KR102643398B1 - 핫 스탬프 성형체 - Google Patents

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유리 도다
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

이 핫 스탬프 성형체는, 소정의 화학 조성을 갖고, 마이크로 조직 중의 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 5.0㎛ 이하이고, 상기 구 오스테나이트 입자의 입계의 평균 Mn 농도가 1.0질량％ 이하이다. 이 핫 스탬프 성형체는, 표면에 도금층을 구비하고 있어도 되고, 일부에 연화 영역을 갖고 있어도 된다.

Description

핫 스탬프 성형체
본 발명은, 핫 스탬프 성형체에 관한 것이다.
본원은, 2019년 3월 20일에, 일본에 출원된 특허 출원 제2019-052103호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.
근년, 환경 보호 및 자원 절약화의 관점에서 자동차 차체의 경량화가 요구되고 있고, 자동차용 부재에 대한 고강도 강판의 적용이 가속되고 있다. 강판의 강도가 높을수록, 자동차용 부재에 대한 프레스 성형 시의 하중이 증가한다. 또한, 고강도 강판을 사용하면, 복잡한 형상의 부재에 대한 성형성이 과제로 된다. 이러한 과제를 해결하기 위해, 강판이 연질화되는 오스테나이트 영역까지 가열한 후에 프레스 성형을 실시하는 핫 스탬프 기술의 적용이 진행되고 있다.
핫 스탬프는, 프레스 가공과 동시에, 금형 내에 있어서 ??칭 처리를 실시함으로써, 자동차용 부재에 대한 성형과 강도 확보를 양립하는 기술로서 주목받고 있다. 핫 스탬프는, 자동차의 변형 억제 부재 및 충격 흡수 부재의 가공 방법으로서 채용되고 있다. 특히, 변형 억제 부재는 충돌에 의해서도 거의 변형되지 않는 부재가 요구되고 있고, 더 고강도화하는 것이 요구된다.
그러나, 일반적으로, 강판 강도의 상승에 수반하여 인성은 저하되기 때문에, 충돌 변형에 있어서 균열이 발생하기 쉬워진다. 그 결과, 자동차용 부재에 요구되는 내력이나 흡수 에너지가 얻어지지 않는 경우가 있다.
특허문헌 1에는, ??칭 템퍼링 전에 650 내지 Ac1＋20℃의 구상화 어닐링을 행함으로써, 탄화물을 구상화시켜, ??칭 템퍼링 열처리시에 미용해 탄화물을 저감시킴으로써 인성을 향상시킬 수 있는 기술이 제안되어 있다.
특허문헌 2에는, 템퍼링 마르텐사이트 및 하부 베이나이트를 합계로 90％ 이상으로 하여, 균질한 마이크로 조직으로 함으로써 고강도 및 저온 인성을 양립시킨 열연 강판이 제안되어 있다.
특허문헌 3에는, 마이크로 조직을 템퍼링하여 마르텐사이트 단상으로 하고, 신장 플랜지성을 향상시킨 초고강도 냉연 강판이 제안되어 있다.
특허문헌 4에는, 2회 ??칭에 의해 고강도 및 인성을 양립시킬 수 있는 성형체의 제조 방법이 제안되어 있다. 이 제조 방법에서는, 1회째의 ??칭 열처리에 의해, 강재의 마이크로 조직을 미세한 탄화물을 많이 포함하는 마르텐사이트로 한다(탄화물의 수 밀도는, 바람직하게는 0.50개/㎛2 이상이라고 기재되어 있음). 그 후, 2회째의 ??칭 열처리로 급속 가열을 행하고, 탄화물을 오스테나이트로의 역변태의 핵 생성 사이트로 함으로써 마이크로 조직의 미세화를 도모하고 있다.
일본 특허 제5030280호 공보 일본 특허 제6132017호 공보 일본 특허 제5402191호 공보 국제 공개 제2018/134874호
특허문헌 1에 기재된 기술에 있어서는, 탄화물의 구상화를 목적으로 하여, Ac3점 미만에서 가열하는 어닐링이 실시된다. 그 때문에, Mn이 충분히 확산되지 않고, 어닐링 후의 강재 중에 Mn 농도가 높은 부분이 존재하여, 강재의 인성이 열화된다. 또한, 구상화 어닐링에 의해 강재의 마이크로 조직 중에 조대한 탄화물이 생성된다. 이러한 탄화물은, 2000㎫ 이상의 고강도 강재에 있어서 파괴 기점으로 되기 쉽기 때문에, 강재의 인성이 대폭으로 열화되는 경우가 있다.
특허문헌 2에 기재된 기술에 있어서는, 마이크로 조직은 전체적으로는 균일하기는 하지만, 구 오스테나이트 입자 내에 Mn이 편석되어 있는 경우가 있다. Mn의 편석을 감소시키면, Mn 농도가 높은 부분이 파괴 기점으로 되는 경우는 없어, 더욱 인성의 향상을 기대할 수 있다. 그러나, 특허문헌 2에 있어서, 그 방법에 대해서는 명확하게 되어 있지 않다.
특허문헌 3에 기재된 기술에 있어서는, 구 오스테나이트 입자를 조대화시키지 않기 위해 900℃ 이하의 어닐링을 행하지만, Mn이 충분히 확산되어 있지 않고, 마이크로 조직 내에 Mn이 편석되어 있는 경우가 있다. 이와 같이, 국소적으로 Mn 농도가 높은 부분은, 2000㎫ 이상의 고강도 강재에 있어서 파괴 기점으로 되기 쉽기 때문에, 강재의 인성이 열화되는 경우가 있다. 또한, 이 기술에서는, 마이크로 조직을 마르텐사이트로 한 후에 250℃에서의 템퍼링을 행하는 것이 필수이고, 프로세스 증가에 수반하는 제조 비용의 증가를 야기한다.
특허문헌 4에 기재된 기술에 있어서는, 1회째 열처리 시에 최대한 많은 탄화물을 생성시킨 강재에 2회째 열처리를 행하고, 이 탄화물을 핵 생성 사이트로 하여 오스테나이트로의 역변태를 발생시킨다. 이 때문에, 1회째 열처리 시에는 잔류 오스테나이트가 적고, 또한 2회째 열처리 시에는, 오스테나이트의 입성장이 진행되기 쉽기 때문에, 가일층의 결정립 미세화 방법이 요구된다.
본 발명은, 종래 기술의 과제를 해결하기 위해 이루어진 것이고, 우수한 강도 및 인성을 갖는 핫 스탬프 성형체를 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은 상기 과제를 해결하는 방법에 대하여 예의 검토한 결과, 이하의 지견을 얻었다.
종래는, 2000㎫ 이상의 인장 강도를 확보하기 위해서는, ??칭성의 확보가 필요하고, Mn을 함유시키는 것이 유효한 것으로 되어 있었다. 그러나, Mn을 함유시킴으로써 결정립계의 Mn 편석이 조장되어, 핫 스탬프 성형체의 인성이 열위로 된다. 그래서 본 발명자들은, 예의 연구를 행한 결과, Mn을 함유시킨 재료라도, 종래보다도 우수한 인성을 갖는 핫 스탬프 성형체가 얻어지는 것을 알아냈다.
본 발명자들은, 핫 스탬프 성형체의 마이크로 조직으로서, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경을 5.0㎛ 이하로 제어하고, 구 오스테나이트 입자의 입계(이하, 구 오스테나이트 입계라고 기재하는 경우가 있음)의 평균 Mn 농도를 1.0질량％ 이하로 함으로써, 균열 발생을 억제할 수 있는 것을 알아냈다. 또한, 본 발명자들이 예의 검토한 결과, 이하의 방법에 의해 상기한 마이크로 조직이 얻어지는 것을 지견했다.
먼저, 핫 스탬프 공정 전에 전열처리(이하, 「1회째 열처리」라고 나타낸다.)를 행한다. 1회째 열처리는, Ac3점 이상, Ac3점＋200℃ 이하의 가열 온도 T1까지 가열하는 가열 공정과, 이 가열 온도 T1에서 유지하는 유지 공정과, 10℃/s 이상, 500℃/s 이하의 평균 냉각 속도로, 가열 온도 T1부터 「250℃ 이상, 400℃ 이하」의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 냉각 공정을 포함하는 열처리이다. 1회째 열처리의 가열 공정 및 유지 공정에는, 1회째 열처리 전에 형성하고 있던 조대한 탄화물을 재고용하는 역할 및 구 오스테나이트 입계에 Mn을 농화시키는 역할이 있다. 또한, 1회째 열처리의 냉각 공정에 의해, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트 및 템퍼링 베이나이트를 포함하는 마이크로 조직으로 제어되기 때문에, 구 오스테나이트 입자 내에는 다량의 대경각 입계가 형성된다.
이어서, 핫 스탬프 공정의 가공 열처리(이하, 「2회째 열처리」라고 나타낸다.)를 행한다. 2회째 열처리는, 10℃/s 이상, 500℃/s 이하의 평균 가열 속도로, Ac3'점 이상, (Ac3'점＋100℃) 이하의 가열 온도 T2까지 급속 가열을 행하는 가열 공정 및 이 가열 온도 T2에서 10초 초과, 60초 이하 유지하는 유지 공정을 포함하는 열처리이다. 여기서, 1회째 열처리 시의 냉각 정지 온도와, 2회째 열처리 시의 가열 온도 T2의 차(T2－냉각 정지 온도)는 600℃ 미만이다.
2회째 열처리의 유지 공정 후의 강재에는, 핫 스탬프 및 냉각이 실시된다.
또한, Ac3'점은, 실험에 의해 구해지는 온도이다. 상세는 후술한다.
2회째 열처리의 가열 공정에서는, 구 오스테나이트 입계로부터, 1회째 열처리에서 형성한 대경각 입계로 Mn의 확산이 일어난다. 이에 의해, 대경각 입계(블록간)에 존재하는 미세한 잔류 오스테나이트로 Mn이 농화된다. 잔류 오스테나이트에 Mn이 농화됨으로써, 잔류 오스테나이트의 안정성이 높아지고, Ac3점이 저하된다. 이 저하된 Ac3점을, 편의상, 「Ac3'점」이라고 호칭한다.
Ac3'점을 초과하는 온도역에서는 오스테나이트화가 진행된다. 단, 이 단계에 있어서의 오스테나이트화는 저온에서 진행되기 때문에, 오스테나이트의 입성장은 억제된다. 또한, 미세한 오스테나이트가 유지되기 때문에, 구 오스테나이트 입계로부터 대경각 입계로의 Mn 농화가 계속해서 진행된다.
2회째 열처리 후의 강재는, 핫 스탬프되어, 실온까지 냉각된다. 이에 의해, 핫 스탬프 성형체가 얻어진다. 이들 공정에 의해, 핫 스탬프 성형체의 구 오스테나이트 입자의 평균 입경을 5.0㎛ 이하의 세립 조직으로 하고, 또한 구 오스테나이트 입자의 입계의 평균 Mn 농도를 1.0질량％ 이하로 저하시킬 수 있다. 그 결과, 구 오스테나이트 입계의 고Mn 농도 영역의 저감에 의해 충돌 시의 파괴(균열 발생)가 억제되고, 또한 구 오스테나이트 입자의 입경이 미세하기 때문에, 균열 진전도 억제된다. 결과적으로, 우수한 인성을 갖는 핫 스탬프 성형체를 얻는 것이 가능하게 된다.
상기 지견에 기초하여 이루어진 본 발명의 요지는 이하와 같다.
[1] 본 발명의 일 형태에 관한 핫 스탬프 성형체는, 질량％로,
C: 0.40％ 이상 0.70％ 이하,
Si: 0.010％ 이상 1.30％ 이하,
Mn: 0.40％ 이상 3.00％ 이하,
sol.Al: 0.0010％ 이상 0.500％ 이하,
Ti: 0.010％ 이상 0.100％ 이하,
Cr: 0.010％ 이상 0.80％ 이하,
B: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.0100％ 이하,
N: 0.0100％ 이하,
Nb: 0％ 이상 0.100％ 이하,
Mo: 0％ 이상 1.00％ 이하,
V: 0％ 이상 0.100％ 이하,
Ni: 0％ 이상 0.50％ 이하,
REM: 0％ 이상 0.0100％ 이하,
Mg: 0％ 이상 0.0100％ 이하,
Ca: 0％ 이상 0.0100％ 이하,
Co: 0％ 이상 4.00％ 이하, 그리고
잔부가 Fe 및 불순물인 화학 조성을 갖고,
마이크로 조직 중의 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 5.0㎛ 이하이고,
상기 구 오스테나이트 입자의 입계의 평균 Mn 농도가 1.0질량％ 이하이다.
[2] 상기 [1]에 기재된 핫 스탬프 성형체는, 질량％로,
Nb: 0.010％ 이상 0.100％ 이하,
Mo: 0.01％ 이상 1.00％ 이하,
V: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
Ni: 0.001％ 이상 0.50％ 이하,
REM: 0.0010％ 이상 0.0100％ 이하,
Mg: 0.0010％ 이상 0.0100％ 이하,
Ca: 0.0010％ 이상 0.0100％ 이하 및
Co: 0.10％ 이상 4.00％ 이하
에서 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소를 함유해도 된다.
[3] 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 핫 스탬프 성형체는, 표면에 도금층을 구비해도 된다.
[4] 상기 [1] 내지 [3] 중 어느 한 항에 기재된 핫 스탬프 성형체는, 일부에 연화 영역을 가져도 된다.
본 발명에 따르면, 우수한 강도 및 인성을 갖는 핫 스탬프 성형체를 제공할 수 있다.
도 1은 구 오스테나이트 입자의 입계의 평균 Mn 농도의 측정에 사용하는 시험편의 형상을 도시하는 도면이다.
도 2는 T2－냉각 정지 온도와, 구 오스테나이트 입자의 입계의 평균 Mn 농도의 관계를 도시하는 도면이다.
도 3은 T2－냉각 정지 온도와, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경의 관계를 도시하는 도면이다.
도 4는 가열 온도 T2에서의 유지 시간과, 구 오스테나이트 입자의 입계의 평균 Mn 농도의 관계를 도시하는 도면이다.
도 5는 가열 온도 T2에서의 유지 시간과, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경의 관계를 도시하는 도면이다.
이하, 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체 및 그 제조 방법에 대하여 상세하게 설명한다. 단, 본 발명은 본 실시 형태에 개시된 구성에만 제한되지 않고, 본 발명의 취지를 일탈하지 않는 범위에서 다양한 변경이 가능하다.
<핫 스탬프 성형체의 화학 조성>
먼저, 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체의 화학 조성의 한정 이유에 대하여 설명한다. 이하, 화학 조성에 대한 ％는 모두 질량％를 의미한다. 「이상」 또는 「이하」라고 나타내는 수치에는, 그 값이 수치 범위에 포함된다. 「미만」 또는 「초과」라고 나타내는 수치에는, 그 값이 수치 범위에 포함되지 않는다.
본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체는, 질량％로, C: 0.40％ 이상 0.70％ 이하, Si: 0.010％ 이상 1.30％ 이하, Mn: 0.40％ 이상 3.00％ 이하, sol.Al: 0.0010％ 이상 0.500％ 이하, Ti: 0.010％ 이상 0.100％ 이하, Cr: 0.010％ 이상 0.80％ 이하, B: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하, P: 0.100％ 이하, S: 0.0100％ 이하, N: 0.0100％ 이하, 그리고 잔부가 Fe 및 불순물인 화학 조성을 갖는다. 이하, 각 원소에 대하여 상세하게 설명한다.
「C: 0.40％ 이상 0.70％ 이하」
C는, 핫 스탬프 성형체에 있어서 2000㎫ 이상의 인장 강도를 얻기 위해 중요한 원소이다. C 함유량이 0.40％ 미만이면, 마르텐사이트가 연질로 되어, 2000㎫ 이상의 인장 강도를 얻는 것이 곤란하다. 그 때문에, C 함유량은 0.40％ 이상으로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.43％ 이상, 0.45％ 이상이다. 한편, C 함유량이 0.70％ 초과에서는, 조대한 탄화물이 생성되어 파괴가 발생하기 쉬워져, 핫 스탬프 성형체의 인성이 저하된다. 그 때문에, C 함유량은 0.70％ 이하로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.60％ 이하, 0.55％ 이하이다.
「Si: 0.010％ 이상 1.30％ 이하」
Si는, 조대한 시멘타이트의 형성을 억제하는 효과가 있고, 핫 스탬프 성형체의 인성을 확보하기 위해 중요한 원소이다. 또한, Si는, 템퍼링 연화 저항을 갖고 있고, 핫 스탬프 ??칭 시의 자기 템퍼링에 의한 강도 저하를 억제하는 작용이 있다. Si 함유량이 0.010％ 미만이면 상기 효과가 얻어지지 않고, 핫 스탬프 성형체의 인성이 열화되는 경우가 있다. 그 때문에, Si 함유량은 0.010％ 이상으로 한다. 바람직하게는, 0.02％ 이상, 0.03％ 이상이다. 한편, 1.30％ 초과의 Si를 함유하는 경우, 오스테나이트의 안정도가 저하되어, 2회째 열처리 시에 대경각 입계로의 Mn의 확산이 충분히 진행되지 않는 점에서, 핫 스탬프 성형체의 인성이 열화된다. 그 때문에, Si 함유량은 1.30％ 이하로 한다. 바람직하게는, 1.20％ 이하, 1.00％ 이하이다.
「Mn: 0.40％ 이상 3.00％ 이하」
Mn은, 고용 강화에 의해 핫 스탬프 성형체의 강도의 향상에 기여하는 원소이다. Mn 함유량이 0.40％ 미만이면, 고용 강화능이 부족해 마르텐사이트가 연질로 되고, 핫 스탬프 성형체에 있어서 2000㎫ 이상의 인장 강도를 얻는 것은 곤란하다. 그 때문에, Mn 함유량은 0.40％ 이상으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 0.50％ 이상, 0.60％ 이상이다. 한편, Mn 함유량을 3.00％ 초과로 하면, 강 중에 조대한 개재물이 생성되어 파괴가 발생하기 쉬워져, 핫 스탬프 성형체의 인성이 저하된다. 그 때문에, Mn 함유량은 3.00％ 이하로 한다. 바람직하게는, 2.50％ 이하, 2.00％ 이하, 1.50％ 이하이다.
「sol.Al: 0.0010％ 이상 0.500％ 이하」
Al은, 용강을 탈산하여 강을 건전화하는(강에 블로우홀 등의 결함이 발생하는 것을 억제하는) 작용을 갖는 원소이다. sol.Al 함유량이 0.0010％ 미만이면, 탈산이 충분히 행해지지 않는다. 그 때문에, sol.Al 함유량은 0.0010％ 이상으로 한다. sol.Al 함유량은, 바람직하게는 0.010％ 이상, 0.020％ 이상이다. 한편, sol.Al 함유량이 0.500％를 초과하면, 강 중에 조대한 산화물이 생성되어, 핫 스탬프 성형체의 인성이 저하된다. 그 때문에, sol.Al 함유량은 0.500％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.400％ 이하, 0.350％ 이하이다.
또한, sol.Al이란 산 가용성 Al을 의미하고, 고용 상태로 강 중에 존재하는 고용 Al을 나타낸다.
「Ti: 0.010％ 이상 0.100％ 이하」
Ti은, 탄질화물을 형성하여, 핫 스탬프 가열 시(특히, 2회째 열처리 시)의 오스테나이트의 입성장을 억제하는 원소이다. Ti 함유량이 0.010％ 미만이면 상기 효과가 얻어지지 않아, 구 오스테나이트 입자가 조대화되어, 핫 스탬프 성형체의 인성이 열화된다. 그 때문에, Ti 함유량은 0.010％ 이상으로 한다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.020％ 이상, 0.025％ 이상이다. 한편, 0.100％를 초과하여 Ti을 함유시키면, 조대한 TiN이 생성되기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 인성이 열화된다. 그 때문에, Ti 함유량은 0.100％ 이하로 한다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.080％ 이하, 0.060％ 이하이다.
「Cr: 0.010％ 이상 0.80％ 이하」
Cr은, 탄화물 형성 원소임과 함께 탄화물을 미세화시켜, 핫 스탬프 성형체의 인성을 향상시키는 원소이다. Cr 함유량이 0.010％ 미만이면 상기 효과를 얻지 못한다. 그 때문에, Cr 함유량은 0.010％ 이상으로 한다. Cr 함유량은, 바람직하게는 0.10％ 이상, 0.15％ 이상이다. 한편, 0.80％ 초과의 Cr을 함유시켜도 상기 효과는 포화된다. 또한, 구 오스테나이트 입계의 Mn 편석 사이트를 메워버려, 1회째 열처리 시의 Mn의 구 오스테나이트 입계로의 편석을 저해한다. 그 결과, 구 오스테나이트 입자 내의 Mn양이 증가하여, 핫 스탬프 성형체의 인성이 열화되는 경우가 있다. 그 때문에, Cr 함유량은 0.80％ 이하로 한다. Cr 함유량은, 바람직하게는 0.60％ 이하, 0.50％ 이하, 0.40％ 이하이다.
「B: 0.0005％ 이상, 0.0100％ 이하」
B는, 입계에 편석하여 강의 ??칭성을 높이는 원소이다. B 함유량이 0.0005％ 미만이면 상기 효과가 얻어지지 않고, 페라이트가 형성되는 경우가 있다. 그 결과, 2000㎫ 이상의 인장 강도를 얻는 것이 곤란해지는 경우 및 핫 스탬프 성형체의 인성이 열화되는 경우가 있다. 그 때문에, B 함유량은 0.0005％ 이상으로 한다. B 함유량은, 바람직하게는 0.0010％ 이상, 0.0015％ 이상, 0.0020％ 이상이다. 한편, B는 구 오스테나이트 입계에 편석되기 쉽기 때문에, 0.0100％를 초과하여 함유시키면, 1회째 열처리 시에, 구 오스테나이트 입계로의 Mn의 편석을 저해한다. 그 결과, 구 오스테나이트 입자 내의 Mn이 증가하여, 핫 스탬프 성형체의 인성이 열화되는 경우가 있다. 따라서, B 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. B 함유량은, 바람직하게는 0.0075％ 이하, 0.0050％ 이하이다.
「P: 0.100％ 이하」
P은, 입계에 편석하여, 입계의 강도를 저하시키는 원소이다. P 함유량이 0.100％를 초과하면, 입계의 강도가 현저하게 저하되고, 핫 스탬프 성형체의 인성이 저하된다. 그 때문에, P 함유량은 0.100％ 이하로 한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.050％ 이하, 0.030％ 이하이다. P 함유량의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 0.0001％ 미만으로 저감시키면, 탈P 비용이 대폭으로 상승하여, 경제적으로 바람직하지 않다. 실제 조업상, P 함유량은 0.0001％ 이상으로 해도 된다.
「S: 0.0100％ 이하」
S은, 강 중에 개재물을 형성하는 원소이다. S 함유량이 0.0100％를 초과하면, 강 중에 다량의 개재물이 생성되어, 핫 스탬프 성형체의 인성이 저하된다. 그 때문에, S 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0040％ 이하이다. S 함유량의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 0.00015％ 미만으로 저감시키면, 탈S 비용이 대폭으로 상승하여, 경제적으로 바람직하지 않다. 실제 조업상, S 함유량은 0.00015％ 이상, 0.0002％ 이상으로 해도 된다.
「N: 0.0100％ 이하」
N는, 불순물 원소이고, 강 중에 질화물을 형성하여 핫 스탬프 성형체의 인성을 열화시키는 원소이다. N 함유량이 0.0100％를 초과하면, 강 중에 조대한 질화물이 생성되어, 핫 스탬프 성형체의 인성이 현저하게 저하된다. 그 때문에, N 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0075％ 이하, 0.0050％ 이하이다. N 함유량의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 0.0001％ 미만으로 저감시키면, 탈N 비용이 대폭으로 상승하여, 경제적으로 바람직하지 않다. 실제 조업상, N 함유량은 0.0001％ 이상으로 해도 된다.
본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체의 화학 조성의 잔부는, Fe 및 불순물이다. 불순물로서는, 강 원료 혹은 스크랩으로부터 불가피하게 혼입된 원소, 제강 과정에서 불가피하게 혼입된 원소, 및/또는 의도적으로 미량 첨가된 원소이며, 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체의 특성을 저해하지 않는 범위에서 허용되는 원소가 예시된다.
본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체에서는, Fe의 일부 대신에, 하기 임의 원소를 함유시켜도 된다. 하기 임의 원소를 함유시키지 않는 경우의 함유량의 하한은 0％이다. 이하, 각 임의 원소에 대하여 상세하게 설명한다.
「Nb: 0％ 이상 0.100％ 이하」
Nb은, 고용 강화에 의해 핫 스탬프 성형체의 강도를 향상시킴과 함께 탄질화물을 형성함으로써 구 오스테나이트 입자의 세립화에 기여하는 원소이다. 그 때문에, 필요에 따라 Nb을 함유시켜도 된다. Nb을 함유시키는 경우, 상기 효과를 확실하게 발휘시키기 위해, Nb 함유량은 0.010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Nb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.035％ 이상이다. 한편, 0.100％를 초과하여 Nb을 함유시키면, 탄질화물이 과잉으로 생성되어, 핫 스탬프 성형체의 인성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, Nb 함유량은 0.100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Nb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.080％ 이하이다.
「Mo: 0％ 이상 1.00％ 이하」
Mo은, 고용 강화에 의해 핫 스탬프 성형체의 강도를 향상시킴과 함께, 강의 ??칭성을 높여, 인성을 열화시키는 페라이트의 형성을 억제하는 원소이다. 그 때문에, 필요에 따라 Mo을 함유시켜도 된다. Mo을 함유시키는 경우, 상기 효과를 확실하게 발휘시키기 위해, Mo 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Mo 함유량은, 보다 바람직하게는 0.02％ 이상이다. 한편, 1.00％를 초과하여 Mo을 함유시켜도 상기 효과는 포화될 뿐만아니라, 합금 비용의 상승을 야기한다. 그 때문에, Mo 함유량은 1.00％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Mo 함유량은, 보다 바람직하게는 0.80％ 이하이다.
「V: 0％ 이상 0.100％ 이하」
V은, 고용 강화에 의해 핫 스탬프 성형체의 강도를 향상시키는 원소이다. 이 효과를 확실하게 얻기 위해서는, V 함유량은 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, V 함유량은 0.050％ 이상이다. 한편, V 함유량이 0.100％를 초과하면, 탄질화물이 과잉으로 생성되어, 핫 스탬프 성형체의 인성이 저하된다. 그 때문에, V 함유량은 0.100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.090％ 이하이다.
「Ni: 0％ 이상 0.50％ 이하」
Ni은, 오스테나이트에 고용하여, 강의 ??칭성을 높이는 작용을 가짐과 함께, 핫 스탬프 성형체의 인성을 향상시키는 원소이다. 상기 효과를 확실하게 얻기 위해서는, Ni 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01％ 이상이다. 한편, 0.50％를 초과하여 Ni을 함유시켜도 상기 효과는 포화됨과 함께 합금 비용의 상승을 야기한다. 그 때문에, Ni 함유량은 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.40％ 이하이다.
「REM: 0％ 이상 0.0100％ 이하」
REM은, 용강을 탈산하여 강을 건전화하는 작용을 갖는 원소임과 함께, 핫 스탬프 성형체의 인성을 향상시키는 원소이다. 그 때문에, 필요에 따라 REM을 함유시켜도 된다. 상기 효과를 확실하게 얻기 위해서는, REM 함유량은 0.0010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0020％ 이상이다. 한편, 0.0100％를 초과하여 REM을 함유시켜도 상기 효과가 포화되어, 비용의 상승을 야기한다. 그 때문에, REM 함유량은 0.0100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0080％ 이하이다.
또한, 본 실시 형태에 있어서 REM이란, Sc, Y 및 란타노이드로 이루어지는 합계 17원소를 가리킨다. 본 실시 형태에서는, REM의 함유량이란 이들 원소의 합계 함유량을 가리킨다. 란타노이드의 경우, 공업적으로는 미슈 메탈의 형으로 첨가된다.
「Mg: 0％ 이상 0.0100％ 이하」
Mg은, 용강을 탈산하여 강을 건전화하는 작용을 갖는 원소이고, 핫 스탬프 성형체의 인성을 향상시킨다. 그 때문에, 필요에 따라 Mg을 함유시켜도 된다. 상기 효과를 확실하게 얻기 위해서는, Mg 함유량은 0.0010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0020％ 이상이다. 한편, 0.0100％를 초과하여 Mg을 함유시켜도, 상기 효과는 포화되어 비용의 상승을 야기한다. 그 때문에, Mg 함유량은 0.0100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0080％ 이하이다.
「Ca: 0％ 이상 0.0100％ 이하」
Ca은, 용강을 탈산하여 강을 건전화하는 작용을 갖는 원소이고, 핫 스탬프 성형체의 인성을 향상시킨다. 그 때문에, 필요에 따라 Ca을 함유시켜도 된다. 상기 효과를 확실하게 얻기 위해서는, Ca 함유량은 0.0010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0020％ 이상이다. 한편, 0.0100％를 초과하여 Ca을 함유시켜도, 상기 효과는 포화되어 비용의 상승을 야기한다. 그 때문에, Ca 함유량은 0.0100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0080％ 이하이다.
「Co: 0％ 이상 4.00％ 이하」
Co는, 마르텐사이트 개시 온도(Ms점)를 상승시키는 작용을 갖는 원소이고, 핫 스탬프 성형체의 인성을 향상시킨다. 그 때문에 필요에 따라 Co를 함유시켜도 된다. Co를 함유시키는 경우, 상기 효과를 확실하게 발휘시키기 위해서는, Co 함유량은 0.10％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.20％ 이상이다. 한편, Co 함유량이 4.00％ 초과를 초과하면 강의 ??칭성이 저하되어, 2000㎫ 이상의 인장 강도를 얻는 것이 곤란해진다. 그 때문에, Co 함유량은 4.00％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 3.00％ 이하이다.
상술한 핫 스탬프 성형체의 화학 조성은, 일반적인 분석 방법에 의해 측정하면 된다. 예를 들어, ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)를 사용하여 측정하면 된다. 또한, sol.Al은, 시료를 산으로 가열 분해한 후의 여액을 사용하여 ICP-AES에 의해 측정하면 된다. C 및 S은 연소-적외선 흡수법을 사용하고, N는 불활성 가스 융해-열전도도법을 사용하여 측정하면 된다.
<핫 스탬프 성형체의 마이크로 조직>
이어서, 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체의 마이크로 조직에 대하여 설명한다. 본 실시 형태에 있어서, 핫 스탬프 성형체의 마이크로 조직이란, 표면으로부터 판 두께 t/4 위치(t는 판 두께)를 중심으로 한, 표면으로부터 판 두께 t/8 깊이 내지 표면으로부터 판 두께 3t/8 깊이의 영역에 있어서의 마이크로 조직을 의미한다.
본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체는, 마이크로 조직 중의 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 5.0㎛ 이하이고, 상기 구 오스테나이트 입자의 입계의 평균 Mn 농도가 1.0질량％ 이하이다. 이하, 각 규정에 대하여 설명한다.
「구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 5.0㎛ 이하이고, 상기 구 오스테나이트 입자의 입계의 평균 Mn 농도가 1.0질량％ 이하」
핫 스탬프 성형체에 있어서 우수한 인성을 얻기 위해서는, 마이크로 조직은 미세할수록 바람직하다. 본 발명자들은, 인장 강도가 2000㎫을 초과하는 고강도의 핫 스탬프 성형체에서는, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 5.0㎛를 초과하면 인성이 열화되는 것을 지견했다. 따라서, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경은 5.0㎛ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 4.5㎛ 이하, 4.0㎛ 이하, 3.5㎛ 이하이다.
구 오스테나이트 입자의 평균 입경은, 1.0㎛ 이상, 또는 2.0㎛ 이상으로 해도 된다.
또한, 본 발명자들은, 핫 스탬프 성형체에 있어서 우수한 인성을 얻기 위해서는, 구 오스테나이트 입자의 입계(구 오스테나이트 입계)의 Mn 농도를 저하시키는 것이 중요한 것도 지견했다. 구 오스테나이트 입계에 다량의 Mn이 편재되면, 연성 파괴 한계를 현저하게 열화시켜, 충돌 시의 파괴 기점으로 된다. 그 결과, 핫 스탬프 성형체의 인성이 열화된다. 구 오스테나이트 입계의 평균 Mn 농도가 1.0질량％를 초과하면, 파괴 감수성이 높아져, 핫 스탬프 성형체의 인성을 현저하게 열화시킨다. 따라서, 구 오스테나이트 입계의 평균 Mn 농도는 1.0질량％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.8질량％ 이하, 0.6질량％ 이하, 0.5질량％ 이하이다.
구 오스테나이트 입계의 평균 Mn 농도는, 0.1질량％ 이상, 또는 0.2질량％ 이상으로 해도 된다.
(구 오스테나이트 입자의 평균 입경의 측정 방법)
구 오스테나이트 입자의 평균 입경은, 다음의 방법에 의해 측정한다.
먼저, 핫 스탬프 성형체를 540℃에서 24hr 열처리한다. 이에 의해, 구 오스테나이트 입계의 부식이 촉진된다. 열처리는, 노 가열이나 통전 가열에 의해 행하면 되고, 승온 속도는 0.1 내지 100℃/s, 냉각 속도는 0.1 내지 150℃/s로 한다. 열처리 후의 핫 스탬프 성형체의 중앙부(단부를 피한 부분)로부터 판면에 수직인 판 두께 단면을 잘라낸다. 이 판 두께 단면을 #600부터 #1500의 탄화규소 페이퍼를 사용하여 연마한 후, 입도 1 내지 6㎛의 다이아몬드 파우더를 알코올 등의 희석액이나 순수에 분산시킨 액체를 사용하여 경면으로 마무리한다. 이 판 두께 단면을 관찰면으로 한다.
이어서, 3 내지 4％ 황산-알코올(또는 물) 용액(％는 체적％임)에 관찰면을 1분간 침지하여, 구 오스테나이트 입계를 현출시킨다. 침지 작업은, 배기 처리 장치 내에서 실시하고, 작업 분위기의 온도는 상온(10 내지 30℃, 이하 동일하다.)으로 한다. 구 오스테나이트 입계를 현출시킨 관찰면을 아세톤 또는 에틸알코올로 세정하고, 건조시킨 후, 관찰면을 주사형 전자 현미경으로 관찰한다. 사용하는 주사형 전자 현미경은, 2차 전자 검출기를 장비하고 있는 것으로 한다.
9.6×10-5㎩ 이하의 진공에 있어서, 가속 전압 15㎸, 조사 전류 레벨 13에서 시료에 전자선을 조사하고, 핫 스탬프 성형체의 표면으로부터 판 두께 t/8 깊이 내지 표면으로부터 판 두께 3t/8 깊이의 영역의 2차 전자상을 촬영한다. 촬영 배율은, 가로 386㎜×세로 290㎜의 화면을 기준으로 하여 4000배로 하고, 촬영 시야 수는 10시야 이상으로 한다.
촬영한 2차 전자상에 있어서는, 구 오스테나이트 입계가 밝은 콘트라스트로서 촬상된다. 촬영 시야에 포함되는 구 오스테나이트 입자에 대하여 가장 짧은 직경과 가장 긴 직경을 측정하고, 이들 평균값을 산출함으로써, 관찰된 구 오스테나이트 입자의 입경을 얻는다. 촬영 시야의 단부 등, 구 오스테나이트 입자의 전체가 촬영 시야에 포함되어 있지 않은 경우, 그 구 오스테나이트 입자에 대해서는 입경을 측정하지 않는다. 전체 촬영 시야에 있어서의 모든 구 오스테나이트 입자에 대하여 입경을 산출하고, 이것들의 평균값을 산출함으로써, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경을 얻는다. 또한, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경은, 산출되어 얻은 구 오스테나이트 입자의 입경의 총합을, 입경을 측정한 구 오스테나이트 입자의 총 수로 나눈 값이다.
(구 오스테나이트 입자의 입계의 평균 Mn 농도의 측정 방법)
구 오스테나이트 입자의 입계의 평균 Mn 농도의 측정 방법에 대하여 설명한다.
핫 스탬프 성형체의 중앙부(단부를 피한 부분)로부터, 도 1에 도시하는 치수의 시험편을 제작한다. 시험편은, 판 두께(도 1 중의 지면에 수직인 방향의 시험편 길이)가 1.2㎜로 되도록, 그 표리면을 동량씩 기계 연삭에 의해 제거한다. 시험편의 길이 방향(도 1 중의 좌우 방향)의 중앙부에는, 커팅부가 마련된다. 이 커팅부는, 두께 1㎜의 와이어 커터를 삽입하여 형성한다. 시험편의 폭 방향(도 1 중의 상하 방향)에 있어서, 커팅 바닥과, 커팅부가 마련되어 있지 않은 측면의 거리는, 100 내지 200㎛로 제어한다.
이어서, 시험편을 20％-티오시안산암모늄 용액(％는 체적％임)에 24 내지 48hr 침지시킨다. 침지 완료 후 0.5hr 이내에 시험편의 표리면에 아연 도금을 실시한다. 아연 도금 후에는 1.5hr 이내에 오제 전자 발광 분광 분석에 제공한다. 오제 전자 발광 분광 분석을 실시하기 위한 장치의 종류는 특별히 한정되지 않는다. 시험편을 분석 장치 내에 세팅하고, 9.6×10-5㎩ 이하의 진공에 있어서, 시험편의 커팅 부분으로부터 파괴하여, 구 오스테나이트 입계를 노출시킨다. 노출된 구 오스테나이트 입계에, 1 내지 30㎸의 가속 전압으로 전자선을 조사하여, 구 오스테나이트 입계에 있어서의 Mn 농도(질량％)를 측정한다. 측정은, 3개 이상의 구 오스테나이트 입자에 대하여, 각 구 오스테나이트의 입계에서 10개소 이상의 위치에 있어서 실시한다. 구 오스테나이트 입계의 오염을 방지하기 위해, 파괴 후 30분 이내에 측정을 완료한다. 얻어진 Mn 농도(질량％)의 평균값을 산출함으로써, 구 오스테나이트 입계의 평균 Mn 농도를 얻는다.
핫 스탬프 성형체의 마이크로 조직은 특별히 한정되지 않지만, 마르텐사이트(프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 포함함), 상부 베이나이트, 하부 베이나이트 및 잔류 오스테나이트, 그리고 철 탄화물 및/또는 합금 탄화물을 포함해도 된다.
바람직하게는, 마이크로 조직은, 마르텐사이트(프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 포함함)가 주상(면적률로 90％ 이상)이고, 잔부 조직(상부 베이나이트, 하부 베이나이트 및 잔류 오스테나이트, 그리고 철 탄화물 및/또는 합금 탄화물)의 면적률이 10％ 이하이다. 마르텐사이트의 면적률은, 보다 바람직하게는 95％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 100％이다. 잔부 조직의 면적률은, 마르텐사이트의 면적률과의 관계로부터, 보다 바람직하게는 5％ 이하, 더욱 바람직하게는 0％인 것이 바람직하다.
(마르텐사이트의 면적률의 측정 방법)
마르텐사이트의 면적률의 측정은 이하의 방법에 의해 행한다.
핫 스탬프 성형체의 단부면으로부터 50㎜ 이상 이격된 위치(또는 단부를 피한 위치)로부터, 판 두께 단면을 관찰할 수 있도록 샘플을 채취한다. 관찰면을 연마한 후, 나이탈 부식을 행하여, 탄화물 및 결정립계의 콘트라스트를 명료하게 한다. 이어서, 2차 전자 검출기를 장비한 전해 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM)을 사용하여, 샘플의 판 두께 t/4 위치를 중심으로 한 영역(표면으로부터 판 두께의 1/8 깊이 내지 표면으로부터 판 두께의 3/8 깊이의 영역)에 대하여, 5000배의 촬영 배율로 2차 전자상을 촬영한다.
상기 방법에 의해 얻은 촬영 사진에 있어서, 마르텐사이트 이외의 상(페라이트, 펄라이트, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 등)과 마르텐사이트(프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트)를 구별한다. 상부 베이나이트, 하부 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트는 라스 형상의 결정립 내의 철 탄화물의 유무 및 철 탄화물의 신장 방향에 의해 구별할 수 있다. 프레시 마르텐사이트는 나이탈 에칭에서는 충분히 에칭되지 않기 때문에, 에칭되는 다른 조직과는 구별이 가능하다. 단, 잔류 오스테나이트도 마르텐사이트와 마찬가지로 충분히 에칭되지 않기 때문에, 후술하는 방법으로 얻어지는 잔류 오스테나이트의 면적률과의 차분을 구함으로써, 프레시 마르텐사이트의 면적률을 얻는다.
상부 베이나이트는 라스 형상 결정립의 집합으로 이루어지는 상이고, 라스 사이에 탄화물의 석출을 수반한다.
하부 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트도 라스 형상 결정립의 집합으로 이루어지는 상이지만, 라스 내부에 탄화물을 포함하는 상이다. 하부 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트는 탄화물의 신장 방향에 의해 구별한다. 하부 베이나이트의 탄화물은 단일의 밸리언트를 갖고, 하나의 결정립 내에 존재하는 탄화물의 각도 차는 5° 이내이고, 실질적으로 단일의 방향을 갖는다. 한편, 템퍼링 마르텐사이트의 탄화물은 복수의 밸리언트를 갖고, 하나의 결정립 내에 존재하는 탄화물은 복수의 방향으로 신장되어 있다. 이들 차이로부터, 하부 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 구별한다.
상기 촬영 사진을 얻은 관찰 영역과 동일한 영역에 대하여, 잔류 오스테나이트의 면적률을 측정한다. 관찰면을 #600부터 #1500의 탄화 규소 페이퍼를 사용하여 연마한 후, 입도 1 내지 6㎛의 다이아몬드 파우더를 알코올 등의 희석액이나 순수에 분산시킨 액체를 사용하여 경면으로 마무리한다. 이어서, 실온에 있어서 알칼리성 용액을 포함하지 않는 콜로이달 실리카를 사용하여 8분간 연마하고, 관찰면의 표층에 도입된 변형을 제거한다. 관찰면에 대하여, 0.1㎛의 측정 간격으로 전자 후방 산란 회절법에 의해 측정을 행하여, 결정 방위 정보를 얻는다. 측정에는, 서멀 전계 방사형 주사 전자 현미경(JEOL제 JSM-7001F)과 EBSD 검출기(TSL제 DVC5형 검출기)로 구성된 장치를 사용한다. 이때, 장치 내의 진공도는 9.6×10-5㎩ 이하, 가속 전압은 15kv, 조사 전류 레벨은 13, 전자선의 조사 레벨은 62로 한다. 얻어진 결정 방위 정보를 EBSD 해석 장치에 부속의 소프트웨어 「OIM Analysis(등록 상표)」에 탑재된 「Phase Map」 기능을 사용하여, fcc 구조인 잔류 오스테나이트의 면적률을 산출함으로써, 잔류 오스테나이트의 면적률을 얻는다.
상술한 방법에 의해 조직의 구별을 행하여, 마르텐사이트(프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트)의 면적률을 구한다.
잔부 조직의 면적률은, 100％로부터 마르텐사이트의 면적률을 뺌으로써 얻는다.
「원 상당 직경이 0.20㎛ 이상인 탄화물의 개수 밀도가 0.5개/㎛2 이하」
핫 스탬프 성형체의 마이크로 조직에 있어서, 조대한 탄화물이 많이 포함되면, 핫 스탬프 성형체의 인성이 열화되는 경우가 있다. 그 때문에, 조대한 탄화물량은 최대한 적은 것이 바람직하다. 본 실시 형태에서는, 원 상당 직경이 0.20㎛ 이상인 탄화물의 개수 밀도는, 0.5개/㎛2 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.3개/㎛2 이하, 0.2개/㎛2 이하이다. 원 상당 직경이 0.20㎛ 이상인 탄화물의 개수 밀도는 적을수록 바람직하기 때문에, 0개/㎛2로 해도 된다.
(탄화물의 개수 밀도의 측정 방법)
핫 스탬프 성형체의 판 두께 단면이 관찰면으로 되도록 시료를 채취하고, 관찰면을 전계 연마에 의해 마무리한다. 그 후, 표면으로부터 판 두께 t/8 깊이 내지 표면으로부터 판 두께 3t/8 깊이의 영역을, 배율 20000배로 10시야 이상 관찰한다. 화상 해석에 의해, 관찰된 각 탄화물의 면적으로부터, 각 탄화물의 원 상당 직경을 구한다. 원 상당 직경이 0.20㎛ 이상인 탄화물의 개수 밀도를 산출함으로써, 원 상당 직경이 0.20㎛ 이상인 탄화물의 개수 밀도를 얻는다.
또한, 본 실시 형태에서는, 마르텐사이트 중의 라스 내 혹은 라스 형상으로 존재하는 긴 직경 5㎚ 이상의 입자를 탄화물이라고 간주한다.
「인장 강도」
본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체는, 인장(최대) 강도가 2000㎫ 이상이어도 된다. 바람직하게는 2200㎫ 이상이다. 상한은 특별히 한정하지 않지만, 2600㎫ 이하, 2500㎫ 이하로 해도 된다.
인장(최대) 강도는, 핫 스탬프 성형체의 가능한 한 평탄한 위치로부터, JIS Z 2241:2011에 기재된 5호 시험편을 제작하고, JIS Z 2241:2011에 기재된 시험 방법에 따라 구한다.
「인성」
본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체는, 조기 파단 특성의 지표인 값이 0.60㎫/Hv 이상이고, 또한 경도 변동(ΔHv)이 50Hv 이하여도 된다. 조기 파단 특성의 지표인 값은, 인장 강도(단위: ㎫)를, 후술하는 방법에 의해 얻어지는 평균 경도(단위: Hv)에 3.3을 곱한 값으로 나눈 값(인장 강도/(평균 경도×3.3))이다. 이 값은, 바람직하게는 0.75㎫/Hv 이상, 0.80㎫/Hv 이상이다. 평균 경도에 3.3을 곱한 값은, 경도로부터 추정되는 추정 인장 강도이고, 인장 강도의 실측값이 추정 인장 강도의 0.60㎫/Hv배 이상이면, 조기 파단 특성이 우수하기 때문에, 인성이 우수하다고 판단할 수 있다.
경도 변동(ΔHv)이 50Hv 이하이면, 2000㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 핫 스탬프 성형체에 있어서, 외부로부터 변형(응력)이 발생하는 경우에, 응력 집중이 발생하기 어렵기 때문에, 인성이 우수하다고 판단할 수 있다. 경도 변동(ΔHv)은, 바람직하게는 40Hv 이하, 30Hv 이하, 20Hv 이하이다.
조기 파단 특성의 지표의 산출에 사용하는 평균 경도는 이하의 방법에 의해 측정한다.
핫 스탬프 성형체의 임의의 위치(단부를 피한 위치)로부터 표면에 수직인 판 두께 단면을 관찰할 수 있도록 시험편을 잘라낸다. 시험편의 길이는, 측정 장치에 따라 다르지만, 10㎜ 정도이면 된다. 시험편의 판 두께 단면을 #600부터 #1500의 탄화 규소 페이퍼를 사용하여 연마한 후, 입도 1 내지 6㎛의 다이아몬드 파우더를 알코올 등의 희석액이나 순수에 분산시킨 액체를 사용하여 경면으로 마무리한다. 이 판 두께 단면을 측정면으로 한다. 마이크로비커스 경도 시험기를 사용하여, 측정면의 판 두께 t/4 위치(표면으로부터 판 두께 t/8 깊이 내지 표면으로부터 판 두께 3t/8 깊이의 영역)에 있어서, 하중 1kgf로 압흔의 3배 이상의 간격으로 비커스 경도를 측정한다. 합계로 20점 측정하고, 그것들의 평균값을 산출함으로써, 비커스 경도의 평균값(평균 경도)을 얻는다.
또한, 경도 변동(ΔHv)은, 상술한 방법으로 평균 경도를 구한 때에 얻어진, 20점에 있어서의 비커스 경도의 최댓값과 최솟값의 차를 산출함으로써 얻는다.
본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체는, 핫 스탬프용 강판에 대하여, 1회째 열처리 및 2회째 열처리를 행하는 제조 방법에 의해 얻을 수 있다. 1회째 열처리를 행함으로써, 구 오스테나이트 입자 내에는 다량의 대경각 입계가 형성된다. 2회째 열처리 시에, 구 오스테나이트 입계로부터, 구 오스테나이트 입자 내의 대경각 입계로 Mn이 확산된다. 그 결과, 핫 스탬프 성형체의 마이크로 조직에 있어서, 구 오스테나이트 입계의 Mn 농도를 저감시킬 수 있다. 즉, 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체로 가공되는 핫 스탬프용 강판(1회째 열처리 후 또한 2회째 열처리 전의 강판)에서는, 충분한 양의 대경각 입계가 형성되어 있는 것이 바람직하다.
본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체로 가공되는 핫 스탬프용 강판은, 판 두께 t/4 위치(표면으로부터 판 두께 t/8 깊이 내지 표면으로부터 판 두께 3t/8 깊이의 영역)에 있어서의 대경각 입계의 비율이 40％ 이상인 것이 바람직하다. 단, 핫 스탬프용 강판의 대경각 입계의 비율이 40％ 미만이라도, 1회째 열처리 이후의 제조 조건에 따라서는, 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체를 제조할 수 있으므로, 핫 스탬프용 강판의 대경각 입계의 비율은 특별히 한정되지 않는다.
(대경각 입계의 비율의 산출 방법)
핫 스탬프용 강판의 대경각 입계의 비율의 산출 방법에 대하여 설명한다.
핫 스탬프용 강판의 임의의 위치로부터 표면에 수직인 단면(판 두께 단면)을 관찰할 수 있도록 시험편을 잘라낸다. 시험편의 길이는, 측정 장치에 따라 다르지만, 10㎜ 정도이면 된다. 시험편의 단면을 #600부터 #1500의 탄화 규소 페이퍼를 사용하여 연마한 후, 입도 1 내지 6㎛의 다이아몬드 파우더를 알코올 등의 희석액이나 순수에 분산시킨 액체를 사용하여 경면으로 마무리한다. 이 판 두께 단면을 관찰면으로 한다.
이어서, 실온에 있어서 알칼리성 용액을 포함하지 않는 콜로이달 실리카를 사용하여 관찰면을 8분간 연마하여, 시험편의 표층에 도입된 변형을 제거한다. 관찰면의 길이 방향의 임의의 위치에 있어서, 강판의 판 두께 t/4 위치(표면으로부터 판 두께 t/8 깊이 내지 표면으로부터 판 두께 3t/8 깊이의 영역)를, 0.1㎛의 측정 간격으로 전자 후방 산란 회절법에 의해 측정하여 결정 방위 정보를 얻는다. 측정에는, 서멀 전계 방사형 주사 전자 현미경(JEOL제 JSM-7001F)과 EBSD 검출기(TSL제DVC5형 검출기)로 구성된 장치를 사용한다. 이때, 장치 내의 진공도는 9.6×10-5㎩ 이하, 가속 전압은 15kv, 조사 전류 레벨은 13, 전자선의 조사 시간은 0.01초/점으로 한다.
얻어진 결정 방위 정보를 EBSD 해석 장치에 부속의 소프트웨어 「OIM Analysis(등록 상표)」에 탑재된 「Image Quality」 기능을 사용하여, 인접하는 결정 격자 사이의 회전각이 15° 이상인 입계의 길이와, 회전각이 15° 미만인 입계의 길이의 합계에 대하여, 회전각이 15° 이상인 입계의 길이의 비율을 산출한다. 이 기능에서는, 체심 입방 구조를 갖는 결정립의 입계에 대하여, 임의의 회전각을 갖는 입계의 합계의 길이를 산출할 수 있다. 측정 영역에 포함되는 모든 결정립에 대하여, 이들 입계의 합계의 길이를 산출하여, 회전각이 15° 이상인 입계의 길이의 비율을 구한다. 이 비율을, 대경각 입계의 비율로 한다.
<핫 스탬프 성형체의 제조 방법>
이어서, 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체의 바람직한 제조 방법에 대하여 설명한다. 먼저, 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체에 적용되는 핫 스탬프용 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.
(핫 스탬프용 강판의 제조 방법)
「가열 공정」
열간 압연에 제공하는 강편(강재)은, 통상의 방법으로 제조한 강편이면 되고, 예를 들어 연속 주조 슬래브, 박 슬래브 캐스터 등의 일반적인 방법으로 제조한 강편이면 된다. 전술한 화학 조성을 갖는 강재를 열간 압연에 제공하고, 열간 압연 공정에서 1100℃ 이상의 온도역으로 가열하고, 이 온도역에서 20분 이상의 유지를 행하는 것이 바람직하다. 가열 온도가 1100℃ 미만으로 되는 경우 또는 유지 시간이 20분 미만으로 되는 경우에는, Ti 등의 조대 개재물의 재용해가 진행되지 않고, 파괴 기점으로서 잔존하기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 인성이 열화되는 경우가 있다. 보다 바람직하게는, 가열 온도는 1200℃ 이상이고, 유지 시간은 25분 이상이다. 또한, 가열 온도는 1400℃ 이하가 바람직하고, 유지 시간은 120분 이하가 바람직하다.
「마무리 압연 공정」
이어서, 마무리 압연의 완료 온도(마무리 압연 온도)가 Ar3점 이상의 온도역으로 되도록 열간 압연을 행하는 것이 바람직하다. Ar3점 미만의 온도에서 마무리 압연을 종료하면, 2상역 압연으로 되는 점에서 압연에서의 판 형상이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에, 마무리 압연 온도는 Ar3점 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 Ar3점＋10℃ 이상이다. 또한, 마무리 압연 온도는, Ar3점＋100℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
Ar3점은 하기 식(1)에 의해 표현된다. 식(1) 중의 각 원소 기호는, 각 원소의 함유량(질량％)을 나타낸다. 당해 원소를 함유하지 않는 경우는 0을 대입한다.
Ar3점＝850＋10×(C＋N)×Mn＋350×Nb＋250×Ti＋40×B＋10×Cr＋100×Mo…식(1)
「권취 공정」
마무리 압연 후의 강판을 750℃ 이하의 온도역에서 코일 형상으로 권취한다. 권취 온도가 750℃를 초과하면 스케일이 다량으로 생성되어, 다음 공정의 산세 공정에서의 스케일 제거가 곤란해진다. 그 때문에, 권취 온도는 750℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 600℃ 이하이다. 또한, 권취 온도는, 400℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
이상의 방법에 의해 열연 강판을 얻는다.
상기 방법에 의해 얻어진 열연 강판에 대해서는, 필요에 따라 연질화를 목적으로 한 재가열 처리를 실시해도 된다. 열연 강판에 대하여, 냉간 압연을 행함으로써 냉연 강판을 얻어도 되고, 도금을 부여함으로써 도금 강판을 얻어도 된다. 또한, 연속 어닐링을 행해도 된다.
냉간 압연은 통상의 누적 압하율, 예를 들어 30 내지 90％에서 행하는 냉간 압연이어도 된다. 냉간 압연하지 않고 열연 강판을 핫 스탬프 공정에 제공해도 된다.
열연 강판 또는 냉연 강판은, 표면에 도금층을 구비하고 있어도 된다. 핫 스탬프 공정에 있어서의 스케일 생성의 억제 및 핫 스탬프 성형체의 내식성 향상 등의 목적에 따라, 공지의 각종 용융 금속 도금 및 전기 도금 등을 실시해도 된다.
용융 금속 도금으로서는, 용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금, 용융 알루미늄 도금 및 용융 알루미늄-아연 도금 등을 들 수 있다. 용융 금속 도금층이 경질이면, 핫 스탬프 성형 시에 크랙이 발생하여 핫 스탬프 성형체의 내식성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에, 용융 금속 도금은, 도금층이 연질로 되는 용융 아연 도금 또는 합금화 용융 아연 도금인 것이 바람직하다.
용융 금속 도금이 용융 아연 도금 또는 합금화 용융 아연 도금인 경우, 열연 강판 또는 냉연 강판의 표면에 실시하는 도금의 부착량은, 편면당 3 내지 800g/㎡인 것이 바람직하다. 도금 부착량이 편면당 3g/㎡ 미만이면, 내식성의 향상 효과를 확실하게 얻을 수 없는 경우가 있다. 한편, 도금 부착량이 편면당 800g/㎡를 초과하면, 용접 시에 블로우홀 등의 결함이 발생하기 쉬워지는 경우가 있다. 내식성의 향상 및 비용 상승의 억제의 관점에서, 도금 부착량은 10 내지 200g/㎡인 것이 보다 바람직하다.
핫 스탬프 성형 전의 도금층의 증발을 억제하여, 핫 스탬프 성형체의 내식성을 향상시키기 위해서는, 도금이 합금화 용융 아연 도금인 것이 바람직하다. 합금화 용융 아연 도금의 합금화도로서는, 도금층 중의 Fe 함유량이 3 내지 25％인 것이 바람직하다. 도금층 중의 Fe 함유량이 3％ 미만이면, 핫 스탬프 성형 시의 도금층의 증발을 충분히 억제할 수 없는 경우가 있다. 도금층 중의 Fe 함유량이 25％ 초과이면, 핫 스탬프 성형체의 파우더링성이 열화되는 경우가 있다.
도금층의 증발 억제 및 파우더링성의 확보의 관점에서, 도금층 중의 Fe 함유량은 7 내지 18％인 것이 보다 바람직하다. 또한, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층의 표면에 또한, 유기계 혹은 무기계의 피막을 실시해도 된다.
(핫 스탬프 성형체의 제조 방법)
상기한 방법으로 얻어진 핫 스탬프용 강판을 사용하여, 예를 들어 하기의 제조 방법에 의해 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체를 제조한다. 상술한 바와 같이 본 실시 형태에서는, 핫 스탬프 성형체에 있어서 원하는 마이크로 조직을 얻기 위해, 2회의 열처리를 행한다.
(1회째 열처리) 가열 온도 T1: Ac3점 이상 Ac3＋200℃ 이하
본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체는, 상기 핫 스탬프용 강판을 핫 스탬프 공정에 제공하기 전에, 1회째 열처리를 행한다. 1회째 열처리에서는, Ac3점 이상, Ac3점＋200℃ 이하 가열 온도 T1까지 가열하고, 이 온도 T1에서 유지를 행한다. 이 1회째 열처리의 가열에 있어서, 구 오스테나이트 입계에 Mn을 농화시킨다. 가열 온도 T1이 Ac3점을 하회하는 경우에는, 구 오스테나이트 입계에 대한 Mn 농화가 충분히 진행되지 않고, 계속되는 2회째 열처리에서 Mn 농도의 저감을 충분히 행할 수 없다. 이 때문에, 가열 온도 T1은 Ac3점 이상으로 한다. 바람직하게는 Ac3점＋20℃ 이상이다. 한편, 가열 온도 T1이 Ac3점＋200℃ 초과로 될 경우, 구 오스테나이트 입자가 조대화되어, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경을 5.0㎛ 이하로 할 수 없는 경우가 있다. 이 때문에, 가열 온도 T1은, Ac3＋200℃ 이하로 한다. 가열 온도 T1까지의 평균 가열 속도는, 1 내지 30℃/s로 하면 된다.
Ac3점은 이하의 식(2)로부터 얻어진다.
Ac3점(℃)＝912－230.5×C＋31.6×Si－20.4×Mn－14.8×Cr＋16.8×Mo…식(2)
상기 식(2) 중의 각 원소 기호는, 각 원소의 함유량(질량％)을 나타낸다. 당해 원소를 함유하지 않는 경우는 0을 대입한다.
가열 온도 T1까지 가열된 핫 스탬프용 강판은, 그 가열 온도 T1에서 유지된다. 유지 시간에는 제약이 없지만, 60초 내지 20분으로 하는 것이 바람직하다. 유지 시간이 60초 미만인 경우, 탄화물의 재용해가 진행되지 않아, 조대 탄화물이 덜녹고 남아, 탄화물의 개수 밀도가 너무 높아져 원하는 마이크로 조직을 얻을 수 없는 경우가 있다. 유지 시간이 20분 초과인 경우, 구 오스테나이트 입자의 과도한 조대화가 진행되어, 대경각 입계의 비율이 적어져, 원하는 마이크로 조직을 얻을 수 없는 경우가 있다.
(1회째 열처리) 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도: 10℃/s 이상 500℃/s 이하
상기한 가열 온도 T1부터, 후술하는 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도가 10℃/s 이상 500℃/s 이하로 되도록 냉각한다. 이 냉각에 의해, 마이크로 조직을 마르텐사이트 주상으로 함으로써, 구 오스테나이트 입자 내에 다량의 대경각 입계가 도입된다. 이 대경각 입계인 블록 계면에는, 미세한 오스테나이트가 존재하고 있고, 2회째 열처리 시의 오스테나이트의 미세화 및 구 오스테나이트 입계의 Mn 농도의 저감에 강한 영향을 끼친다. 즉, 이 대경각 입계는, 2회째 열처리에서의 구 오스테나이트 입계의 Mn의 확산 경로가 되는 점에서, 구 오스테나이트 입계의 Mn 농도를 저하시키는 데 중요한 역할을 담당한다.
가열 온도 T1부터, 후술하는 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도가 10℃/s를 하회하는 경우에는, 페라이트 등의 연질상이 형성되는 경우가 있어, 대경각 입계의 도입이 불충분해진다. 그 결과, 2회째 열처리에서의 구 오스테나이트 입계의 Mn 농도의 저하가 불충분해져, 구 오스테나이트 입계의 평균 Mn 농도를 1.0질량％ 이하로 저감시킬 수 없는 경우가 있다. 따라서, 평균 냉각 속도는 10℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 20℃/s 이상이다. 한편, 냉각 속도가 500℃/s 초과로 되는 경우, 마르텐사이트 변태에 수반하는 내부 응력이 커져, 실온까지의 냉각 과정에서 균열이 발생하는 경우가 있다. 따라서, 평균 냉각 속도는 500℃/s 이하로 한다. 바람직하게는 300℃/s 이하이다.
(1회째 열처리) 냉각 정지 온도: 250℃ 이상 400℃ 이하
1회째 열처리의 냉각은, 단순히, 마르텐사이트를 형성할 뿐만 아니라, 마르텐사이트의 블록 계면에 오스테나이트를 잔존시킬 필요가 있다. 상술한 바와 같이, 이 잔존한 오스테나이트는, 2회째 열처리에서의 Mn의 확산 경로로 되기 때문이다. 이 오스테나이트의 안정화를 위해서는, 마르텐사이트로부터 미변태 오스테나이트에 대한 C확산을 촉진시킬 필요가 있다. 이 때문에, 250℃ 이상 400℃ 이하의 온도역에서 냉각을 정지한다. 냉각 정지 온도가 250℃ 미만인 경우, 마르텐사이트로부터 미변태 오스테나이트에 대한 C확산이 진행되지 않는다. 따라서, 냉각 정지 온도는 250℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 260℃ 이상이다. 냉각 정지 온도가 400℃ 초과로 되는 경우, 탄화물이 생성되어, 블록 사이의 잔류 오스테나이트의 안정화가 진행되지 않는다. 따라서, 냉각 정지 온도는 400℃ 이하로 한다.
(1회째 열처리) 냉각 정지 온도 이하의 평균 냉각 속도: 10℃/s 미만
2회째 열처리에서의 Mn의 확산 경로가 되는 오스테나이트를 남기기 위해, 상기 냉각 정지 온도 이하의 냉각 속도를 제어하여, 마르텐사이트로부터 미변태 오스테나이트에 대한 탄소 확산을 촉진시켜, 오스테나이트를 안정화시킬 필요가 있다. 이 작용을 발현시키기 위해, 냉각 정지 온도 이하의 평균 냉각 속도를 10℃/s 미만으로 제어한다. 바람직하게는 8℃/s 이하이다. 냉각 정지 온도 이하의 냉각 속도가 10℃/s 이상으로 되는 경우, 마르텐사이트로부터 미변태 오스테나이트에 대한 탄소 확산이 진행되지 않아, 오스테나이트의 안정도가 낮아져, 잔류 오스테나이트를 남길 수 없기 때문에, 오스테나이트 입자가 2회째 열처리 시의 가열 과정에서 조대화됨과 함께, 구 오스테나이트 입계의 Mn 농도를 저감시킬 수 없는 경우가 있다.
(2회째 열처리) 평균 가열 속도: 10℃/s 이상 1000℃/s 이하
1회째 열처리를 행한 핫 스탬프용 강판에 대하여, 구 오스테나이트 입자의 미세화 및 구 오스테나이트 입계의 Mn 농도를 저감시키기 위해, 핫 스탬프 시의 가열(2회째 열처리)의 평균 가열 속도를 제어한다. 2회째 열처리의 평균 가열 속도를 10℃/s 이상으로 함으로써, 구 오스테나이트 입자의 입성장을 억제할 수 있다. 또한, 1회째 열처리에서 도입한 대경각 입계를 확산 경로로 하여, 구 오스테나이트 입계로부터 대경각 입계로의 Mn의 확산을 진행시킬 수 있다. 그것들의 결과, 구 오스테나이트 입자를 미세화하는 것 및 구 오스테나이트 입계의 Mn 농도를 저감시킬 수 있다. 이에 의해, 핫 스탬프 성형체의 인성을 향상시킬 수 있다. 이 때문에, 평균 가열 속도를 10℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 30℃/s이상이다. 한편, 평균 가열 속도가 1000℃/s 초과로 되는 경우, 핫 스탬프 성형체의 가열 온도 제어가 곤란해져, 부위에 따라 구 오스테나이트 입자의 평균 입경을 5.0㎛ 이하로 할 수 없는 경우가 있다. 그 결과, 핫 스탬프 성형체의 인성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에, 평균 가열 속도는 1000℃/s 이하로 한다. 바람직하게는, 700℃/s 이하이다.
(2회째 열처리) 가열 온도 T2: Ac3'점 이상, Ac3'점＋100℃ 이하
1회째 열처리에서 형성한 잔류 오스테나이트는, Mn이 농화되어 있다. Mn이 오스테나이트 안정화 원소이기 때문에, Ac3점이 1회째 열처리보다도 저하된다. 이 저하된 Ac3점을, 「Ac3'점」이라고 호칭하고, 2회째 열처리 시의 가열 온도를 T2라고 호칭한다.
2회째 열처리 시의 가열 온도 T2를 Ac3'점 이상, Ac3'점＋100℃ 이하로 함으로써, 구 오스테나이트 입자 내의 대경각 입계를 확산 경로로 하여, 1회째 열처리에서 구 오스테나이트 입계에 농화된 Mn을 확산시킨다. 이에 의해, 구 오스테나이트 입계의 Mn 농도를 저하시킨다. 가열 온도 T2가 Ac3'점 미만인 경우, 구 오스테나이트 입계로부터 Mn이 충분히 확산되지 않아, 구 오스테나이트 입계의 Mn 농도가 1.0질량％를 초과하는 경우가 있다. 그 결과, 핫 스탬프 성형체의 인성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에, 가열 온도 T2는 Ac3'점 이상으로 한다. 바람직하게는 Ac3'＋20℃ 이상이다. 한편, 가열 온도 T2가 Ac3'점＋100℃ 초과로 되는 경우, 구 오스테나이트 입자의 입성장이 진행되어, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 5.0㎛를 초과하는 경우가 있다. 그 결과, 핫 스탬프 성형체의 인성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에, 가열 온도 T2는 Ac3'점＋100℃ 이하로 한다. 바람직하게는, Ac3'점＋80℃ 이하이다.
또한, Ac3'점은, 1회째 열처리 후의 핫 스탬프용 강판을 열팽창 측정에 제공하여, 가열 중의 열팽창량의 변화로부터, 마이크로 조직이 완전히 오스테나이트화되는 온도를 구하고, 이 온도를 Ac3'점으로 한다. 열팽창 측정에 사용하는 장치는, 가열 중의 열팽창량을 연속적으로 측정할 수 있는 장치이면 되고, 예를 들어 후지덴파 고키제의 박판 포머 스튜디오 시험기를 사용하면 된다.
가열 온도 T2에서의 유지 시간은, 10초 초과, 60초 이하로 한다. 유지 시간이 10초 이하이면 구 오스테나이트 입계로부터 대경각 입계로의 Mn 확산이 충분히 진행되지 않기 때문에, 구 오스테나이트 입계의 Mn양을 저감시킬 수 없는 경우가 있다. 유지 시간이 60초 초과이면, 구 오스테나이트 입자의 성장이 진행되어, 인성이 열화되는 경우가 있다. 구 오스테나이트 입자의 미세화와 오스테나이트 입계로부터 대경각 입계로의 Mn 확산의 밸런스를 고려한 바람직한 유지 시간은, 20초 이상 30초 이하이다.
또한, 1회째 열처리 시의 냉각 정지 온도와, 2회째 열처리 시의 가열 온도 T2의 차(T2－냉각 정지 온도)는 600℃ 미만으로 한다. T2－냉각 정지 온도가 600℃ 이상이면, 2회째 열처리 시의 가열 단계에서 오스테나이트의 입성장이 진행되고, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 5.0㎛ 초과로 되는 경우 및/또는 구 오스테나이트 입계의 평균 Mn 농도가 높아지는 경우가 있다. 보다 바람직하게는, 1회째 열처리 시의 냉각 정지 온도와, 2회째 열처리 시의 가열 온도 T2의 차(T2－냉각 정지 온도)는 570℃ 이하이다.
도 2는, 실시예에 있어서의, T2－냉각 정지 온도와 구 오스테나이트 입자의 입계의 평균 Mn 농도의 관계를 도시하는 도면이다. 도 3은, 실시예에 있어서의, T2－냉각 정지 온도와 구 오스테나이트 입자의 평균 입경의 관계를 도시하는 도면이다.
도 2에 도시한 바와 같이, T2－냉각 정지 온도를 600℃ 미만으로 함으로써, 구 오스테나이트 입자의 입계의 평균 Mn 농도가 1.0질량％ 이하로 되는 것을 알 수 있다. 또한, 도 3에 도시한 바와 같이, T2－냉각 정지 온도를 600℃ 미만으로 함으로써, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 5.0㎛ 이하로 되는 것을 알 수 있다.
또한, 도 2 및 도 3의 발명예 및 비교예는, 실시예에 있어서의 전체 발명예 및 전체 비교예 중 일부를 추출한 것이다.
도 4는, 실시예에 있어서의, 가열 온도 T2에서의 유지 시간과 구 오스테나이트 입자의 입계의 평균 Mn 농도의 관계를 도시하는 도면이다. 도 5는, 실시예에 있어서의, 가열 온도 T2에서의 유지 시간과 구 오스테나이트 입자의 평균 입경의 관계를 도시하는 도면이다.
도 4에 도시한 바와 같이, 가열 온도 T2에서의 유지 시간을 10초 초과 60초 이하로 함으로써, 구 오스테나이트 입자의 입계의 평균 Mn 농도가 1.0질량％ 이하로 되는 것을 알 수 있다. 또한, 도 5에 도시한 바와 같이, 가열 온도 T2에서의 유지 시간을 10초 초과, 60초 이하로 함으로써, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 5.0㎛ 이하로 되는 것을 알 수 있다.
또한, 도 4 및 도 5의 발명예 및 비교예는, 실시예에 있어서의 전체 발명예 및 전체 비교예 중 일부를 추출한 것이다.
가열 온도 T2로 가열되어, 유지된 핫 스탬프용 강판은, 핫 스탬프에 의해, 핫 스탬프 성형체로 되고, 하기의 냉각 속도로 냉각된다.
(2회째 열처리) 핫 스탬프 성형 후부터 200℃까지의 온도역의 평균 냉각 속도: 10℃/s 이상 500℃/s 이하
핫 스탬프 성형 후부터 200℃까지의 온도역의 평균 냉각 속도를 10℃/s 이상 500℃/s 이하로 제어함으로써, 핫 스탬프 성형체의 마이크로 조직을 마르텐사이트(프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 포함함) 주상으로 한다. 평균 냉각 속도가 10℃/s 미만인 경우, 담글질이 충분히 들어가지 않고, 마이크로 조직 중에 페라이트 등의 연질상이 형성되어, 핫 스탬프 성형체의 인성이 열화된다. 이 때문에, 평균 냉각 속도를 10℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 30℃/s 이상이다. 한편, 평균 냉각 속도가 500℃/s 초과로 되는 경우, 마르텐사이트의 자기 템퍼링이 충분히 진행되지 않아, 마이크로 조직 중의 내부 응력이 높아져, 핫 스탬프 성형체의 인성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에, 평균 냉각 속도를 500℃/s 이하로 한다. 바람직하게는 300℃/s 이하이다.
핫 스탬프 성형 후에 강도 조정을 목적으로 하여, 100℃ 내지 600℃의 온도역으로 가열하고, 당해 온도역에서 유지하는 템퍼링을 행해도 된다. 또한, 핫 스탬프 성형체의 변형능 향상을 목적으로 하여, 핫 스탬프하여 냉각한 후에, 핫 스탬프 성형체의 일부에 연화 영역을 형성해도 된다. 여기서 말하는 연화 영역이란, 핫 스탬프 성형체의 일부(예를 들어, 플랜지부)에만 레이저를 조사하고 템퍼링하여 형성한 영역을 의미한다.
실시예
이어서, 본 발명의 실시예에 대하여 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 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.
표 1 내지 3에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 용제하고, 연속 주조에 의해 강편을 얻었다. 당해 강편을 1150℃로 가열하고, 당해 온도역에서 30분간 유지한 후, 마무리 압연 온도가 940℃로 되도록 열간 압연을 행함으로써 열연 강대를 얻었다. 얻어진 열연 강대를 580℃에서 코일 형상으로 권취했다. 이 열연 강대에 대하여, 누적 압하율이 50％로 되는 조건에서 냉간 압연을 행하여, 두께 1.4㎜의 핫 스탬프용 강판(냉연 강판)을 얻었다.
일부의 핫 스탬프용 강판에는 용융 아연 도금을 실시하여, 핫 스탬프용 도금 강판을 얻었다. 도금의 부착량은, 편면당 10 내지 200g/㎡로 했다. 용융 아연 도금을 실시한 핫 스탬프용 강판에 대해서는, 표 4 내지 8 중의 「도금」의 란에 「유」라고 기재했다.
각 핫 스탬프용 강판 및 핫 스탬프용 도금 강판(이하, 「핫 스탬프용 강판」이라고 총칭한다.)에 대하여, 표 4 내지 8에 나타내는 1회째 열처리(전열처리) 및 2회째 열처리를 실시하고, 핫 스탬프를 실시하여, 핫 스탬프 성형체를 얻었다. 또한, 표 4 내지 8 중의 「냉각 1」은 가열 온도 T1부터, 「250℃ 이상, 400℃ 이하의 냉각 정지 온도」까지의 냉각을 나타내고, 「냉각 2」는 냉각 정지 온도 이하의 온도역의 냉각을 나타내고, 「냉각 3」은 핫 스탬프 성형 후부터 200℃까지의 온도역의 평균 냉각 속도를 나타낸다.
또한, 일부의 핫 스탬프 성형체에는, 강도 조정을 목적으로 하여, 100 내지 600℃의 온도역으로 가열하여 유지하는, 템퍼링을 실시했다. 템퍼링을 실시한 핫 스탬프 성형체에 대해서는, 표 4 내지 8 중의 「어닐링」의 란에 「유」라고 기재했다.
또한, 일부의 핫 스탬프 성형체에는, 핫 스탬프 성형체의 일부에 레이저를 조사함으로써 200℃로 가열하여, 부분 연화 영역을 형성했다. 부분 연화 영역을 형성한 핫 스탬프 성형체에 대해서는, 표 9 내지 13 중의 「부분 연화 영역」의 란에 「유」라고 기재했다.
핫 스탬프용 강판 및 핫 스탬프 성형체에 대하여, 상술한 측정 방법에 의해 마이크로 조직의 측정을 행하였다. 또한, 핫 스탬프 성형체의 기계 특성을 측정했다. 그 결과를, 표 9 내지 13에 나타낸다. 핫 스탬프 성형체의 기계 특성은, 이하의 방법에 의해 측정하고, 평가했다.
또한, 표 6 및 표 11의 시험 No.66은, 1회째 열처리 시의 냉각 속도가 너무 빨라 균열이 발생했기 때문에, 핫 스탬프 성형체의 마이크로 조직 등에 대하여 관찰을 행하지 않았다.
「인장 강도」
핫 스탬프 성형체의 인장 강도는, 핫 스탬프 성형체의 가능한 한 평탄한 위치로부터, JIS Z 2241:2011에 기재된 5호 시험편을 제작하고, JIS Z 2241:2011에 기재된 시험 방법에 따라 구했다. 인장 강도가 2000㎫ 이상인 경우, 우수한 강도를 갖는다고 하여 합격이라고 판정했다. 한편, 인장 강도가 2000㎫ 미만이었던 경우, 우수한 강도를 갖지 않는다고 하여 불합격이라고 판정했다.
「경도」
핫 스탬프 성형체의 임의의 위치(단부를 피한 위치)로부터 표면에 수직인 단면(판 두께 단면)을 관찰할 수 있도록 시험편을 잘라냈다. 시험편의 길이는 10㎜ 정도로 했다. 시험편의 판 두께 단면을 #600부터 #1500의 탄화 규소 페이퍼를 사용하여 연마한 후, 입도 1 내지 6㎛의 다이아몬드 파우더를 알코올 등의 희석액이나 순수에 분산시킨 액체를 사용하여 경면으로 마무리했다. 이 판 두께 단면을 측정면으로 했다. 마이크로비커스 경도 시험기를 사용하여, 측정면의 판 두께 t/4 위치(표면으로부터 판 두께 t/8 깊이 내지 표면으로부터 판 두께 3t/8 깊이의 영역)에 있어서, 하중 1kgf로, 압흔의 3배 이상의 간격으로 비커스 경도를 측정했다. 합계 20점 측정하고, 그것들의 평균값을 산출함으로써, 비커스 경도의 평균값(평균 경도)을 얻었다. 이 방법으로 얻은 평균 경도는, 후술하는 인성 평가에 사용했다.
또한, 평균 경도가 650Hv 이상인 경우에, 충분한 경도를 갖고 있다고 판단할 수 있다.
「인성」
핫 스탬프 성형체의 인성은 조기 파단 특성 및 경도 변동(ΔHv)에 의해 평가했다. 핫 스탬프 성형체의 인장 강도(단위: ㎫)를, 평균 경도(단위: Hv)에 3.3을 곱한 값으로 나눈 값을, 조기 파단 특성의 지표인 값으로 했다. 또한, 인장 강도 및 평균 경도는, 상술한 방법에 의해 얻은 값이다.
평균 경도에 3.3을 곱한 값은, 경도로부터 추정되는 인장 강도이고, 인장 강도의 실측값이 추정 인장 강도의 0.60㎫/Hv배 이상이면, 조기 파단 특성이 우수하다고 판단할 수 있다.
「경도 변동(ΔHv)」
2000㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 핫 스탬프 성형체에 있어서는, 외부로부터 변형(응력)이 발생하는 경우에, 핫 스탬프 성형체 내의 경도 변동(ΔHv)이 크면, 응력 집중이 발생함으로써, 인성이 열화되는 경우가 있다. 경도 변동(ΔHv)이 50Hv 초과로 되는 경우에 인성이 열화된다.
또한, 경도 변동(ΔHv)은, 상술한 방법으로 평균 경도를 구한 때에 얻어진, 20점에 있어서의 비커스 경도의 최댓값과 최솟값의 차로 했다.
조기 파단 특성의 지표인 값이 0.60㎫/Hv 이상이고, 또한 경도 변동(ΔHv)이 50Hv 이하였던 경우, 인성이 우수하다고 하여 합격이라고 판정했다. 어느 한쪽이라도 만족되지 않은 경우, 인성이 떨어진다고 하여 불합격이라고 판정했다.
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표 1 내지 13에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 규정되는 화학 조성 및 마이크로 조직을 만족시키는 발명예는, 기계적 특성이 우수했다. 본 발명에서 규정되는 화학 조성 및 마이크로 조직을 만족시키지 않는 비교예는, 기계적 특성이 떨어져 있었다.
본 발명에 관한 상기 양태에 의하면, 우수한 강도 및 인성을 갖는 핫 스탬프 성형체를 제공할 수 있다.

Claims (4)

  1. 질량％로,
    C: 0.40％ 이상 0.70％ 이하,
    Si: 0.010％ 이상 1.30％ 이하,
    Mn: 0.40％ 이상 3.00％ 이하,
    sol.Al: 0.0010％ 이상 0.500％ 이하,
    Ti: 0.010％ 이상 0.100％ 이하,
    Cr: 0.010％ 이상 0.80％ 이하,
    B: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하,
    P: 0.100％ 이하,
    S: 0.0100％ 이하,
    N: 0.0100％ 이하,
    Nb: 0％ 이상 0.100％ 이하,
    Mo: 0％ 이상 1.00％ 이하,
    V: 0％ 이상 0.100％ 이하,
    Ni: 0％ 이상 0.50％ 이하,
    REM: 0％ 이상 0.0100％ 이하,
    Mg: 0％ 이상 0.0100％ 이하,
    Ca: 0％ 이상 0.0100％ 이하,
    Co: 0％ 이상 4.00％ 이하, 그리고
    잔부가 Fe 및 불순물인 화학 조성을 갖고,
    마이크로 조직 중의 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 5.0㎛ 이하이고,
    상기 구 오스테나이트 입자의 입계의 평균 Mn 농도가 1.0질량％ 이하인,
    핫 스탬프 성형체.
  2. 제1항에 있어서, 상기 화학 조성이, 질량％로,
    Nb: 0.010％ 이상 0.100％ 이하,
    Mo: 0.01％ 이상 1.00％ 이하,
    V: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
    Ni: 0.001％ 이상 0.50％ 이하,
    REM: 0.0010％ 이상 0.0100％ 이하,
    Mg: 0.0010％ 이상 0.0100％ 이하,
    Ca: 0.0010％ 이상 0.0100％ 이하 및
    Co: 0.10％ 이상 4.00％ 이하
    에서 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소를 함유하는, 핫 스탬프 성형체.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 표면에 도금층을 구비하는, 핫 스탬프 성형체.
  4. 제1항 또는 제2항에 있어서, 핫 스탬프 성형체의 일부에 연화 영역을 갖는, 핫 스탬프 성형체.
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