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 너무 낮았기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.15에서는, 열처리에서의 재가열 온도가 너무 낮았기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.16에서는, 열처리에서의 재가열 온도가 너무 높았기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.17에서는, 열처리에서의 재가열 시간이 너무 짧았기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.18에서는, 열처리에서의 재가열 시간이 너무 길었기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.19에서는, 열처리를 행하지 않았기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다.
시험 No.24에서는, 냉연판 어닐링의 가열 온도가 너무 낮았기 때문에, 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적 분율이 부족하고, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.25에서는, 냉연판 어닐링의 가열 시간이 너무 짧았기 때문에, 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적 분율이 부족하고, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.26에서는, 냉연판 어닐링의 냉각 정지 온도가 너무 높았기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.27에서는, 제1 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 너무 낮았기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.28에서는, 제2 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 너무 낮았기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.29에서는, 열처리에서의 재가열 온도가 너무 낮았기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.30에서는, 열처리에서의 재가열 온도가 너무 높았기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.31에서는, 열처리에서의 재가열 시간이 너무 짧았기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.32에서는, 열처리에서의 재가열 시간이 너무 길었기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다.
시험 No.36에서는, 냉연판 어닐링의 가열 온도가 너무 낮았기 때문에, 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적 분율이 부족하고, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.37에서는, 냉연판 어닐링의 가열 시간이 너무 짧았기 때문에, 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적 분율이 부족하고, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.38에서는, 냉연판 어닐링의 냉각 정지 온도가 너무 높았기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.39에서는, 제1 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 너무 낮았기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.40에서는, 제2 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 너무 낮았기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.41에서는, 열처리에서의 재가열 온도가 너무 낮았기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.42에서는, 열처리에서의 재가열 온도가 너무 높았기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.43에서는, 열처리에서의 재가열 시간이 너무 짧았기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.44에서는, 열처리에서의 재가열 시간이 너무 길었기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다.
시험 No.48에서는, 냉연판 어닐링의 가열 온도가 너무 낮았기 때문에, 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적 분율이 부족하고, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.49에서는, 냉연판 어닐링의 가열 시간이 너무 짧았기 때문에, 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적 분율이 부족하고, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.50에서는, 냉연판 어닐링의 냉각 정지 온도가 너무 높았기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.51에서는, 제1 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 너무 낮았기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.52에서는, 제2 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 너무 낮았기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.53에서는, 열처리에서의 재가열 온도가 너무 낮았기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.54에서는, 열처리에서의 재가열 온도가 너무 높았기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.55에서는, 열처리에서의 재가열 시간이 너무 짧았기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 No.56에서는, 열처리에서의 재가열 시간이 너무 길었기 때문에, 곱(T×M)이 부족하고, 저응력 파괴가 발생하여, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다.
(제2 실험)
제2 실험에서는, 제1 실험에 있어서의 시험 No.57, No.60, No.63 및 No.66과 마찬가지로 하여 냉연 강판을 얻고, 냉연 강판의 2회의 냉연판 어닐링, 열처리(재가열) 및 ??칭을 행하였다. 1회째의 냉연판 어닐링의 조건, 2회째의 냉연판 어닐링의 조건, 열처리(재가열)의 조건 및 ??칭의 조건을 표 6에 나타내었다. 이와 같이 하여, 여러가지 핫 스탬프 성형체를 제조하였다.
Figure 112019059465227-pct00006
그리고, 핫 스탬프용 강판의 강 조직 및 핫 스탬프 성형체의 강 조직을 관찰하였다. 이 결과를 표 7에 나타내었다. 강 조직의 관찰 방법은 상기한 바와 같다. 또한, 제1 실험과 마찬가지로 하여 인장 시험을 행하였다. 이 결과도 표 7에 나타내었다.
Figure 112019059465227-pct00007
표 7에 나타내는 바와 같이, 어느 발명예에 있어서도, 냉연판 어닐링이 1회인 발명예(시험 No.57, No.60, No.63 또는 No.66)보다도, 구γ 입경이 작고, 보다 우수한 기계적 특성이 얻어졌다.
본 발명은, 예를 들어 자동차 부품에 적합한 핫 스탬프 성형체용 강판에 관련된 산업에 이용할 수 있다.

Claims (5)

  1. 질량％로,
    C: 0.27 내지 0.60％,
    Mn: 0.50 내지 5.00%
    Si: 2.00% 이하
    P: 0.030% 이하
    S: 0.0100% 이하
    sol.Al: 0.100% 이하
    N: 0.0100% 이하
    B: 0.0000% 내지 0.0050%
    Cr: 0.00% 내지 0.50%
    Mo: 0.00% 내지 0.50%
    Ti: 0.000% 내지 0.100%
    Nb: 0.000% 내지 0.100%
    V: 0.000% 내지 0.100%
    Cu: 0.000% 내지 1.000%
    Ni: 0.000% 내지 1.000%
    를 포함하고,
    잔부: Fe 및 불순물을 포함하고,
    베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율: 합계로 80％ 이상,
    긴 직경이 5nm 이상인 석출물을 카운트 대상으로 한 경우에, 탄화물의 수 밀도(개/㎛2)와 탄화물 중 구 오스테나이트 입자 내에 석출한 탄화물의 비율의 곱: 0.50 이상 1.0 이하,
    으로 표시되는 강 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 핫 스탬프용 강판.
  2. 삭제
  3. 제1항에 있어서, 비커스 경도가 500Hv 이상인 것을 특징으로 하는 핫 스탬프용 강판.
  4. 제1항에 있어서, 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 핫 스탬프용 강판.
  5. 제3항에 있어서, 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 핫 스탬프용 강판.
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