KR20130121965A - 핫 스탬핑용 강판 및 그의 제조 방법과 고강도 부품의 제조 방법 - Google Patents

핫 스탬핑용 강판 및 그의 제조 방법과 고강도 부품의 제조 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 핫 스탬핑 후의 부품 강도나 내지연 파괴 특성이 우수한 핫 스탬핑용 강판의 제공을 과제로 한다. 본 발명에 관한 강판은 질량%로, C: 0.05 내지 0.40%, Si: 0.02% 이하, Mn: 0.1 내지 3%, S: 0.02% 이하, P: 0.03% 이하, Al: 0.005% 이하, Ti: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, Cr, Mo 중 1종 또는 2종의 합계로 0.005 내지 1%, O: 0.003 내지 0.03%을 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물의 화학 성분으로 이루어지고, 강판 중에 평균 직경 0.1 내지 15 ㎛의 Fe-Mn계 복합 산화물을 생성시켜, 그 복합 산화물과 매트릭스인 강의 계면, 및 복합 산화물 주위의 간극에 수소를 트랩시킴으로써 과제를 해결하였다.

Description

핫 스탬핑용 강판 및 그의 제조 방법과 고강도 부품의 제조 방법{STEEL SHEETS FOR HOT STAMPING, METHOD FOR MANUFACTURING SAME, AND METHOD FOR MANUFACTURING HIGH-STRENGTH PARTS}
본 발명은 내지연 파괴성이 우수한 핫 스탬핑용 강판 및 그의 제조 방법 및 이 강판을 사용하여 핫 스탬핑 성형하는 고강도 부품에 관한 것이다. 특히 자동차용 구조 부품에 사용되는 고강도 부품의 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 지구 환경의 관점에서 자동차의 경량화가 강하게 요망되고 있고, 자동차 바디, 예를 들면, 필러, 도어 임팩트 빔, 범퍼 빔 등의 자동차용 구조 부품에는 고강도 강판을 적용하고, 강판의 판 두께를 얇게 하여 경량화가 시도되고 있다. 이 때문에, 강판의 고강도화도 추진되어, 특히 인장 강도(TS)가 1000 MPa을 넘는 고강도 강판이 개발되어 있지만, 강판의 고강도화는 부품 제조시의 가공성, 프레스 성형성의 저하를 초래하고, 특히, 스프링백 등의 제품 정밀도의 확보가 더 어려워진다.
이러한 과제를 해결하기 위하여, 최근, 강판의 고강도화와 가공성, 제품 정밀도를 동시에 만족하는 수법으로서 핫 스탬핑 공법(프레스 퀀칭 공법)이 실용 기술로서 사용되게 되었다. 예를 들면 특허 문헌 1에 개시되어 있다. 이는 강판을 약 900℃ 정도의 오스테나이트역까지 가열한 후, 열간으로 프레스 성형하는 동시에, 프레스 성형시에 상온의 금형과 접촉시킴으로써 담금질을 실시하여, 고강도의 재질을 얻는 것이다. 이 핫 스탬핑 공법에 의하여, 프레스 성형시에 도입되는 잔류응력도 감소하기 때문에, TS로 1180 MPa을 넘는 고강도 강판에서 문제가 되는 성형시의 균열 발생이나 형상 동결 불량 등의 문제가 억제되어, 비교적 양호한 제품 정밀도의 부품의 제조가 가능하게 되었다.
자동차 등에 사용되는 고강도 강판은 고강도화 될수록 전술한 성형성의 문제가 발생한다. 또한, 특히 1000 MPa를 넘는 고강도재에 있어서는, 종래부터 알려져 있는 바와 같이, 수소 취화(자연 균열, 지연 파괴라 불리는 경우도 있다)라는 본질적인 문제가 있다. 핫 프레스용 강판의 경우, 고온에서의 프레스에 의한 잔류응력은 적지만, 프레스 전의 가열시에 수소가 강 중에 침입하는 것과, 프레스 후의 잔류응력에 의하여 수소 취화의 감수성이 높아진다.
지연 파괴에 의한 균열을 방지하는 방법으로서, 핫 스탬핑시의 가열 분위기를 제어하는 방법이 있다. 예를 들면, 특허 문헌 2에, 핫 스탬핑의 가열 분위기 중의 수소 농도를 6 체적% 이하, 노점을 10℃로 하는 방법이 제안되어 있다. 이는 핫 스탬핑의 가열 분위기의 제어 방법에 관한 것이다. 즉, 수소 농도, 노점을 제어함으로써, 가열 중에 강판에의 외부 수소의 침입을 제어하는 것이다. 따라서, 강판 자체를 개량하는 것은 아니며, 분위기 제어 장치를 가진 핫 스탬핑에서만 적용할 수 있다.
이 이외에, 핫 스탬핑용 강판으로서 강판에 침입하는 수소를 트랩함으로써 지연 파괴를 방지하는 강판이 알려져 있다. 예를 들면, 특허 문헌 3에는, 내지연 파괴성을 향상시킨 핫 스탬핑용 강판이 제안되어 있다. 이 기술은 강 중에 평균립경이 0.01 내지 5.0 ㎛의 범위에 있는 Mg의 산화물, 황화물, 복합 정출물 및 복합 석출물의 어느 1종 또는 2종 이상의 복합 산화물을, 1평방mm당 1×102개 내지 1×107개 함유시키고, 이 산화물들과 이들을 핵으로 하는 복합 정출물이나 복합 석출물이 수소 트랩 사이트로서 작용함으로써, 내지연 파괴성을 향상시킨 것이다.
또한, 유사한 기술로서, 특허 문헌 4에는, 베이나이트 또는 마르텐사이트를 면적율로 최대의 상으로서, 입자 내의 Nb, V, Cr, Ti, Mo의 산화물, 황화물, 질화물, 복합 정출물, 복합 석출물 중 어느 1종 이상을, 평균립경 d: 0.001 내지 5.0 ㎛, 밀도 ρ: 100 내지 1×1013개/㎟, 평균립경의 표준 편차 σ와 평균립경 d의 비 σ/d≤1.0을 만족하고, 인장 강도가 980 MPa 이상인 것을 특징으로 하는 내수소 취화가 우수한 고강도 박강판으로 하는 기술이 개시되어 있다.
또한, 법랑용 강판에서는, 내피쉬스케일성을 개선하기 위하여, 강판 내에 공극을 형성하여, 수소 트랩하는 것이 유효하다는 것이 알려져 있다. 특허 문헌 5에는, 강판 내에 Fe-Nb-Mn계 복합 산화물을 형성하고, 그 산화물 중의 Nb, Mn의 편재 를 크게 함으로써 수소 트랩 능력을 높이는 것이 제안되어 있다. 그러나, 특허 문헌 5에 기재된 기술은, C(탄소) 함유량이 적은(통상 0.01 질량% 이하) 법랑용 강판을 전제로 한 기술이고, 자동차용 강판 등의 C 함유량이 많은 고강도 강판(C가 0.05 질량% 이상)에는 C의 탈산 작용을 무시할 수 없어서, 단순하게는 적용할 수 없다.
또한, 법랑용 강판에서 문제로 삼는 수소량은 10 내지 100 ppm으로 고농도인데 대하여, 고강도 강판에서는 1 내지 3ppm의 매우 낮은 농도의 수소량을 문제로 삼는다.
따라서, 특허 문헌 5에 기재된 기술을 C 함유량이 많은 고강도 강판에 그대로는 적용할 수 없다.
C(탄소) 함유량이 많은 고강도 강재에 이 기술들을 적용하려면, 강판 내에 존재하는 산화물 등의 사이즈(평균립경)와 존재 상태(밀도)를 적절하게 제어하는 것이 중요한 요건이 된다. 그러나, 수소 트랩 사이트로서 유효하고, 또한 조대한 크랙의 기점이 되지 않는 입경과 밀도가 되도록 엄밀하게 제어하는 것은 기술적으로 용이하지 않다.
특허 문헌 1: 일본공개특허공보 평10-96031호 특허 문헌 2: 일본공개특허공보 2006-51543호 특허 문헌 3: 일본공개특허공보 2006-9116호 특허 문헌 4: 일본공개특허공보 2005-68548호 특허 문헌 5: WO2008/038474호 공보
이상, 핫 스탬핑한 강판의 수소 취성에 의한 지연 파괴 대책에 대하여 현재의 기술을 설명하였다. 문제점은, C 함유량이 많은 고강도 강판을 핫 스탬핑할 때에, 수소 취화에 의한 지연 파괴를 억제하는 기술이 현시점에서는 없다는 것이다.
이에, 본 발명의 과제는 C 함유량이 많은 고강도 강판에 있어서, 강도를 확보하면서, 유효한 수소 트랩을 강재 중에 형성하고, 핫 스탬핑 후의 부품 강도나 내지연 파괴 특성이 우수한 핫 스탬핑용 강판 및 그의 제조 방법, 그리고 핫 스탬핑 고강도 부품의 제조 방법을 제공하는 것이다.
본 발명자들은 핫 스탬핑용 강판의 내지연 파괴 특성을 개선하기 위하여, 강판 내에 침입하는 수소를 트랩하는 것이 유효하다는 것에 착안하여, 예의 연구하였다. 그 결과, 강판 내에 Fe-Mn계 복합 산화물을 생성시키고, 그의 복합 산화물과 매트릭스인 강의 계면에 수소를 트랩할 수 있는 것을 밝혀내어, 본 발명에 이르렀다.
C 함유량이 많은 고강도 강판에 있어서는, 통상, 금속 산화물은 개재물로서 결함이 된다. 이 때문에, 가능하면 강 중의 산소를 제거하고, 금속 산화물의 생성을 억제하고 있다. 이를 위하여, Al 등의 탈산 원소를 첨가하여, 용강 단계에서 산소 농도를 저감시키고 있다.
그러나, 본 발명과 같이, 강 중에 Fe-Mn계 복합 산화물을 형성시키려면, 어느 정도 강 중에 산소를 잔존시킬 필요가 있다. 또한, C 그 자체가 탈산 작용을 하기 때문에, 일반적으로는 C 함유량이 많은 강판에서는, 강 중의 산소가 적어지게 된다.
이에, 본 발명자들은 강판 중의 Al 농도를 줄여서, 탈산 효과를 약화시키고, 강 중의 산소 농도를 확보함으로써, C 함유량이 많은 강판에 있어서도 복합 산화물을 생성시킬 수 있는 것을 밝혀내었다.
또한, 복합 산화물의 수소 트랩 효과를 높이기 위하여, 복합 산화물을 파쇄하여, 그 표면적을 늘리는 것도 유효하다는 것을 밝혀내었다. 복합 산화물을 파쇄, 미세화함으로써, 결함으로서의 영향의 정도가 낮아지고, 강판의 성능 향상으로 연결된다는 것도 밝혀내었다.
또한, 복합 산화물의 주위에 간극이 있으면, 수소 트랩 효과가 더 향상되는 것도 밝혀내었다.
발명자들은 이를 위한 제조 방법에 대하여도 예의 검토를 하였다.
C 함유량이 많은 용융 강은 점도가 높기 때문에, Fe-Mn계 복합 산화물이 부상(浮上)하기 어려워서, 강 중에 Fe-Mn계 복합 산화물을 생성시키기 쉬운 것을 알 수 있었다.
또한, 강 중에 Fe-Mn 복합 산화물을 생성시킨 주편(슬라브)을, 압연(열간 압연, 또는 추가적으로 냉간 압연)함으로써, 복합 산화물을 연신·파쇄할 수 있다는 것도 알게 되었다. 이와 같이 하여, 강판 내에 효율적으로, 그리고 균열의 기점이 되기 어려운 수소 트랩 사이트가 생기는 것을 밝혀내었다. 또한, 이와 같은 프로세스에 있어서 유효한 공극을 형성할 수 있다는 것도 밝혀내었다. 본 발명은 이러한 지견을 토대로 완성한 것이다. 본 발명의 요지는 다음과 같다.
(1) 질량%로,
C: 0.05 내지 0.40%,
Si: 0.001 내지 0.02%,
Mn: 0.1 내지 3%,
Al: 0.0002 내지 0.005%,
Ti: 0.0005 내지 0.01%,
O: 0.003 내지 0.03% 및
Cr과 Mo 중 1종 또는 2종의 합계로 0.005 내지 2%,
를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물의 화학 성분으로 이루어지고, 또한 평균 직경 0.1 내지 15 ㎛의 Fe-Mn계 복합 산화물 입자를 분산하여 함유하는 것을 특징으로 하는 핫 스탬핑용 강판.
또한, S, P, N은 불가피한 불순물이지만, 이하의 함유량으로 규제한다.
S: 0.02% 이하,
P: 0.03% 이하,
N: 0.01% 이하,
(2) 또한, 질량%로,
(a) B: 0.0005 내지 0.01%,
(b) Nb, V, W, Co의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.005 내지 1%,
(c) Ni, Cu의 1종 또는 2종을 합계로 0.005 내지 2%
로 나타내는 (a) 내지 (c)의 3군 중 1군 또는 2군 이상에 포함되는 성분을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 핫 스탬핑용 강판.
(3) 상기 복합 산화물 입자의 주위에 공극을 가진 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)의 어느 하나의 항에 기재된 핫 스탬핑용 강판.
(4) 상기 복합 산화물 입자의 주위의 공극의 평균 지름이 상기 복합 산화물 입자의 평균 지름의 10 내지 100%인 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)의 어느 하나의 항에 기재된 핫 스탬핑용 강판.
(5) 상기 (1) 또는 (2)의 어느 하나의 항에 기재된 강판에 알루미늄 도금, 아연-알루미늄 도금, 또는 아연 도금 중의 어느 하나의 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 핫 스탬핑용 강판.
(6) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 화학 성분의 주편을 열간 압연할 때에, 조압연의 압연율을 70% 이상, 마무리 압연의 압연율을 70% 이상으로 하여 열간 압연하는 것을 특징으로 하는 핫 스탬핑용 강판의 제조 방법.
(7) 상기 (6)에 기재된 열간 압연한 열연 강판을, 추가로 산 세정하여 압연율 30% 이상으로 냉간 압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 핫 스탬핑용 강판의 제조 방법.
(8) 상기 (7)에 기재된 냉간 압연한 냉연 강판에 소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는 핫 스탬핑용 강판의 제조 방법.
(9) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강판을 Ac3 이상의 오스테나이트역의 온도로 가열한 후, 금형에서의 성형을 개시하고, 성형 후에 금형 중에서 냉각하여 담금질을 행하는 것을 특징으로 하는 고강도 부품의 제조 방법.
본 발명의 핫 스탬핑용 고강도 강판은, 복합 산화물을 연신·파쇄시킴으로써 수소 트랩 사이트로서 유효한 복합 산화물 입자 및 그 주위의 공극을 형성하는 것이다. 따라서, 종래와 같이 산화물 등의 사이즈(평균립경)와 존재 상태(밀도)를 엄격하게 제어할 필요가 없고, 지연 파괴 특성이 우수한 강판을 제공할 수 있어서, 본 발명의 강판에 의하여 제조된 부재를 사용하면, 자동차의 경량화, 안전성 향상에 크게 공헌할 수 있는 것으로 생각되며, 산업상의 기여는 크다.
도 1은 조대 복합 산화물이 연신, 파쇄되어 강판에 파쇄 공극(수소 트랩능)이 많이 형성되는 상태를 나타내는 모식도이다.
도 2는 조대 산화물이 연신, 파쇄되어 강판에 파쇄 공극 (수소 트랩능)이 적게 형성되는 상태를 나타내는 모식도이다.
도 3은 미세 산화물이 존재하는 경우에는, 파쇄 공극이 형성되지 않는 것을 나타내는 모식도이다.
도 4는 실시예에서 사용한 금형 형상의 단면도이다.
도 5는 실시예에서 사용한 펀치를 위쪽에서 본 형상을 나타내는 도면이다.
도 6은 실시예에서 사용한 다이스를 아래쪽에서 본 형상을 나타내는 도면이다.
도 7은 핫 스탬핑 성형품의 모식도이다.
도 8은 내지연 파괴 특성의 평가를 위한 시험 부품을 위쪽에서 본 형상을 나타내는 도면이다.
이하에서는, 본 발명을 상세하게 설명한다.
지연 파괴에 대하여는 외부 환경으로부터 강판 내에 침입하여, 강판 내를 실온에서 확산하는 확산성 수소에 기인하여 발생하는 것은 이미 알려져 있다. 따라서, 외부 환경으로부터 침입한 수소를 강판 내의 어떠한 부분에 포착(트랩)하면, 수소를 무해화하는 것이 가능하게 되고, 지연 파괴가 억제된다.
본 발명자들은 제강 공정에 있어서, 강 중에 Fe-Mn계 복합 산화물을 생성시킨 주편을 주조하고, 그 주편을 열간 압연, 냉간 압연하여 복합 산화물을 연신·파쇄시킴으로써, 미세 파괴된 Fe-Mn계 복합 산화물 입자 사이에 미세한 공극을 형성할 수 있고, 이 공극이 수소 트랩 사이트로서 유효하고, 그 부분에 지연 파괴의 요인이라고 생각되는 확산성 수소가 트랩되어, 지연 파괴의 감수성이 저하되는 것을 밝혀내었다. 또한, 그 공극들은 균열의 기점이 되기 어려운 크기, 형상인 것도 밝혀내고, 강도를 요구하는 핫 스탬핑재에 적용하는 것을 시도하였다.
먼저, 본 발명의 핫 스탬핑 후의 부품 강도나 내지연 파괴 특성이 우수한 핫 스탬핑용 강판의 각 성분을, 소정의 범위로 한정하는 이유에 대하여 설명한다. 이 때, 성분에 대한 %는 질량%를 의미한다.
(C: 0.05 내지 0.40%)
C는 냉각 후의 조직을 마르텐사이트로 하여 재질을 확보하기 위하여 첨가하는 원소이다. 강도 향상을 위하여 0.05% 이상의 C가 필요하지만, C 함유량이 0.40%를 넘으면, 충격 변형시의 강도나 용접성이 열화하기 때문에, C는 0.05 내지 0.40%로 하였다. 강도의 관점에서, 또한, C 함유량을 0.15% 이상으로 하는 것이 좋고, 또한 0.2% 이상로 하면 더 좋다.
또한, 충격 변형시의 강도나 용접성의 열화나, C에 의한 탈산 효과의 관점에서, C 함유량은 0.35% 이하로 하는 것이 좋고, 또한 0.3% 이하로 하면 더 좋다.
(Si: 0.001 내지 0.02%)
Si는 탈산 원소로서 작용한다. 본 발명은 산화물량을 일정 이상 확보하는 것이 필수이기 때문에, 산소 함유량을 저감하는 Si는 0.02% 이하로 규정하였다. 유효한 산화물량을 얻으려면 Si 함유량을 0.015% 이하, 나아가 0.01% 이하로 하는 것이 좋다. Si 함유량의 하한은 특히 한정하지 않지만, 탈Si 처리에 시간과 비용이 들기 때문에, 0.001%를 하한으로 한다.
(Mn: 0.1 내지 3%)
Mn은 핫 스탬핑, 담금질성에 영향을 미치는 원소이고, 강판의 강도 상승에 유효하다. 또한, Mn은 첨가에 의하여 Fe-Mn 복합 산화물을 형성시키기 때문에, 본 발명에 있어서는 중요한 성분이다. 이 복합 산화물이 지연 파괴의 요인이 되는 수소의 트랩 사이트가 된다. 이 때문에, Mn의 첨가는 내지연 파괴성의 향상에 효과적이다.
또한, 형성된 복합 산화물은 미세하기 때문에, 타발면의 조대한 크랙의 발생을 억제하는 데 유효하게 된다. 산화물을 형성시켜 수소 트랩 사이트로서 Mn을 최대한으로 활용하려면, Mn 증가에 의하여 산화물 조성의 제어가 용이하게 되기 때문에 적극적으로 첨가하는 것이 좋다. Mn이 0.1% 미만이면 그 효과가 얻어지지 않는다. 그 때문에, Mn 함유량은 0.1% 이상으로 하면 좋다. 그 효과를 확실하게 하기 위하여, Mn 함유량은 0.5% 이상으로 하는 것이 좋다. 또한, 1.30% 이상이면, 더 좋다.
또한, Mn 함유량이 3.0%를 넘으면, P, S와의 공편석을 조장하고, 인성의 저하를 초래하여 내지연 파괴 특성을 저하시킨다. 이 때문에, Mn 함유량은 3% 이하로 하면 좋다. 더 좋기로는 Mn 함유량을 2.0% 이하로 하면 좋고, 1.50% 이하로 하면 더 좋다.
(S: 0.02% 이하)
S는 불가피한 불순물로서 함유되고, 과다하게 함유하는 경우에는 가공성을 열화시키는 동시에, 인성 열화의 원인이 되어, 내지연 파괴 특성을 저하시킨다. 이 때문에, S는 적을수록 좋다. 허용할 수 있는 범위로서, 0.02% 이하로 규정하였다. 좋기로는 0.01% 이하로 하면 좋다. 또한, S 함유량을 0.005% 이하로 규제함으로써, 충격 특성이 비약적으로 향상된다.
(P: 0.03% 이하)
P는 불가피한 불순물로서 함유되고, 과다하게 첨가되는 경우에는 인성에 악영향을 미치는 원소로, 내지연 파괴 특성을 저하시킨다. 이 때문에, P는 적을수록 좋다. 허용할 수 있는 범위로서 0.03% 이하로 규제하였다. 또한, 0.025% 이하로 하는 것이 좋고, 또한 0.02% 이하로 하면 내지연 파괴 특성의 개선 효과는 크다.
(Al: 0.0002 내지 0.005%)
Al은 용강의 탈산재로서 사용하기 위하여 필요한 원소이다. 본 발명은 산화물량을 일정 이상 확보할 필요가 있기 때문에, 탈산 효과가 있는 Al이 0.005%를 넘으면 내지연 파괴 특성을 향상시키는 산화물량을 확보할 수 없다. 이 때문에, 상한을 0.005%로 하였다. 마진을 고려하면, Al 함유량을 0.004% 이하로 하는 것이 좋고, 또한 0.003% 이하로 하면 더 좋다. 또한, 하한은 특별히 한정하는 것은 아니지만, 탈Al 처리에 시간과 비용이 들기 때문에, 0.0002% 이상으로 하는 것이 현실적이다.
(Ti: 0.0005 내지 0.01% 이하)
Ti도 탈산성의 원소이고, 하한은 특별히 한정하는 것은 아니지만, 탈Ti 처리에 시간과 비용이 들기 때문에, 0.0005% 이상, 좋기로는 0.001% 이상으로 하면 충분하다. 한편, 다량으로 첨가하면 내지연 파괴 특성을 향상시키는 산화물을 감소시키기 때문에, 상한을 0.01%로 하였다. 또한, 0.008% 이하로 하는 것이 좋고, 또한 0.006% 이하로 하면 내지연 파괴 특성의 개선 효과는 크다.
(N: 0.01% 이하)
N은 0.01%를 초과하면 질화물의 조대화 및 고용 N에 의한 시효 경화에 의하여, 인성이 열화하는 경향이 있다. 이 때문에, N은 적을수록 좋다. N의 허용할 수 있는 범위로서 0.01% 이하의 범위로 규정하였다. 좋기로는 0.008% 이하로 하면 좋다. 0.006% 이하이면, 인성 열화를 더 억제할 수 있기 때문에 좋다.
(Cr, Mo의 1종 또는 2종을 합계로 0.005 내지 2%)
Cr, Mo는 모두 담금질성을 향상시키는 원소이고, 또한 매트릭스 중에 M23C6형 탄화물을 석출시키는 효과를 가지며, 강도를 높이는 동시에, 탄화물을 미세화하는 작용을 가진다. 이 때문에 Cr, Mo의 1종 또는 2종을 합계로 0.005 내지 2% 첨가한다. 0.005% 미만에서는 이 효과들을 충분히 기대할 수 없다. 더 좋기로는 0.01% 이상이면 좋다. 또한, 0.05% 이상이면 그 효과는 현저하게 된다. 또한, 합계로 2%를 넘으면 항복 강도가 과도하게 상승하고, 또한 인성을 열화시켜 내지연 파괴 특성을 저하시킨다. 가능하면, 내지연 파괴 특성의 관점에서 1.5% 이하로 하는 것이 더 좋다.
(O: 0.003 내지 0.03%)
O는 본 발명에 있어서는 Fe-Mn 복합 산화물을 형성하는 데 필요한 원소이며, 0.003 내지 0.03% 함유시킬 필요가 있다. 0.003% 미만이면, 충분한 양의 Fe-Mn 복합 산화물을 형성할 수 없다. Fe-Mn 복합 산화물의 형성의 관점에서는, 0.005% 이상으로 하는 것이 좋다. 한편, 0.03%를 초과하여 함유시키면 주편에 블로우 홀 등의 내부 결함이 발생하기 때문에, 상한을 0.03%로 규정하였다. 내부 결함의 관점에서는 적은 것이 좋고, O 함유량은 0.02% 이하인 것이 좋다. 가능하면, 0.015% 이하이면 결함이 현저하게 감소된다.
(B: 0.0005 내지 0.01%)
B는 담금질성을 향상시키는 데 유효한 원소이다. 이와 같은 효과를 유효하게 하려면, 0.0005% 이상 첨가할 필요가 있다. 그 효과를 확실하게 얻으려면, 0.001% 이상으로 하는 것이 좋다. 또한, 0.0015% 이상이면 더 좋다. 한편, 과다하게 첨가하여도 그 효과는 포화하기 때문에, 0.01%를 상한으로 하였다. 비용 대 효과의 관점에서 보면, 0.008% 이하로 하는 것이 좋고, 가능하면 0.005% 이하로 하면 더 좋다.
(Nb, V, W, Co의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.005 내지 1%)
Nb, V, W, Co는 탄화물 생성 원소이고, 석출물을 생성시켜 핫 스탬핑, 담금질한 부재의 강도를 확보한다. 또한, 이들은 Fe-Mn계 복합 산화물에 함유되고, 내지연 파괴 특성 향상에 유효한 수소 트랩 사이트로서 기능하고, 내지연 파괴성을 개선하는 데 필요한 원소이다. 이 원소들 중 1종 또는 2종 이상을 첨가하면 좋다. 첨가량이 합계로 1%를 초과하면, 항복 강도의 상승이 과도하게 커진다. 그 때문에, 0.7% 이하로 하면 더 좋다. 가능하면, 0.5% 이하로 하는 것이 더 좋다. 한편, 0.005% 미만이면, 강도의 향상 및 수소 트랩 사이트로서의 효과가 발휘되기 어렵다. 그 효과를 확실하게 얻는 관점에서, 0.01% 이상으로 하는 것이 좋다.
(Ni, Cu의 1종 또는 2종을 합계로 0.005 내지 2%)
Ni, Cu는 모두 강도 및 인성을 향상시키는 원소이지만, 합계로 2%를 초과하여 첨가하면, 주조성이 저하하기 때문에 상한을 2%로 한다. 주조성의 관점에서 함유량을 적게 하면 좋고, 1% 이하인 것이 더 좋다. 0.5%이면 더 좋다. 한편, 합계로 0.005% 미만에서는 강도 및 인성의 향상 효과가 발휘되기 어렵기 때문에, Ni, Cu의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.005% 이상 첨가하는 것이 좋다. 강도, 인성의 관점에서 0.01% 이상인 것이 좋다. 또한, 0.02% 이상이면 더 좋다.
다음으로, 본 발명의 내지연 파괴성이 우수한 핫 스탬핑용 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.
본 발명에서는 통상의 용제, 연속 주조, 강판 제조 공정으로 본 발명의 성분 조성으로 조정한 강을 용제할 수 있다. 특히, 본 발명의 특징인 Fe-Mn계 복합 산화물을 형성시키는 데에는, 강의 용제, 주조 공정에 있어서, 탈산능이 약한 원소부터 첨가하는 것이 좋다. 예를 들면, Mn, Si, Al 등의 순으로 첨가함으로써 본 발명의 효과를 더 현저하게 얻는 것이 가능하게 된다.
이 제강 조건이 발명 강의 특성에 영향을 미치는 메커니즘은 이하와 같이 생각된다. 본 발명 강의 복합 산화물의 조성 변동은 주로 용강 내지 응고시의 열역학적인 산화물의 조성 변동에 따른 것이다. 기본적으로, 계의 농도 변화 및 온도 변화에 의하여 산화물 조성이 평형 상태에 근접하는 과정에서, 비평형적인 상태를 이용하여 발현시키는 것이다. 탈산능이 약한 원소 A를 먼저 첨가함으로써, 용강 중의 산소는 조대한 A의 산화물을 형성하지만, 그 후, 산소와의 결합력이 강한 원소 B를 첨가함으로써, A의 산화물 중의 원소 A는 원소 B로 치환되어 간다. 그 과정에서, 조대한 A와 B의 복합 산화물(A-B 복합 산화물)이 형성된다. 탈산능이 강한 원소를 먼저 첨가해버리면, 그 후의 복합화가 일어나기 어려울 뿐만 아니라, 첨가와 함께 다량의 산화물이 형성되고, 탈산된다. 다량의 산화물은 용강 내에 부상하여서, 강 중에의 산화물의 분산이 곤란하게 된다. 그 결과, 제품의 내지연 파괴성 향상 효과가 저감된다.
이와 같은 메커니즘에 의하여, 약탈산 원소를 첨가한 후에 조대한 복합 산화물을 형성하기 위한 경과 시간을 요하는 것이다. 한편, 원소 첨가 후에, 과잉으로 긴 시간이 경과하면, A-B 복합 산화물의 조성이 평형 상태로서의 B의 산화물에 너무 가까워져서, 복합 산화물의 효과가 작아질 뿐만 아니라, 산화물이 부상하여 용강 외로 나와버리므로, 특성 향상 효과를 저해한다.
수소 트랩 사이트로서 기능하는 공극은 주로 열간 압연 이후의 냉연 공정에서 형성된다. 즉, Fe-Mn계 복합 산화물이 압연에 의하여 파쇄되고, 복합 산화물 입자의 주위에 파쇄 공극이 형성되기 때문이다. 그 때문에, 열연 공정에 있어서 복합 산화물의 형상을 제어해두는 것이 중요하다.
본 발명에 있어서, 강 중에 분산되어 있는 복합 산화물 입자는 원래는 일체의 복합 산화물이었다. 즉, 성분 조성이 완료된 용강을 주조한 시점에서 큰 하나의 산화물이었던 것이 압연 공정에서 연신, 파쇄되고, 미세하게 분산된 것으로 생각된다. 이와 같은 연신·파쇄는 주로 압연 공정에서 일어난다. 강판 온도가 높아질 때(1000℃ 이상)에는 산화물은 주로 연신된다.
한편, 강판 온도가 낮을 때(1000℃ 이하)에는 산화물은 주로 파쇄된다. 이와 같은 공정에 있어서 산화물 내에 조성에 편재가 있으면, 산화물의 부위에 따라 연신의 정도가 달라지고, 산화물의 형상은 복잡한 형상의 것이 된다. 또한, 가늘어진(얇아진) 부위는 우선적으로 파쇄되고, 또한 형상의 변동이 큰 부위는 변형 응력의 집중에 의하여 우선적으로 파쇄될 것으로 예상된다. 그 결과로서, 조성이 다른 부위는 효율적으로 파쇄되고, 분산하게 된다. 이 파쇄시에 복합 산화물 입자의 주위에 공극이 형성되는 경우가 있는데, 이것도 강 중에서 수소 트랩 사이트가 되어, 핫 스탬핑 제품의 내지연 파괴성을 현저하게 향상시키는 것이 되는 것으로 생각된다.
이상의 사항에 대하여, 도면을 참조하여 설명한다.
도 1은 조대 복합 산화물이 연신, 파쇄되어 강판에 파쇄 공극(수소 트랩능)이 많이 형성되는 상태를 나타내는 모식도이다. 도 1에서는 조대 복합 산화물(1)은 다른 2 종류의 산화물(1-1, 1-2)이 복합되어 형성되어 있다. 이 복합 산화물(1)이 열연 조압연(2)(도 1에서는 화살표로 표시하였다)로 연신된 복합 산화물(3)이 되고, 각각의 산화물(3-1, 3-2)도 연신된다. 다음으로, 열연 마무리 압연(4)(도 1에서는 화살표로 표시하였다)으로 다시 연신되고, 파쇄된다. 이 때, 각각 경도가 다른 산화물이 파쇄되기 때문에, 파쇄된 복합 산화물의 입자(5-1, 5-2)의 주위에 많은 파쇄 공극(5)이 형성된다. 이 파쇄 공극(5)도 수소 트랩 사이트가 되어 내지연 파괴성이 향상된다.
이에 대하여, 종래와 같이 단지 조대 산화물을 함유하기만 하는 경우에 대하여 도 2에 도시한다. 조대 산화물(6)은 열연 조압연(2)(도 2에서는 화살표로 표시한다)으로 연신된 산화물(7)이 된다. 다음으로, 열연 마무리 압연(4)(도 1 중에 화살표로 나타낸다)으로 연신·파쇄된다. 그러나, 단체(單體)의 산화물이기 때문에, 파쇄된 산화물(8)도, 본 발명과 같이 미세한 복합 산화물 입자가 분산하지 않고, 그 때문에 수소 트랩 사이트로서 충분한 파쇄 공극(5)을 얻을 수 없다.
도 3은 열연전, 즉 슬라브 단계에서 미세 산화물이 존재할 때에, 파쇄 공극이 형성되지 않는 것을 나타내는 모식도이다. 도 3과 같이, 슬라브 단계에서 미세한 복합 산화물(6')이면, 미세 산화물(6')은 조압연(2)(도 3 내에서 화살표로 나타낸다)에서는 연신되기 어렵다. 그 결과, 마무리 압연(4)(도 3 내에서 화살표로 나타낸다)에서도, 그다지 파쇄되지 않기 때문에, 수소 트랩 사이트로서의 파쇄 공극(5)은 생기기 어려워진다.
또한, 도시하지 않았지만, 냉간 압연은 열연 마무리 압연(4)(도 1 내지 3에서 화살표로 표시한다)과 마찬가지로, 산화물을 더욱 미세하게 파쇄하는 효과가 있다.
수소를 효율 좋게 트랩하려면, 복합 산화물 입자가 강판 내에 일정하게 분산되어있는 것이 좋다. 또한, 복합 산화물 입자와 매트릭스가 되는 강의 계면이 수소 트랩 사이트가 되기 때문에, 복합 산화물 입자의 비표면적(단위 중량당의 표면적)이 큰 것이 좋다. 이 때문에, 복합 산화물은 미세한 것이 좋다. 또한, 결함 억제의 관점에서도, 복합 산화물은 미세한 것이 좋다.
또한, 복합 산화물 입자의 주위에 생성하는 간극도, 복합 산화물 입자가 작으면 작아진다. 따라서, 강판 중의 공극 체적을 작게 하는 관점에서도, 복합 산화물은 미세화하는 것이 좋다. 또한, 압연에 의하여 복합 산화물을 연신, 파쇄하고, 미세화할 수 있는 것은 현재의 프로세스 그대로 할 수 있기 때문에 좋다.
본 발명에서 대상으로 하는 Fe-Mn계 복합 산화물은 Fe, Mn, Si, Al 등의 산화물이 복합하여 일체가 된 Fe-Mn계 복합 산화물이다. 복합 산화물은 미세한 것이 좋지만, 너무 미세하면 수소 트랩 효과가 저감한다. 따라서, 복합 산화물의 직경은 0.10 ㎛ 이상으로 하는 것이 좋다. 이 범위보다 작은 산화물은 본 발명 강판의 특성상 큰 특징인 수소 트랩 사이트로서의 효과가 매우 작아지기 때문이다. 좋기로는 0.50 ㎛ 이상, 더 좋기로는 1.0 ㎛ 이상, 더 좋기로는 2.0 ㎛ 이상이 좋다.
직경의 상한은 본 발명의 효과를 생각하여 특별히 한정할 필요는 없다. 다만, 함유 산소량에도 영향을 받지만, 조대한 복합 산화물이 많아지면 복합 산화물의 수 밀도가 감소하여, 수소 트랩 효과가 작아진다. 또한, 너무 조대한 산화물은 일반적으로 알려져 있는 바와 같이, 제품 판의 가공시에 강판의 균열의 기점이 되어 가공성을 저해한다. 이러한 점을 생각하면, 복합 산화물의 평균 직경은 15 ㎛ 이하, 좋기로는 10 ㎛ 이하, 더 좋기로는 5 ㎛ 이하에 그치게 하는 것이 좋다.
산화물의 평균 직경 및 산화물 근방의 공극은 강판 단면을 연마한 후, 광학 현미경 또는 주사형 전자 현미경으로 관찰하는 것이 좋다. 또한, 상세한 관찰을 실시하는 경우에는 강판을 박막으로 시료 조정한 후에 투과형 전자 현미경으로 관찰하는 것이 좋다. 공극의 측정에 대하여는 예를 들면, JIS(일본 공업 규격) G0555 「강의 비금속 개재물의 현미경 시험 방법」에 기재되어 있다.
마찬가지로 파쇄 공극이 생성되는 경우, 그 크기는 특별히 한정하지 않는다. 공극의 크기는 장경이 0.1 내지 5 ㎛이고, 종횡비가 2 내지 10이 된다. 그러나, 파쇄 공극이 너무 크면 보이드 결함이 되어, 강재 특성을 악화시킨다. 통상은 파쇄된 복합 산화물의 크기 정도가 된다. 따라서, 파쇄 공극의 평균 지름은 복합 산화물(입자)의 평균 지름의 100% 이하가 된다. 결함의 관점에서는 공극도 작은 것이 좋고, 좋기로는 80% 이하이어도 좋다. 공극의 평균 지름의 하한은 특히 설정하지 않는다. 평균 지름이 0, 즉 공극이 없는 상태이어도, 복합 산화물과 강의 계면에서 수소 트랩 사이트가 되기 때문이다.
본 발명에서의 공극의 평균 지름은 공극 5개의 장경, 단경을 각각 측정하고, 이들의 평균값으로 정의하였다.
열연(열간 압연), 특히 조압연에서는 온도가 높기 때문에 복합 산화물도 연화하여 모상인 철과의 경도 차가 작다. 즉, 조압연의 온도역인 약 1000℃ 이상의 온도역에서는 압연에 의한 복합 산화물의 파쇄는 거의 일어나지 않고, 복합 산화물은 연신한다.
또한 1000℃보다 저온, 좋기로는 900℃ 이하가 되면 복합 산화물은 연신하기 어려워진다. 열연 마무리 압연의 전단에서는 미소한 크랙이 생성될 정도의 균열이 복합 산화물의 일부에서 일어난다. 또한, 열연 마무리 압연 후단이나 냉연(냉간 압연)에서는, 생성된 미소 크랙을 기점으로 하여 복합 산화물이 파쇄된다. 이와 같이 적당한 정도로 연신하고, 동시에 미소한 크랙을 가지며, 파쇄된 복합 산화물을 얻으려면, 열연시의 온도 제어 및 각 온도역에서의 변형량, 변형 속도의 제어가 중요하게 된다.
열간 가공의 온도역이 너무 높으면 크랙을 형성할 수 있을 정도의 변형을 복합 산화물에 부여할 수 없다. 또한 너무 낮으면 복합 산화물의 형태가 연신된 형태가 아니라 구형에 가까운 것이 되기 때문에 크랙이 생기기 어려워진다. 적당하게 연신되어 두께가 얇아진 것이 크랙을 형성하는데 필요하다. 이를 위하여 열간 압연에 있어서 더 고온역에서의 적당한 변형에 의한 복합 산화물의 연신과, 저온역에서의 크랙의 형성을 제어하여 부여할 필요가 있다. 또한, 이와 같은 크랙을 형성하는 복합 산화물의 형태는 전술한 바와 같이 복합 산화물 내에 농도 차가 존재하여 변형능에 차이가 있는 경우에, 더 복잡한 것이 되고, 효율적으로 유효한 공극을 형성하는 것이 가능하게 된다.
열연 조건으로서의 열연 가열 온도나 권취 온도 등은 통상의 조업 범위에서 통상의 경우와 같이 설정하는 것이 가능하다. 열연에서 복합 산화물 연신 효과를 충분히 얻기 위하여, 열연 가열 온도는 1000 내지 1400℃로 하면 좋다. 좋기로는 1050℃ 이상으로 하면 좋다. 이에 의하여, 열연 조압연을 1000℃ 이상에서 실시할 수 있고, 그 후 1000℃ 이하에서 열연 마무리 압연을 할 수 있다. 최종 마무리 압연 온도는 800℃ 이하로 하면 좋다. 더 좋기로는 750℃ 이하로 하면 좋다. 이에 의하여, 연신된 복합 산화물의 파쇄가 진행되기 때문이다. 권취 온도는 700℃ 이하로 하는 것이 경제적으로 유리하다.
또한, 복합 산화물의 형태 제어를 위하여 조압연으로 압연율 70% 이상, 마무리 압연으로 압연율 70% 이상으로 하는 것이 좋다. 악화율이 높을수록, 복합 산화물의 파쇄 연신 효과가 있기 때문에, 조압연에서는 압하율 75% 이상이면 더 좋다. 80% 이상이면 더 좋다. 또한, 마무리 압연에서의 압하율은 80% 이상이면 더 좋다. 90% 이상이면 더 좋다. 즉, 이 압연율로 복합 산화물의 연신·파쇄가 진행되어, 내지연 파괴 특성 향상에 유효한 수소 트랩 사이트가 되기 때문이다.
열간 압연에서도, 수소 트랩 사이트가 되는 복합 산화물 미립자는 얻어지며, 또한, 냉간 압연에 의하여, 복합 산화물을 미세화함으로써, 수소 트랩 효과를 향상시킬 수 있다. 냉간 압연은 복합 산화물을 충분히 파쇄하려면, 냉연에서의 압연율을 30% 이상으로 하면 좋다. 30% 이상의 냉연율로 복합 산화물이 연신·파쇄되어 내지연 파괴 특성 향상에 유효한 수소 트랩 사이트가 되고, 내지연 파괴 특성 향상이 더욱 향상되기 때문이다. 또한, 40% 이상이면 더 좋고, 50% 이상이면 내지연 파괴 특성 향상이 현저해진다. 특히 딥 드로잉성을 필요로 하는 경우에는 냉연에서의 압연율 60% 이상으로 하는 것이 좋다.
소둔을 하는 경우에는 통상의 냉연 강판에 실시되는 연속 소둔법 또는 박스 소둔법 중 어느 것이어도 좋다.
핫 스탬핑용 강판은, 자동차용 구조 부품으로서 사용하는 경우에는 그 대부분이 표면 처리를 한 후 사용되는데, 특히 도금 강판으로서 사용되는 경우가 많다. 도금 강판으로서는 통상, 알루미늄 도금, 아연-알루미늄 도금, 아연 도금이 실시된다. 본 발명의 핫 스탬핑용 강판도 통상의 방법에 따라 이러한 도금을 실시할 수 있다. 예를 들면, 용융 알루미늄 도금을 실시하는 경우에는, 강판 표면에 편면 30 내지 100 g/㎡ 정도의 도금을 실시하면 좋다.
또한, 본 발명에서 핫 스탬핑에 의하여 고강도 부품을 제조하는 경우에는, 강판을 먼저 오스테나이트역, 즉 Ac3 변태점 이상의 오스테나이트 영역으로 가열한다. 이 경우, 오스테나이트역에 도달하여 있으면 좋고, 너무 높으면 조립화나 산화가 현저해지므로 좋지 않다. 또한, 금형에서 성형 가공을 개시하고, 가공 후에 금형으로 구속하면서 급속 냉각하고, 마르텐사이트 변태시켜 담금질을 실시함으로써, 고강도 부품을 제조할 수 있다.
냉각 속도가 느려지면 강이 단단해지지 않아서, 목적으로 하는 강도를 얻을 수 없기 때문에, 오스테나이트역으로부터의 급속 냉각의 속도로서는 강 성분·조직에 의하여 영향을 받는 임계 냉각 속도 이상으로 한다. 냉각 완료 온도는 마르텐사이트 변태 완료 온도 이하가 좋다.
또한, 템퍼링은 특별히 하지 않아도 좋지만, 강도가 너무 높은 경우의 수정, 또는 인성 향상을 위하여 필요에 따라 실시하여도 좋다.
실시예
이하, 실시예에 기초하여, 본 발명을 설명한다.
(실시예1)
표 1-1 내지 1-3, 표 2-1 내지 2-3에 나타내는 화학 성분의 강을 주조하여, 슬라브를 제조하였다. 또한, 표 2-1 내지 2-3은 표 1-1, 표 1-2에 기재되어 있는 강종 A, X, AC을 베이스 강으로 하고, 그것에 표 2-1 내지 2-3에 기재되어 있는 각 성분 원소를 조합한 강종을 나타내고 있다.
이들의 슬라브를 1050 내지 1350℃로 가열하고, 열간 압연으로 마무리 온도 800 내지 900℃, 권취 온도 450 내지 680℃에서 판 두께 4 mm의 열연 강판으로 하였다. 그 후, 산 세정을 실시한 후, 냉간 압연에 의하여 판 두께 1.6 mm의 냉연 강판으로 하였다. 그 후, 연속 소둔(소둔 온도 720 내지 830℃)을 실시하였다. 또한 일부의 냉연 강판에 대하여 용융 아연 도금(부착량: 편면 30 내지 90 g/㎡), 합금화 용융 아연 도금(부착량: 편면 30 내지 90 g/㎡), 용융 알루미늄 도금(부착량: 편면 30 내지 100 g/㎡)을 연속 용융 도금 라인에서 실시하였다. 강판의 종류를 표 1-1 내지 1-3, 2-1 내지 2-3에 도시한다. 강판의 종류의 범례를 이하에 나타낸다.
HR: 열연 강판, CR: 냉연 강판(소둔재), AL: 용융 알루미늄 도금 강판,
GI: 용융 아연 도금 강판, GA: 합금화 용융 아연 도금 강판.
제조된 강판 중의 Fe-Mn 복합 산화물의 평균(산술평균)립경, 파쇄 공극의 유무에 대하여 강판 단면을 연마한 후, 광학 현미경 또는 주사형 전자 현미경 관찰, 또는 박막으로 시료 조정한 후에 투과형 전자 현미경으로 관찰하였다. 그 결과를 표 1-1 내지 1-3, 표 2-1 내지 2-3에 함께 나타내었다. 범례는 이하와 같다.
복합 산화물의 평균립경:
○: 평균 직경 0.1 내지 15 ㎛,
×: 평균 직경 0.1 ㎛ 미만 또는 15 ㎛ 초과
복합 산화물의 평균 직경은, 전술한 바와 같이 0.1 내지 15 ㎛을 합격으로 하였다.
복합 산화물 주위의 파쇄 공극:
○: 공극의 평균 지름 0.1 ㎛ 이상,
×: 공극의 평균 지름 0.1 ㎛ 미만을 의미한다.
복합 산화물 주위의 파쇄 공극의 평균 지름은 전술한 바와 같이 0.1 ㎛ 이상이 좋다.
그 후, 이 냉연 강판들을 노 가열에 의하여 Ac3점 이상인 880 내지 950℃의 오스테나이트 영역으로 가열한 후, 열간 성형 가공을 실시하였다. 가열로의 분위기는 연소 배기 가스를 사용하고, 그 분위기 중의 수소 농도는 2%, 노점 20℃이었다.
금형 형상의 단면을 도 4에 도시한다. 도 4 중의 범례는 다이스(9), 펀치(10)의 금형 형상을 도시하고 있다. 펀치를 위쪽에서 본 형상을 도 5에 도시한다. 도 5 중의 범례는 펀치(10)을 도시하고 있다. 다이스를 아래쪽에서 본 형상을 도 6에 도시한다. 도 6 중의 범례는 다이스(9)를 나타내고 있다. 금형은 펀치 형상을 본따고, 판 두께 1.6 mm의 클리어런스로 다이스의 형상으로 결정하였다. 블랭크 사이즈를 1.6 mm 두께×300 mm×500 mm로 하였다. 성형 조건으로서는, 펀치 속도 10 mm/s, 가압력 200톤, 하사점에서의 유지 시간을 5초로 하였다. 핫 스탬핑 성형품(11)의 모식도를 도 7에 도시한다.
핫 스탬핑 부품의 담금질 특성은 단면을 연마한 후 나이탈 부식을 실시한 마이크로 조직을 광학 현미경으로 관찰하여, 마르텐사이트의 면적율에 의하여 평가하였다. 평가 결과를 표 1-1 내지 1-3, 표 2-1 내지 2-3에 함께 나타내었다. 범례는 이하와 같다.
○: 마르텐사이트 면적율 90% 이상,
△: 마르텐사이트 면적율 80% 이상,
×: 마르텐사이트 면적율 80% 미만.
마르텐사이트 면적율은 80% 이상을 바람직한 범위로 하였다.
내지연 파괴 특성의 평가는 피어싱 가공에 의하여 응력을 부여함으로써 실시하였다. 도 8에 나타내는 시험 부품(12)의 중앙의 피어싱 구멍 위치 (13)에 직경 10 mm의 펀치를 사용하고, 직경 10.5 mm의 다이스를 사용하여 피어싱 가공을 하였다. 도 8은 부품을 위쪽에서 본 형상을 도시한다. 도 8 중의 범례는, 부품(12), 피어싱 구멍 중심 (13)을 나타내고 있다. 피어싱 가공은 열간 성형 후 30분 이내에 실시하고, 그 개수는 10개로 하였다. 내수소 취화 특성의 평가 기준은 피어싱 가공의 1주일 후에 구멍을 빙둘러 관찰하여, 균열의 유무를 판정하였다. 관찰은 루페 또는 전자 현미경으로 실시하였다. 판정 결과는 표 3에 나타내었다. 범례는 이하와 같다.
10점 중의 미소 크랙의 개수의 합계:
◎: 0개,
○: 1개,
△: 5개 미만,
×: 5개 이상.
미소 크랙 개수는 5개 미만을 합격으로 하였지만, 적은 것이 더 좋은 것은 말할 필요도 없다.
표 1-1 내지 1-3 및 표 2-1 내지 2-3에 나타내는 바와 같이 본 발명의 범위 내이면, 핫 스탬핑에 의한 금형 담금질로 충분히 강화되어, 내지연 파괴 특성이 우수한 강판을 실현할 수 있다는 것을 알 수 있다.
[표 1-1]
Figure pct00001
[표 1-2]
Figure pct00002
[표 1-3]
Figure pct00003
[표 2-1]
Figure pct00004
[표 2-2]
Figure pct00005
[표 2-3]
Figure pct00006
(실시예 2)
표 1-1 및 1-2에 나타낸 강종 A, X, AC를 사용하여 압연 조건의 검토를 실시하였다. 이들의 슬라브를 1050 내지 1350℃로 가열하고, 열간 압연으로 마무리 온도 800 내지 900℃, 권취 온도 450 내지 680℃로 열연 강판으로 하였다. 슬라브, 조압연판, 열연판의 두께 및 조압연율, 마무리 압연율을 표 3-1 및 3-2에 나타낸다. 그 후, 일부의 열연 강판은 산 세정을 실시한 후, 냉간 압연을 실시하였다. 냉연판 두께 및 냉연율을 표 3-1 및 3-2에 나타낸다. 그 후, 일부의 강판은 연속 소둔(소둔 온도 720 내지 830℃)을 실시하였다. 또한 일부의 강판에 대하여 용융 아연 도금(부착량: 편면 30 내지 90 g/㎡), 합금화 용융 아연 도금(부착량: 편면 30 내지 90 g/㎡), 용융 알루미늄(도금 부착량: 편면 30 내지 100 g/㎡)을 연속 용융 도금 라인에서 실시하였다. 강판의 종류를 표 3에 함께 나타낸다. 강판의 종류의 범례를 이하에 나타낸다.
HR: 열연 강판, CR: 냉연 강판, A: 소둔재, N: 소둔 없음, AL: 용융 알루미늄 도금 강판, GI: 용융 아연 도금 강판, GA: 합금화 용융 아연 도금 강판을 의미한다.
제조된 강판 중의 Fe-Mn 복합 산화물의 평균립경, 파쇄 공극의 유무에 대하여 강판 단면을 연마한 후, 광학 현미경 또는 주사형 전자 현미경 관찰, 또는 박막으로 시료 조정한 후에 투과형 전자 현미경으로 관찰하였다. 그 결과를 표 3-1 및 3-2에 함께 나타내었다. 범례는 이하와 같다.
복합 산화물의 평균립경:
○: 평균 직경 0.1 내지 15 ㎛,
×: 평균 직경 0.1 ㎛ 미만 또는 15 ㎛ 초과
복합 산화물 주위의 파쇄 공극:
○: 공극의 평균 지름 0.1 ㎛ 이상
×: 공극의 평균 지름 0.1 ㎛ 미만
그 후, 이 냉연 강판들을 노 가열에 의하여 Ac3점 이상인 880 내지 950℃의 오스테나이트 영역으로 가열한 후, 열간 성형 가공을 실시하였다. 가열로의 분위기는 연소 배기 가스를 사용하였고, 그 분위기 중의 수소 농도는 2%, 노점은 20℃이었다.
실시예에서 사용한 금형 형상의 단면을 도 4에 도시한다. 도 4 중의 범례는 다이스(9), 펀치(10)의 금형 형상을 도시하고 있다. 펀치를 위쪽에서 본 형상을 도 5에 도시한다. 도 5 중의 범례는 펀치(10)를 도시하고 있다. 다이스를 아래쪽에서 본 형상을 도 6에 도시한다. 도 6 중의 범례는 다이스(9)을 도시하고 있다. 금형은 펀치 형상을 본떠서, 판 두께 1.6 mm의 클리어런스로 다이스의 형상으로 결정하였다. 블랭크 사이즈를 1.6 mm(두께)×300 mm×500 mm로 하였다. 성형 조건으로서는, 펀치 속도 10 mm/s, 가압력 200톤, 하사점에서의 유지 시간을 5초로 하였다. 열간 프레스 성형품의 모식도를 도 7에 도시한다.
강판의 담금질 특성은 단면을 연마한 후 나이탈 부식을 실시한 마이크로 조직을 광학 현미경으로 관찰하여, 마르텐사이트의 면적율에 의하여 평가하였다. 평가 결과를 표 3-1 및 3-2에 나타내었다. 그 범례를 이하에 도시한다.
○: 마르텐사이트 면적율 90% 이상,
△: 마르텐사이트 면적율 80% 이상,
×: 마르텐사이트 면적율 80% 미만.
내지연 파괴 특성의 평가는 피어싱 가공에 의하여 응력을 부여함으로써 실시하였다. 도 8에 나타내는 시험 부품(12)의 중앙의 피어싱 구멍 위치(13)에 직경 10 mm의 펀치를 사용하여, 클리어런스 15%±2가 되는 직경 다이스를 사용하여 피어싱 가공을 실시하였다. 도 8은 부품을 위쪽에서 본 형상을 나타낸다. 도 8 중의 범례는, 부품(12), 피어싱 구멍 중심(13)을 도시하고 있다. 피어싱 가공은 열간 성형 후 30분 이내에 실시하고, 그 개수는 10개로 하였다. 내수소 취화 특성의 평가 기준은 피어싱 가공의 1주일 후에 구멍을 빙둘러 관찰하여, 균열의 유무를 판정하였다. 관찰은 루페 또는 전자 현미경으로 실시하였다. 판정 결과는 표 3-1 및 3-2에 나타내었다. 범례를 이하에 나타낸다.
10점 중의 미소 크랙의 개수의 합계:
◎: 0개,
○: 1개,
△: 5개 미만,
×: 5개 이상.
표 3-1 및 3-2에 나타내는 바와 같이 본 발명의 권장하는 제조 방법의 범위 내이면, 핫 스탬핑에 의한 금형 담금질로 충분히 강화되어, 더 좋은 내지연 파괴 특성을 가진 우수한 강판을 실현할 수 있다는 것을 알 수 있다.
[표 3-1]
Figure pct00007
[표 3-2]
Figure pct00008
본 발명은 핫 스탬핑용의 강재로서 사용할 수 있고, 그 이용 분야는 자동차용 부품이나 가전, 기계 산업 등 광범위한 산업 분야에서 이용 가능하다.
1 조대 복합 산화물
1-1, 1-2 산화물
2 열연 조압연
3 연신된 복합 산화물
3-1, 3-2 연신된 산화물
4 열연 마무리 압연
5 파쇄 공극(수소 트랩능)
5-1.5-2 파쇄된 산화물
6 조대한 산화물
6' 미세한 산화물
7 연신된 산화물
8 파쇄된 산화물
9 다이스
10 펀치
11 핫 스탬핑 성형품
12 시험 부품
13 피어싱 구멍 위치

Claims (9)

  1. 질량%로,
    C: 0.05 내지 0.40%,
    Si: 0.001 내지 0.02%,
    Mn: 0.1 내지 3%,
    Al: 0.0002 내지 0.005%,
    Ti: 0.0005 내지 0.01%,
    O: 0.003 내지 0.03% 및
    Cr과 Mo 중 1종 또는 2종의 합계로 0.005 내지 2%를 함유하고,
    잔부 Fe 및 불가피한 불순물의 화학 성분으로 이루어지고, 또한 평균 직경 0.1 내지 15 ㎛의 Fe-Mn계 복합 산화물 입자를 분산하여 함유하는 것을 특징으로 하는 핫 스탬핑용 강판.
  2. 제1항에 있어서, 또한, 질량%로,
    (a) B: 0.0005 내지 0.01%,
    (b) Nb, V, W, Co 중 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.005 내지 1%,
    (c) Ni, Cu 중 1종 또는 2종을 합계로 0.005 내지 2%
    로 나타내는 (a) 내지 (c)의 3군 중 1군 또는 2군 이상에 포함되는 성분을 함유하는 것을 특징으로 하는 핫 스탬핑용 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 복합 산화물 입자의 주위에 공극을 가진 것을 특징으로 하는 핫 스탬핑용 강판.
  4. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 복합 산화물 입자의 주위의 공극의 평균 지름이 상기 복합 산화물 입자의 평균 지름의 10 내지 100%인 것을 특징으로 하는 핫 스탬핑용 강판.
  5. 제1항 또는 제2항에 기재된 강판에 알루미늄 도금, 아연-알루미늄 도금, 아연 도금 중의 어느 하나의 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 핫 스탬핑용 강판.
  6. 제1항 또는 제2항에 기재된 화학 성분의 주편을 열간 압연할 때에 조압연으로 압연율 70% 이상, 마무리 압연으로 압연율 70% 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 핫 스탬핑용 강판의 제조 방법.
  7. 제6항에 기재된 열간 압연한 열연 강판을 산 세정하고, 압연율 30% 이상으로 냉간 압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 핫 스탬핑용 강판의 제조 방법.
  8. 제7항에 기재된 냉간 압연한 냉연 강판에 소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는 핫 스탬핑용 강판의 제조 방법.
  9. 제1항 또는 제2항에 기재된 핫 스탬핑용 강판을, Ac3 이상의 오스테나이트역의 온도로 가열한 후, 금형으로 성형을 개시하고, 성형 후에 금형 중에서 냉각하여 담금질을 행하는 것을 특징으로 하는 핫 스탬핑용 강판을 사용한 고강도 부품의 제조 방법.
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