KR20160023855A

KR20160023855A - 핫 스탬프 성형체 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20160023855A
Application number: KR1020167001941A
Authority: KR
Inventors: 가오루 가와사키; 마사후미 아즈마; 겐키 아부카와
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2013-09-18
Filing date: 2014-09-12
Publication date: 2016-03-03
Also published as: JPWO2015041159A1; ES2662381T3; US20160145704A1; JP6112211B2; TW201529868A; TWI531667B; US10301699B2; RU2016105443A; WO2015041159A1; EP3020845A1; BR112015032803B1; CA2916941C; BR112015032803A2; RU2648104C2; MX2016000028A; CN105518173B; EP3020845B1; CA2916941A1; CN105518173A; KR101753016B1

Abstract

핫 스탬프 성형체는, 질량％로, C: 0.120％∼0.400％, Si: 0.005％∼2.000％, Mn 혹은 Cr 또는 이들 양쪽: 합계로 1.00％∼3.00％, Al: 0.005％∼0.100％, B: 0.0003％∼0.0020％, P: 0.030％ 이하, S: 0.0100％ 이하, O: 0.0070％ 이하, N: 0.0070％ 이하, Ti: 0％∼0.100％, Nb: 0％∼0.100％, V: 0％∼0.100％, Ni: 0％∼2.00％, Cu: 0％∼2.00％, Mo: 0％∼0.50％, Ca 혹은 REM 또는 이들 양쪽: 합계로 0％∼0.0300％, 잔부: Fe 및 불순물로 나타내어지는 화학 조성을 갖고, 마르텐사이트 혹은 베이나이트 또는 이들 양쪽의 면적 분율: 합계로 95％ 이상, 철계 탄화물에 의한 구 오스테나이트 입계의 피복률: 80％ 이하, 또한 구 오스테나이트 입내의 철계 탄화물의 개수 밀도: 45개/㎛² 이상으로 나타내어지는 조직을 갖는다.

Description

핫 스탬프 성형체 및 그 제조 방법 {HOT STAMP MOLDED BODY AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, 자동차의 차체 등에 사용되는 핫 스탬프 성형체 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 지구 환경 보호의 시점으로부터 자동차의 차체의 경량화는 긴요한 과제이며, 차체 부품에 고강도 강판을 적용하는 검토가 적극적으로 행해지고 있다. 사용되는 강판의 강도는 점점 높아져, 가공성 및 형상 동결성에의 배려가 중요해지고 있다. 또한, 강도의 향상에 수반하여 프레스 가공에 있어서의 성형 하중도 높아지므로, 프레스 능력 향상도 큰 과제로 되어 있다.

핫 스탬프 성형(이하, 단순히 「핫 스탬프」라고도 칭함)은, 강판을 오스테나이트 영역의 고온까지 가열하고, 고온인 채로 프레스 성형을 실시하는 기술이다. 핫 스탬프 성형에서는, 연화시킨 강판을 성형하므로, 더욱 복잡한 가공이 가능해진다. 또한, 핫 스탬프 성형에서는, 프레스 성형과 병행하여 금형 내에 있어서 급속 냉각(켄칭 처리)을 실시하여, 강판의 조직을 마르텐사이트 변태시키므로, 강판 중의 탄소량에 따른 강도 및 형상 동결성을 양립할 수 있다. 또한, 핫 스탬프 성형에서는, 연화시킨 강판의 성형을 행하므로, 실온에서 실시하는 통상의 프레스 성형에 비해, 성형 하중을 대폭 저감시킬 수 있다.

또한, 핫 스탬프 성형을 거쳐 제조되는 핫 스탬프 성형체, 특히 자동차의 차체에 사용되는 핫 스탬프 성형체에는 우수한 저온 인성도 요구된다. 핫 스탬프 성형체는 강판 부재라고 불리는 경우도 있다. 인성 또는 연성의 향상에 관한 기술이 특허문헌 1∼5에 기재되어 있다. 그러나, 특허문헌 1∼5에 기재된 기술에서는, 충분한 저온 인성을 얻을 수 없다. 특허문헌 6∼10에도 열간 프레스 성형 등에 관한 기술이 기재되어 있지만, 이들에 의해서도 충분한 저온 인성을 얻을 수 없다.

일본 특허 공개 제2006-152427호 공보 일본 특허 공개 제2012-180594호 공보 일본 특허 공개 제2010-275612호 공보 일본 특허 공개 제2011-184758호 공보 일본 특허 공개 제2008-264836호 공보 일본 특허 공개 제2011-161481호 공보 일본 특허 공개 평7-18322호 공보 국제 공개 제2012/169640호 일본 특허 공개 제2013-14842호 공보 일본 특허 공개 제2005-205477호 공보

본 발명은, 우수한 인장 강도 및 저온 인성을 얻을 수 있는 핫 스탬프 성형체 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 종래의 핫 스탬프 성형체에 있어서, 충분한 저온 인성을 얻는 것이 곤란한 원인을 규명하기 위해 예의 검토를 행하였다. 이 결과, 종래의 핫 스탬프 성형체에서는, 구 오스테나이트 입계의 거의 전체에 철계 탄화물이 석출되고 있고, 이로 인해 입계 파괴가 발생하기 쉽게 되어 있는 것을 발견하였다. 본 발명자들은, 구 오스테나이트 입계에서의 철계 탄화물의 석출의 억제에는, 핫 스탬프 성형시의 냉각 속도가 중요한 것도 발견하였다.

그리고, 본원 발명자들은, 이들 지견에 기초하여, 이하에 나타내는 발명의 여러 양태에 상도하였다.

(1)

질량％로,

C: 0.120％∼0.400％,

Si: 0.005％∼2.000％,

Mn 혹은 Cr 또는 이들 양쪽: 합계로 1.00％∼3.00％,

Al: 0.005％∼0.100％,

B: 0.0003％∼0.0020％,

P: 0.030％ 이하,

S: 0.0100％ 이하,

O: 0.0070％ 이하,

N: 0.0070％ 이하,

Ti: 0％∼0.100％,

Nb: 0％∼0.100％,

V: 0％∼0.100％,

Ni: 0％∼2.00％,

Cu: 0％∼2.00％,

Mo: 0％∼0.50％,

Ca 혹은 REM 또는 이들 양쪽: 합계로 0％∼0.0300％,

잔부: Fe 및 불순물

로 나타내어지는 화학 조성을 갖고,

마르텐사이트 혹은 베이나이트 또는 이들 양쪽의 면적 분율: 합계로 95％ 이상,

철계 탄화물에 의한 구 오스테나이트 입계의 피복률: 80％ 이하, 또한,

구 오스테나이트 입내의 철계 탄화물의 개수 밀도: 45개/㎛² 이상

으로 나타내어지는 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 핫 스탬프 성형체.

(2)

상기 화학 조성에 있어서,

Ti: 0.005％∼0.100％,

Nb: 0.005％∼0.100％, 혹은

V: 0.005％∼0.100％,

또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 핫 스탬프 성형체.

(3)

상기 화학 조성에 있어서,

Ni: 0.05％∼2.00％,

Cu: 0.05％∼2.00％, 혹은

Mo: 0.05％∼0.50％,

또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 핫 스탬프 성형체.

(4)

상기 화학 조성에 있어서, Ca 혹은 REM 또는 이들 양쪽: 합계로 0.0005％∼0.0300％가 성립되는 것을 특징으로 하는 (1)∼(3) 중 어느 하나에 기재된 핫 스탬프 성형체.

(5)

강판을 Ac3점 이상 950℃ 이하의 온도로 2℃/초 이상의 평균 가열 속도로 가열하는 공정과,

이어서, 열간 프레스를 행하면서, Ar3점으로부터 (Ms점-50)℃까지의 온도 영역을 100℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 공정과,

이어서, (Ms점-50)℃로부터 100℃까지의 온도 영역을 50℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하는 공정을 갖고,

상기 강판은,

질량％로,

C: 0.120％∼0.400％,

Si: 0.005％∼2.000％,

Mn 혹은 Cr 또는 이들 양쪽: 합계로 1.00％∼3.00％,

Al: 0.005％∼0.100％,

B: 0.0003％∼0.0020％,

P: 0.030％ 이하,

S: 0.0100％ 이하,

O: 0.0070％ 이하,

N: 0.0070％ 이하,

Ti: 0％∼0.100％,

Nb: 0％∼0.100％,

V: 0％∼0.100％,

Ni: 0％∼2.00％,

Cu: 0％∼2.00％,

Mo: 0％∼0.50％,

Ca 혹은 REM 또는 이들 양쪽: 합계로 0％∼0.0300％,

잔부: Fe 및 불순물

로 나타내어지는 화학 조성을 갖고,

(Ms점-120)℃로부터 100℃까지의 온도 영역에서는, 최대 냉각 속도를 70℃/초 이하, 최소 냉각 속도를 5℃/초 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 핫 스탬프 성형체의 제조 방법.

(6)

상기 화학 조성에 있어서,

Ti: 0.005％∼0.100％,

Nb: 0.005％∼0.100％, 혹은

V: 0.005％∼0.100％,

또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는 (5)에 기재된 핫 스탬프 성형체의 제조 방법.

(7)

상기 화학 조성에 있어서,

Ni: 0.05％∼2.00％,

Cu: 0.05％∼2.00％, 혹은

Mo: 0.05％∼0.50％,

또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는 (5) 또는 (6)에 기재된 핫 스탬프 성형체의 제조 방법.

(8)

상기 화학 조성에 있어서, Ca 혹은 REM 또는 이들 양쪽: 합계로 0.0005％∼0.0300％가 성립되는 것을 특징으로 하는 (5)∼(7) 중 어느 하나에 기재된 핫 스탬프 성형체의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 우수한 인장 강도 및 저온 인성을 얻을 수 있다.

도 1은 구 오스테나이트립 및 그 입계에 석출된 철계 탄화물을 도시하는 모식도이다.

이하, 본 발명의 실시 형태에 대해 설명한다. 본 발명의 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체는, 상세는 후술하지만, 소정의 핫 스탬프용 강판의 켄칭을 포함하는 핫 스탬프 성형을 거쳐 제조된다. 따라서, 핫 스탬프용 강판의 켄칭성 및 켄칭의 조건은 핫 스탬프 성형체에 영향을 미친다.

우선, 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체의 조직에 대해 설명한다. 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체는, 마르텐사이트 혹은 베이나이트 또는 이들 양쪽의 면적 분율: 합계로 95％ 이상, 철계 탄화물에 의한 구 오스테나이트 입계의 피복률: 80％ 이하, 또한 구 오스테나이트 입내의 철계 탄화물의 개수 밀도: 45개/㎛² 이상으로 나타내어지는 조직을 갖고 있다.

(마르텐사이트 혹은 베이나이트 또는 이들 양쪽의 면적 분율: 합계로 95％ 이상)

마르텐사이트 및 베이나이트는, 특히 마르텐사이트는 핫 스탬프 성형체의 강도의 확보에 중요하다. 마르텐사이트의 면적 분율 및 베이나이트의 면적 분율의 합계가 95％ 미만에서는, 충분한 강도, 예를 들어 1180㎫ 이상의 인장 강도를 얻을 수 없다. 따라서, 마르텐사이트의 면적 분율 및 베이나이트의 면적 분율은 합계로 95％ 이상으로 한다. 마르텐사이트는, 예를 들어 프레시 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 중 어느 것이어도 된다. 본 실시 형태에서 얻어지는 템퍼링 마르텐사이트는, 예를 들어 자동 템퍼링 마르텐사이트이다. 프레시 마르텐사이트는, 켄칭한 채의 마르텐사이트이다. 템퍼링 마르텐사이트에는, 템퍼링의 냉각 후 또는 냉각 중에 석출된 철계 탄화물이 포함된다. 자동 템퍼링 마르텐사이트는, 템퍼링을 위한 열처리를 행하는 일 없이 켄칭시의 냉각 중에 생성된 템퍼링 마르텐사이트이다. 원하는 강도를 더욱 확실하게 얻기 위해, 마르텐사이트의 면적 분율이 베이나이트의 면적 분율보다 높은 것이 바람직하고, 마르텐사이트의 면적 분율은 70％ 이상인 것이 바람직하다.

마르텐사이트 및 베이나이트 이외의 잔부는, 예를 들어 페라이트, 펄라이트 또는 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상이다. 이들은 적으면 적을수록 바람직하다.

마르텐사이트, 베이나이트, 페라이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트의 동정, 존재 위치의 확인 및 면적 분율의 측정은, 예를 들어 핫 스탬프 성형체의 압연 방향 및 두께 방향과 평행한 단면, 또는 압연 방향에 직교하는 단면의 관찰에 의해 행할 수 있다. 단면의 관찰에서는, 예를 들어 당해 단면을 나이탈 시약에 의해 부식시켜, 1000배∼100000배의 배율로 주사형 전자 현미경(SEM: scanning electron microscope) 또는 투과형 전자 현미경(TEM: transmission electron microscope)으로 관찰하면 된다. 나이탈 시약 대신에, 다른 부식액을 사용해도 된다. 사용 가능한 부식액의 일례가 일본 특허 공개 소59-219473호 공보에 기재되어 있다. 일본 특허 공개 소59-219473호 공보에 기재된 부식액은, 「에탄올 100mL에 피크르산을 1∼5g의 비율로 용해한 A액, 물 100mL에 티오황산나트륨 1∼25g과 시트르산 1∼5g의 비율로 용해한 B액, A액과 B액을 1:1로 혼합한 후, 질산을 1.5∼4％의 비율로 첨가 혼합한 전처리액과, 2％ 나이탈액에 상기 전처리액을 10％의 비율로 혼합하거나, 또는 에탄올 100mL에 질산 2∼5％의 비율로 혼합한 후처리액으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 컬러 에칭액」이다. 또한, 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM: field emission scanning electron microscope)을 사용한 결정 방위 해석을 행하여, 조직을 동정하고, 존재 위치를 확인하여, 면적 분율을 측정할 수도 있다. 마이크로 비커스 경도 측정 등의 미소 영역의 경도 측정으로부터 조직을 판별하는 것도 가능하다.

베이나이트 및 마르텐사이트의 면적 분율은, 다음과 같이 하여 측정할 수도 있다. 예를 들어, 강판의 압연 방향 및 두께 방향과 평행한 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 전계 연마하여, 표면으로부터의 깊이가 강판의 두께의 1/8∼3/8의 부분을 FE-SEM으로 관찰한다. 그때, 5000배의 배율로 10시야씩 측정하고, 그 평균값을 면적 분율로 한다. 관찰되는 마르텐사이트에는 템퍼링 마르텐사이트도 포함된다. 마르텐사이트는 나이탈 에칭으로는 충분히 부식시킬 수 없는 경우가 있으므로, 상술한 FE-SEM을 사용한 방법에 의해 페라이트의 면적 분율 및 베이나이트의 면적 분율을 측정하고, FE-SEM으로 관찰되는 부식되어 있지 않은 부분의 면적 분율을 마르텐사이트의 면적 분율로 해도 된다. 잔류 오스테나이트의 면적 분율은, X선 회절에 의한 강도 측정에 의해 구할 수도 있다. 예를 들어, 페라이트와 오스테나이트 사이의 X선 회절 강도비로부터 구할 수 있다. 페라이트는, 괴상의 결정립이며, 내부에 라스 등의 하부 조직을 포함하지 않는 조직을 의미한다.

(철계 탄화물에 의한 구 오스테나이트 입계의 피복률: 80％ 이하)

철계 탄화물에 의한 구 오스테나이트 입계의 피복률이라 함은, 구 오스테나이트 입계 중에서 철계 탄화물이 석출되어 있는 부분의 비율이다. 구 오스테나이트 입계 중에서 철계 탄화물이 석출되어 있는 부분은, 현미경 관찰을 행한 경우에 철계 탄화물에 의해 피복되어 있는 것처럼 보인다. 구 오스테나이트 입계 중에서 철계 탄화물이 석출되어 있는 부분의 비율이 80％ 초과이면, 입계 파괴가 발생하기 쉬워져, 충분한 저온 인성이 얻어지지 않는다. 따라서, 이 피복률은 80％ 이하로 한다. 더욱 우수한 저온 인성을 얻기 위해, 이 피복률은 바람직하게는 70％ 이하, 더욱 바람직하게는 60％ 이하이다.

(구 오스테나이트 입내의 철계 탄화물의 개수 밀도: 45개/㎛² 이상)

구 오스테나이트 입내의 철계 탄화물은, 저온 인성의 향상에 기여한다. 구 오스테나이트 입내의 철계 탄화물의 개수 밀도가 45개/㎛² 미만에서는, 충분한 저온 인성을 얻을 수 없다. 따라서, 이 개수 밀도는 45개/㎛² 이상으로 한다. 더욱 우수한 저온 인성을 얻기 위해, 이 개수 밀도는 바람직하게는 50개/㎛² 이상이다. 이 개수 밀도가 200개/㎛² 초과에서는, 저온 인성의 향상의 효과가 포화된다. 따라서, 이 개수 밀도는 바람직하게는 200개/㎛² 이하이다.

철계 탄화물은 철 및 탄소로 이루어지는 화합물이며, 그 예로서, 시멘타이트(θ상), ε상, χ상 등을 들 수 있다. 후술하는 바와 같이, 철계 탄화물에 Si 등이 고용되어, 함유되어도 된다. 단, Ti 탄화물 및 Nb 탄화물 등의 철을 포함하지 않는 탄화물은 철계 탄화물에 해당되지 않는다.

여기서, 철계 탄화물에 의한 구 오스테나이트 입계의 피복률을 구하는 방법에 대해 도 1을 참조하면서 설명한다. 도 1은, 구 오스테나이트립 및 그 입계에 석출된 철계 탄화물을 도시하는 모식도이다.

도 1에 도시하는 예에서는, 관찰면에서의 형상이 육각형인 구 오스테나이트립(21)이 핫 스탬프 성형체에 포함된다. 그리고, 제1 변(31)에 철계 탄화물 1 및 2가 석출되고, 제2 변(32)에 철계 탄화물 3 및 4가 석출되고, 제3 변(33)에 철계 탄화물 5, 6 및 7이 석출되고, 제4 변(34)에 철계 탄화물 8이 석출되고, 제5 변(35)에 철계 탄화물 9 및 10이 석출되고, 제6 변(36)에 철계 탄화물 11 및 12가 석출되고 있다. 변(31)의 길이는 L₁, 변(32)의 길이는 L₂, 변(33)의 길이는 L₃, 변(34)의 길이는 L₄, 변(35)의 길이는 L₅, 변(36)의 길이는 L₆이다. 또한, 철계 탄화물 1 및 2의 입계 상에서의 길이는, 각각 X₁, X₂, 철계 탄화물 3 및 4의 입계 상에서의 길이는, 각각 X₃, X₄, 철계 탄화물 5, 6 및 7의 입계 상에서의 길이는, 각각 X₅, X₆, X₇, 철계 탄화물 8의 입계 상에서의 길이는 X₈, 철계 탄화물 9 및 10의 입계 상에서의 길이는, 각각 X₉, X₁₀, 철계 탄화물 11 및 12의 입계 상에서의 길이는, 각각 X₁₁, X₁₂이다. 또한, 「철계 탄화물의 입계 상에서의 길이」라 함은, 관찰면에 있어서의 철계 탄화물의 입계와의 2개 교점간의 거리를 의미한다.

그리고, 6개의 변(31∼36)의 길이의 합 L(㎛)을 구하고, 철계 탄화물 1∼12의 입계 상에서의 길이의 합 X(㎛)를 구하여, 피복률로서 「(X/L)×100」(％)로 나타내어지는 값을 구한다. 또한, 1개의 핫 스탬프 성형체에 있어서의 피복률을 구하는 것에 있어서는, 당해 핫 스탬프 성형체에 포함되는 10 이상의 구 오스테나이트립에 대해 각 피복률을 구하고, 그 평균값을 당해 핫 스탬프 성형체에 있어서의 피복률로 한다. 또한, 구 오스테나이트 입계는, 도데실벤젠술폰산나트륨을 포함하는 부식액에 의해 현출되는 부분으로 하고, 구 오스테나이트립 및 그 입계에 석출된 철계 탄화물은 FE-SEM으로 관찰한다.

또한, 도 1에는 관찰면에서의 형상이 육각형인 구 오스테나이트립(21)을 예시하고 있지만, 일반적으로, 실제의 구 오스테나이트립의 형상은 더욱 복잡한 것으로 된다. 따라서, 실제로는, 관찰된 구 오스테나이트립의 형상에 따라서 구 오스테나이트립의 변을 특정하고, 각 변의 길이의 합계를 구한다. 또한, 입계에 곡선 형상의 부분이 존재하는 경우, 당해 부분은 복수의 변에 근사시키면 된다.

다음으로, 본 발명의 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체 및 그 제조에 사용하는 강판의 화학 조성에 대해 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 핫 스탬프 성형체 및 그 제조에 사용되는 강판에 포함되는 각 원소의 함유량의 단위인 「％」는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」를 의미한다. 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체 및 그 제조에 사용되는 강판은, C: 0.120％∼0.400％, Si: 0.005％∼2.000％, Mn 혹은 Cr 또는 이들 양쪽: 합계로 1.00％∼3.00％, Al: 0.005％∼0.100％, B: 0.0003％∼0.0020％, P: 0.030％ 이하, S: 0.0100％ 이하, O: 0.0070％ 이하, N: 0.0070％ 이하, Ti: 0％∼0.100％, Nb: 0％∼0.100％, V: 0％∼0.100％, Ni: 0％∼2.00％, Cu: 0％∼2.00％, Mo: 0％∼0.50％, Ca 혹은 REM(희토류 금속: rare earth metal) 또는 이들 양쪽: 합계로 0％∼0.0300％, 잔부: Fe 및 불순물로 나타내어지는 화학 조성을 갖고 있다. 불순물로서는, 광석이나 스크랩 등의 원재료에 포함되는 것, 제조 공정에 있어서 포함되는 것이 예시된다.

(C: 0.120％∼0.400％)

C는, 핫 스탬프 성형체의 강도를 향상시키는 원소이다. C 함유량이 0.120％ 미만에서는, 상기 작용에 의한 효과가 충분하게는 얻어지지 않는다. 예를 들어 1180㎫ 이상의 인장 강도를 얻을 수 없다. 따라서, C 함유량은 0.120％ 이상으로 한다. 더욱 우수한 강도를 얻기 위해, C 함유량은 바람직하게는 0.140％ 이상, 더 바람직하게는 0.150％ 이상이다. C 함유량이 0.400％ 초과에서는, 강도가 과잉으로 됨과 함께, 충분한 저온 인성을 얻을 수 없다. 또한, 충분한 용접성 및 가공성의 확보가 곤란해진다. 따라서, C 함유량은 0.400％ 이하로 한다. 더욱 우수한 저온 인성을 얻기 위해, C 함유량은 바람직하게는 0.370％ 이하이고, 더 바람직하게는 0.350％ 이하이다.

(Si: 0.005％∼2.000％)

Si는, 철계 탄화물 중에 고용되어, 내 수소 취화 특성을 향상시키는 원소이다. Si와 내 수소 취화 특성 간의 상세한 관련성은 불분명하지만, 철계 탄화물에 Si가 고용됨으로써 철계 탄화물과 모상의 계면에서의 탄성 변형이 높아져, 철계 탄화물에 의한 수소 트랩능이 향상되기 때문이라고 추정된다. Si 함유량이 0.005％ 미만에서는, 상기 작용에 의한 효과가 충분하게는 얻어지지 않는다. 따라서, Si 함유량은 0.005％ 이상으로 한다. 더욱 우수한 내 수소 취화 특성을 얻기 위해, Si 함유량은 바람직하게는 0.01％ 이상이고, 더 바람직하게는 0.15％ 이상이다. Si 함유량이 2.000％ 초과에서는, 내 수소 취화 특성의 향상의 효과가 포화됨과 함께, Ac3점이 과도하게 높아져 핫 스탬프 성형시의 가열 온도가 불필요하게 높아진다. 따라서, Si 함유량은 2.000％ 이하로 한다. 내 수소 취화 특성 및 Ac3점의 밸런스를 고려하면, Si 함유량은 바람직하게는 1.600％ 이하이다.

Si는, 도금성 및 지연 파괴성에도 영향을 미친다. 예를 들어, Si 함유량이 0.500％ 초과에서는, 도금성이 저하되어, 비도금이 발생하는 경우가 있다. 이로 인해, 핫 스탬프용 강판으로서 도금 강판을 사용하는 경우, Si 함유량은 바람직하게는 0.500％ 이하이다. 한편, Si는 지연 파괴성을 향상시킨다. 따라서, 핫 스탬프용 강판으로서 도금 강판을 사용하는 경우, 우수한 지연 파괴성을 얻기 위해, Si 함유량은 바람직하게는 0.500％ 이상이다.

(Mn 혹은 Cr 또는 이들 양쪽: 합계로 1.00％∼3.00％)

Mn 및 Cr은, 핫 스탬프 성형에 있어서의 냉각 중에서의 페라이트 변태를 지연시켜, 후술하는 원하는 핫 스탬프 성형체의 조직을 얻기 위해 중요한 원소이다. Mn 함유량 및 Cr 함유량의 합계가 1.00％ 미만에서는, 핫 스탬프 성형에 있어서의 냉각 중에 페라이트 및 펄라이트가 생성되기 쉬워져, 원하는 조직이 얻어지지 않는다. 그리고, 원하는 조직이 얻어지지 않으므로, 충분한 강도, 예를 들어 1180㎫ 이상의 인장 강도가 얻어지지 않는다. 따라서, Mn 함유량 및 Cr 함유량의 합계는 1.00％ 이상으로 한다. 더욱 우수한 강도를 얻기 위해, Mn 함유량 및 Cr 함유량의 합계는 바람직하게는 1.30％ 이상이고, 더 바람직하게는 1.40％ 이상이다. Mn 함유량 및 Cr 함유량의 합계가 3.00％ 초과에서는, 페라이트 변태를 지연시켜 강도를 높이는 효과가 포화된다. 또한, 열연 강판의 강도가 과도하게 높아져, 냉간 압연시에 파단이 발생하거나, 절단에 사용하는 날의 마모 및 결손이 현저해진다. 따라서, Mn 함유량 및 Cr 함유량의 합계는 3.00％ 이하로 한다. 강도의 적당한 범위를 고려하면, Mn 함유량 및 Cr 함유량의 합계는 바람직하게는 2.9％ 이하이고, 더 바람직하게는 2.8％ 이하이다. 또한, Mn이 과잉으로 함유되어 있으면, Mn의 편석에 기인하는 취화가 일어나, 주조한 슬래브가 깨지는 등의 문제가 발생하기 쉬워짐과 함께, 용접성이 열화되기 쉽다. 또한, Mn 및 Cr의 각각의 함유량은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 Mn 함유량은 0.8％ 이상이고, Cr 함유량은 0.2％ 이상이다.

(Al: 0.005％∼0.100％)

Al은, 탈산에 유효한 원소이다. Al 함유량이 0.005％ 미만에서는, 탈산이 불충분해져, 핫 스탬프 성형체 중에 산화물이 다량으로 잔존하여, 특히 국부 변형능이 열화된다. 또한, 특성의 편차도 커진다. 따라서, Al 함유량은 0.005％ 이상으로 한다. 충분한 탈산을 위해, Al 함유량은 바람직하게는 0.006％ 이상이고, 더 바람직하게는 0.007％ 이상이다. Al 함유량이 0.100％ 초과에서는, 핫 스탬프 성형체 중에 알루미나를 주체로 하는 산화물이 많이 잔존하여, 국부 변형능이 열화된다. 따라서, Al 함유량은 0.100％ 이하로 한다. 알루미나의 잔존을 억제하기 위해, Al 함유량은 바람직하게는 0.08％ 이하이고, 더 바람직하게는 0.075％ 이하이다.

(B: 0.0003％∼0.0020％)

B는, 핫 스탬프용 강판의 켄칭성을 높이는 원소이다. 켄칭성의 향상에 의해, 핫 스탬프 성형체의 조직에 마르텐사이트가 얻어지기 쉬워진다. B 함유량이 0.0003％ 미만에서는, 상기 작용에 의한 효과가 충분하게는 얻어지지 않는다. 더욱 우수한 켄칭성을 얻기 위해, B 함유량은 바람직하게는 0.0004％ 이상이고, 더 바람직하게는 0.0005％ 이상이다. B 함유량이 0.0020％ 초과에서는, 켄칭성의 향상의 효과가 포화됨과 함께, 철계 붕화물이 과잉으로 석출되어 켄칭성이 저하된다. 따라서, B 함유량은 0.0020％ 이하로 한다. 철계 붕화물의 석출의 억제를 위해, B 함유량은 바람직하게는 0.0018％ 이하이고, 더 바람직하게는 0.0017％ 이하이다.

(P: 0.030％ 이하)

P는, 필수 원소는 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. P는, 예를 들어 강판의 판 두께 중앙부에 편석되어, 용접부를 취화시키는 원소이다. 이로 인해, P 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히 P 함유량이 0.030％ 초과에서, 용접부의 취화가 현저해진다. 따라서, P 함유량은 0.030％ 이하로 한다. P 함유량은 바람직하게는 0.020％ 이하이고, 더 바람직하게는 0.015％ 이하이다. 또한, P 함유량의 저감에는 비용이 들어, 0.001％ 미만까지 저감시키려고 하면, 비용이 현저하게 상승한다. 이로 인해, P 함유량은 0.001％ 이상으로 해도 된다.

(S: 0.0100％ 이하)

S는, 필수 원소는 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. S는, 강판의 제조시에 주조 및 열간 압연에 지장을 초래하여, 핫 스탬프 성형체의 용접성을 저하시키는 원소이다. 이로 인해, S 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히 S 함유량이 0.0100％ 초과에서, 이들 악영향이 현저해진다. 따라서, S 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. S 함유량은 바람직하게는 0.008％ 이하이고, 더 바람직하게는 0.005％ 이하이다. 또한, S 함유량의 저감에는 비용이 들어, 0.0001％ 미만까지 저감시키려고 하면, 비용이 현저하게 상승한다. 이로 인해, S 함유량은 0.0001％ 이상으로 해도 된다.

(O: 0.0070％ 이하)

O는, 필수 원소는 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. O는, 산화물을 형성하여, 핫 스탬프용 강판의 특성 열화를 초래하는 원소이다. 예를 들어, 강판의 표면 근방에 존재하는 산화물은, 표면 흠집의 원인으로 되어, 외관 품위를 열화시킨다. 산화물이 절단면에 존재하면, 단부면에 절결 형상의 흠집을 형성하여, 핫 스탬프 성형체의 특성 열화를 초래한다. 이로 인해, O 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히, O 함유량이 0.0070％ 초과에서, 특성 열화가 현저해진다. 따라서, O 함유량은 0.0070％ 이하로 한다. O 함유량은 바람직하게는 0.0050％ 이하이고, 더 바람직하게는 0.0040％ 이하이다. 또한, O 함유량의 저감에는 비용이 들어, 0.0001％ 미만까지 저감시키려고 하면, 비용이 현저하게 상승한다. 이로 인해, O 함유량은 0.0001％ 이상으로 해도 된다.

(N: 0.0070％ 이하)

N은, 필수 원소는 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. N은, 조대한 질화물을 형성하여, 굽힘성 및 구멍 확장성을 열화시키는 원소이다. N은, 용접시의 블로우홀의 발생 원인도 된다. 이로 인해, N 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히 N 함유량이 0.0070％ 초과에서, 굽힘성 및 구멍 확장성의 열화가 현저해진다. 따라서, N 함유량은 0.0070％ 이하로 한다. 또한, N 함유량의 저감에는 비용이 들어, 0.0005％ 미만까지 저감시키려고 하면, 비용이 현저하게 상승한다. 이로 인해, N 함유량은 0.0005％ 이상으로 해도 된다. 또한, 제조 비용의 관점에서, N 함유량을 0.0010％ 이상으로 해도 된다.

Ti, Nb, V, Ni, Cu, Mo, Ca 및 REM은, 필수 원소는 아니며, 핫 스탬프용 강판 및 핫 스탬프 성형체에 소정량을 한도로 적절하게 함유되어 있어도 되는 임의 원소이다.

(Ti: 0％∼0.100％, Nb: 0％∼0.100％, V: 0％∼0.100％)

Ti, Nb 및 V는, 핫 스탬프 성형시에 오스테나이트 상의 결정립 성장을 억제하여, 변태 조직의 세립 강화에 의해 강도 상승 및 인성 향상에 기여하는 원소이다. Ti는, N과 결합하여 TiN을 형성함으로써, B가 질화물로 되는 것을 억제하는 작용도 갖는다. 따라서, 이들 원소로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 또는 임의의 조합이 함유되어 있어도 된다. 그러나, Ti 함유량, Nb 함유량, V 함유량 중 어느 하나가 0.100％ 초과에서는, Ti 탄화물, Nb 탄화물 또는 V 탄화물이 과잉으로 형성되어, 마르텐사이트의 강화에 기여하는 C의 양이 부족하여, 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 따라서, Ti 함유량, Nb 함유량, V 함유량은, 모두 0.100％ 이하로 한다. Ti 함유량, Nb 함유량 및 V 함유량은, 모두 바람직하게는 0.080％ 이하이고, 더 바람직하게는 0.050％ 이하이다. 상기 작용에 의한 효과를 확실하게 얻기 위해, Ti 함유량, Nb 함유량 및 V 함유량은, 모두 바람직하게는 0.005％ 이상이다. 즉, 「Ti: 0.005％∼0.100％」, 「Nb: 0.005％∼0.100％」, 혹은 「V: 0.005％∼0.100％」, 또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것이 바람직하다.

(Ni: 0％∼2.00％, Cu: 0％∼2.00％, Mo: 0％∼0.50％)

Ni, Cu 및 Mo는, 핫 스탬프용 강판의 켄칭성을 높이는 원소이다. 켄칭성의 향상에 의해, 핫 스탬프 성형체의 조직에 마르텐사이트가 얻어지기 쉬워진다. 따라서, 이들 원소로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 임의의 조합이 함유되어 있어도 된다. 그러나, Ni 함유량, Cu 함유량 중 어느 하나가 2.00％ 초과이거나, Mo 함유량이 0.50％ 초과에서는, 용접성 및 열간 가공성 등이 열화된다. 따라서, Ni 함유량, Cu 함유량은 모두 2.00％ 이하로 하고, Mo 함유량은 0.50％ 이하로 한다. 상기 작용에 의한 효과를 확실하게 얻기 위해, Ni 함유량, Cu 함유량 및 Mo 함유량은, 모두 바람직하게는 0.01％ 이상이다. 즉, 「Ni: 0.05％∼2.00％」, 「Cu: 0.05％∼2.00％」, 혹은 「Mo: 0.05％∼0.50％」, 또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것이 바람직하다.

(Ca 혹은 REM 또는 이들 양쪽: 합계로 0％∼0.0300％)

Ca 및 REM은, 강도의 향상 및 조직 미세화에 의한 인성 개선에 기여하는 원소이다. 따라서, Ca 혹은 REM 또는 이들 양쪽이 함유되어 있어도 된다. 그러나, Ca 함유량 및 REM 함유량의 합계가 0.0300％ 초과에서는, 주조성 및 열간에서의 가공성이 열화된다. 따라서, Ca 함유량 및 REM 함유량의 합계는 0.0300％ 이하로 한다. 상기 작용에 의한 효과를 확실하게 얻기 위해, Ca 함유량 및 REM 함유량의 합계는 바람직하게는 0.0005％ 이상이다. 즉, 「Ca 혹은 REM 또는 이들 양쪽: 합계로 0.0005％∼0.0300％」가 만족되는 것이 바람직하다. REM은, Sc, Y 및 란타노이드 계열에 속하는 원소를 가리키고, 「REM 함유량」은 이들 원소의 합계의 함유량을 의미한다. REM은, 공업적으로는, 예를 들어 미슈메탈로 첨가하는 경우가 많고, La, Ce 등의 복수 종류의 원소가 함유된다. 금속 La 또는 금속 Ce 등의 REM에 속하는 금속 원소를 단독으로 첨가해도 된다.

본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체에 의하면, 적절한 화학 조성 및 조직을 갖고 있으므로, 우수한 인장 강도 및 저온 인성을 얻을 수 있다.

다음으로, 본 발명의 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체를 제조하는 방법에 대해 설명한다. 여기서 설명하는 방법에 의하면, 본 발명의 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체를 제조할 수 있다.

이 제조 방법에서는, 상기 화학 조성의 핫 스탬프용 강판을 Ac3점 이상 950℃ 이하의 온도로 2℃/초 이상의 평균 가열 속도로 가열하고, 이어서, 열간 프레스를 행하면서, Ar3점으로부터 (Ms점-50)℃까지의 온도 영역을 100℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 이어서, (Ms점-50)℃로부터 100℃까지의 온도 영역을 50℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 냉각한다. (Ms점-120)℃로부터 100℃까지의 온도 영역에서는, 최대 냉각 속도를 70℃/초 이하, 최소 냉각 속도를 5℃/초 이상으로 한다.

(가열 온도: Ac3점 이상 950℃ 이하)

핫 스탬프용 강판을 가열하는 온도는 Ac3점 이상 950℃ 이하로 한다. Ac3점 이상의 온도까지 가열함으로써, 강판의 조직이 오스테나이트 단상 조직으로 된다. 오스테나이트 단상 조직의 강판의 켄칭을 행함으로써, 마르텐사이트의 면적 분율 및 베이나이트의 면적 분율이 95％ 이상인 조직이 얻어져, 높은 강도, 예를 들어 1180㎫ 이상의 인장 강도를 얻을 수 있다. 가열 온도가 Ac3점 미만에서는, 강판의 조직에 페라이트가 포함되므로, 이러한 강판의 켄칭을 행해도, 페라이트가 성장하여 1180㎫ 이상의 인장 강도를 얻을 수 없다. 따라서, 가열 온도는 Ac3점 이상으로 한다. 가열 온도가 950℃ 초과에서는, 오스테나이트립이 조대화되어, 켄칭 후의 저온 인성이 열화된다. 따라서, 가열 온도는 950℃ 이하로 한다.

Ac3점은 다음 식으로부터 구할 수 있다.

Ac3점(℃)＝910-203√C－30Mn－11Cr＋44.7Si＋400Al＋700P－15.2Ni-20Cu＋400Ti＋104V＋31.5Mo

(식 중의 C, Mn, Cr, Si, Al, P, Ni, Cu, Ti, V 및 Mo는, 각각 강판 중의 각 성분의 함유량(질량％)을 나타냄)

임의 원소인 Ni, Cu, Ti, V 및/또는 Mo가 강판에 포함되어 있지 않은 경우, 당해 포함되어 있지 않은 원소의 함유량은 0(질량％)으로 한다.

(평균 가열 속도: 2℃/초 이상)

가열 속도가 2℃/초 미만에서는, 가열 중에 오스테나이트립이 조대화되어, 충분한 저온 인성 및 내 지연 파괴 특성이 얻어지지 않는다. 따라서, Ac3점 이상 950℃ 이하의 온도까지의 가열의 평균 가열 속도는 2℃/초 이상으로 한다. 오스테나이트립의 조대화를 더욱 억제하기 위해, 평균 가열 속도는 바람직하게는 3℃/초 이상이고, 더 바람직하게는 4℃/초 이상이다. 또한, 가열 속도를 상승시키는 것은, 생산성의 향상에도 유효하다. 평균 가열 속도의 상한은 특별히 한정하지 않아도 본 발명의 실시 형태의 효과를 향수할 수 있다. 따라서, 평균 가열 속도의 상한은 특별히 정하지 않고, 가열 장치 등의 제조 설비의 능력을 고려하여 적절하게 결정할 수 있다. 여기서, 평균 가열 속도라 함은, 가열을 개시한 온도와 가열 온도의 차를 이 가열에 필요로 한 시간으로 제산하여 얻어지는 값이다.

Ac3점 이상 950℃ 이하의 온도로 2℃/초 이상의 평균 가열 속도로 가열한 후에는, 열간 프레스를 행하면서 강판을 냉각한다. 즉, 핫 스탬프 성형을 행한다. 이 냉각 중에 온도에 따른 변태 및 철계 탄화물의 석출이 발생한다. 여기서, 온도와 변태 및 철계 탄화물의 석출과의 관계에 대해 설명한다.

우선, 가열 온도로부터 Ar3점까지의 온도 영역에서는, 페라이트 변태 등의 변태 및 철계 탄화물의 석출은 발생하지 않는다. 따라서, 이 온도 영역에서의 냉각 속도는 핫 스탬프 성형체의 조직에 영향을 미치지 않는다. 강판의 온도가 Ar3점에 도달하면, 냉각 속도에 따라서는 페라이트 변태 및/또는 펄라이트 변태가 개시되고, 또한 A1점보다 낮은 온도 영역으로 들어가면 철계 탄화물이 석출되기 시작한다. 따라서, Ar3점 이하의 온도 영역에서의 냉각 속도는 핫 스탬프 성형체의 조직에 큰 영향을 미친다. 철계 탄화물은 구 오스테나이트립의 입계 및 입내의 양쪽에 석출되지만, (Ms점-50)℃ 이상에서는 입계에 석출되기 쉽고, (Ms점-50)℃ 이하에서는 입내에 석출되기 쉽다. 따라서, (Ms점-50)℃를 경계로 평균 냉각 속도를 변화시키는 것이 중요하다. 또한, 철계 탄화물의 석출은 100℃ 미만에서는 극히 발생하기 어렵고, 100℃ 미만에서는 변태는 발생하지 않는다. 따라서, 이 온도 영역에서의 냉각 속도도 핫 스탬프 성형체의 조직에 영향을 미치지 않는다. 따라서, 본 실시 형태에서는, Ar3점으로부터 (Ms점-50)℃까지의 온도 영역에 있어서의 냉각 속도 및 (Ms점-50)℃로부터 100℃까지의 온도 영역에 있어서의 냉각 속도를 규정한다.

Ar3점(Ar3 변태점) 및 Ms점은 다음 식으로부터 구할 수 있다.

Ar3점(℃)＝901－325C＋33Si－92(Mn＋Ni/2＋Cr/2＋Cu/2＋Mo/2)

Ms점(℃)＝561－474C－33Mn－17Ni－17Cr－21Mo

(식 중의 C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu 및 Mo는, 각각 강판 중의 각 성분의 함유량(질량％)을 나타냄)

상기한 바와 같은 온도와 변태 및 철계 탄화물의 석출과의 관계가 있으므로, 다음의 4개의 온도 영역마다 냉각 속도를 제어하는 것이 생각된다. 4개의 온도 영역에는, 가열 온도로부터 Ar3점까지의 제1 온도 영역, Ar3점으로부터 (Ms점-50)℃까지의 제2 온도 영역, (Ms점-50)℃로부터 100℃까지의 제3 온도 영역 및 100℃ 미만의 제4 온도 영역이 포함된다.

(제1 온도 영역)

제1 온도 영역(가열 온도로부터 Ar3점까지)에서는, 상기한 바와 같이 페라이트 변태 등의 변태 및 철계 탄화물의 석출이 발생하지 않으므로, 특별히 냉각 속도를 제어하지 않아도 된다. 단, 후술하는 바와 같이 제2 온도 영역에서의 평균 냉각 속도를 100℃/초 이상으로 하는 것을 고려하면, 제1 온도 영역에서의 평균 냉각 속도도 100℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다.

(제2 온도 영역)

제2 온도 영역(Ar3점으로부터 (Ms점-50)℃까지)에서는, 상기한 바와 같이 냉각 속도에 따라서는 페라이트 변태 및 펄라이트 변태가 발생하고, 또한 A1점보다 낮은 온도 영역에서는 철계 탄화물이 석출된다. 제2 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 100℃/초 이상이면, 페라이트 변태 및 펄라이트 변태를 회피하여 마르텐사이트의 면적 분율 및 베이나이트의 면적 분율의 합계를 95％ 이상으로 할 수 있다. 한편, 제2 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 100℃/초 미만에서는, 페라이트 변태 및/또는 펄라이트 변태가 발생하여, 마르텐사이트의 면적 분율 및 베이나이트의 면적 분율의 합계를 95％ 이상으로 할 수 없다. 따라서, 제2 온도 영역에서의 평균 냉각 속도는 100℃/초 이상으로 한다. 또한, 제2 온도 영역에서는, 철계 탄화물이 입계에 석출되기 쉬워, 제2 온도 영역에서의 냉각 시간이 길어질수록 철계 탄화물에 의한 입계의 피복률이 높아진다. 이로 인해, 피복률을 80％ 이하로 하기 위해서는, 제2 온도 영역에서의 냉각 시간은 짧은 것이 바람직하다. 이 관점에서도 제2 온도 영역에서의 평균 냉각 속도를 100℃/초 이상으로 하는 것은 극히 효과적이다. 원하는 조직을 더 확실하게 얻기 위해, 제2 온도 영역에서의 평균 냉각 속도는 바람직하게는 150℃/초 이상이고, 더 바람직하게는 200℃/초 이상이다. 제2 온도 영역에서의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 공업적으로는 500℃/초 이하의 범위가 실용적이다. 여기서, 제2 온도 영역에서의 평균 냉각 속도라 함은, Ar3점과 (Ms점-50)의 차를 이 냉각에 필요로 한 시간으로 제산하여 얻어지는 값이다.

(제3 온도 영역)

제3 온도 영역((Ms점-50)℃로부터 100℃까지)에서는, 상기한 바와 같이 구 오스테나이트립의 입내에 철계 탄화물이 석출되기 쉽다. 입내에 철계 탄화물을 석출시킴으로써, 우수한 저온 인성이 얻어진다. 제3 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 50℃/초 초과에서는, 입내에서의 석출이 부족하여, 강판 중에 고용 C가 다량으로 잔존해 버려, 저온 인성이 열화된다. 따라서, 제3 온도 영역에서의 평균 냉각 속도는 50℃/초 이하로 한다. 원하는 조직을 더 확실하게 얻기 위해, 제3 온도 영역에서의 평균 냉각 속도는 바람직하게는 30℃/초 이하이고, 더 바람직하게는 20℃/초 이하이다.

평균 냉각 속도가 50℃/초 이하라도, 제3 온도 영역 내의 (Ms점-120)℃로부터 100℃까지의 온도 영역에서 냉각 속도가 70℃/초를 초과하면, 구 오스테나이트립의 입내에서의 석출이 부족하여 충분한 저온 인성이 얻어지지 않는다. 따라서, (Ms점-120)℃로부터 100℃까지의 온도 영역에서의 최대 냉각 속도는 70℃/초 이하로 한다. 또한, 평균 냉각 속도가 50℃/초 이하라도, 제3 온도 영역 내의 (Ms점-120)℃로부터 100℃까지의 온도 영역에서 냉각 속도가 5℃/초 미만으로 되면, 냉각 중에 페라이트가 과도하게 석출되어, 마르텐사이트의 면적 분율 및 베이나이트의 면적 분율의 합계를 95％ 이상으로 할 수 없다. 또한, 입계에 석출되는 철계 탄화물이 증가하여 철계 탄화물에 의한 입계의 피복률이 80％ 초과로 된다. 따라서, (Ms점-120)℃로부터 100℃까지의 온도 영역에서의 최소 냉각 속도는 5℃/초 이상으로 한다.

(제4 온도 영역)

제4 온도 영역(100℃ 미만)에서는, 상기한 바와 같이 철계 탄화물의 석출은 극히 발생하기 어렵고, 변태도 발생하지 않으므로, 특별히 냉각 속도를 제어하지 않아도 된다.

이와 같이 하여, 우수한 강도 및 저온 인성을 구비한 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체를 제조할 수 있다.

본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 성형체의 제조 방법에 의하면, 적절한 온도 제어를 행하므로, 적절한 조직을 구비한 핫 스탬프 성형체를 얻을 수 있어, 우수한 인장 강도 및 저온 인성을 얻을 수 있다.

핫 스탬프 성형의 다른 조건, 예를 들어 성형의 형태 및 금형의 종류 등은, 본 실시 형태의 효과를 손상시키지 않는 범위 내에서 적절하게 선택할 수 있다. 예를 들어, 성형의 형태로서는, 굽힘 가공, 드로잉 성형, 벌징 성형, 구멍 확장 성형 및 플랜지 성형을 들 수 있다. 금형의 종류는, 성형의 형태 등에 따라서 적절하게 선택하면 된다.

핫 스탬프용 강판은, 열연 강판이어도 되고, 냉연 강판이어도 된다. 열연 강판 또는 냉연 강판에 어닐링을 실시한 어닐링 열연 강판 또는 어닐링 냉연 강판을 핫 스탬프용 강판으로서 사용해도 된다.

핫 스탬프용 강판이 도금 강판 등의 표면 처리 강판이어도 된다. 즉, 핫 스탬프용 강판에 도금층이 형성되어 있어도 된다. 도금층은, 예를 들어 내식성의 향상 등에 기여한다. 도금층은, 전기 도금층이어도 되고, 용융 도금층이어도 된다. 전기 도금층으로서는, 전기 아연 도금층, 전기 Zn-Ni 합금 도금층 등이 예시된다. 용융 도금층으로서는, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층, 용융 알루미늄 도금층, 용융 Zn-Al 합금 도금층, 용융 Zn-Al-Mg 합금 도금층, 용융 Zn-Al-Mg-Si 합금 도금층 등이 예시된다. 도금층의 부착량은 특별히 제한되지 않고, 예를 들어 일반적인 범위 내의 부착량으로 한다. 열처리용 강판과 마찬가지로, 열처리 강재에 도금층이 설치되어 있어도 된다.

다음으로, 핫 스탬프용 강판의 제조 방법의 일례에 대해 설명한다. 이 제조 방법에서는, 예를 들어 주조, 열간 압연, 산세, 냉간 압연, 어닐링 및 도금 처리를 행하여, 도금 강판을 제조한다.

주조에서는, 상기한 화학 조성을 갖는 용강으로부터 슬래브를 주조한다. 슬래브로서는, 연속 주조 슬래브, 박 슬래브 캐스터 등으로 제조한 것을 사용할 수 있다. 슬래브를 주조한 후, 즉시 열간 압연을 행하는 연속 주조-직접 압연(CC-DR) 등의 프로세스를 적용해도 된다.

열간 압연 전의 슬래브 가열의 온도(슬래브 가열 온도)는 1300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 슬래브 가열 온도가 과도하게 높으면, 생산성이 떨어질 뿐만 아니라, 제조 비용이 높아진다. 따라서, 슬래브 가열 온도는 더 바람직하게는 1250℃ 이하이다. 슬래브 가열 온도가 1050℃ 미만에서는, 마무리 압연시에, 온도가 낮아져 압연 하중이 높아진다. 그 결과, 압연성이 열화될 뿐만 아니라, 강판에 형상 불량이 발생하는 경우가 있다. 따라서, 슬래브 가열 온도는 바람직하게는 1050℃ 이상이다.

다음으로, 열간 압연 중의 마무리 압연의 온도(마무리 압연 온도)는, 850℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 마무리 압연 온도가 850℃ 미만에서는, 압연 하중이 높아져, 압연이 곤란해질 뿐만 아니라, 강판에 형상 불량이 발생하는 경우가 있다. 마무리 압연 온도의 상한은 특별히 한정하지 않지만, 마무리 압연은 1000℃ 이하에서 행하는 것이 바람직하다. 마무리 압연 온도가 1000℃ 초과에서는, 1000℃ 초과의 온도를 얻기 위해 슬래브 가열 온도를 과도하게 높게 하게 되기 때문이다.

열간 압연의 완료 후에 열연 강판을 권취할 때의 온도(권취 온도)는 700℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 권취 온도가 700℃ 초과에서는, 열연 강판의 표면에 산화물이 두껍게 형성되어 산세성이 열화되는 경우가 있다. 권취 후에 냉간 압연을 행하는 경우는, 권취 온도를 600℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 권취 온도가 600℃ 미만에서는, 열연 강판의 강도가 과도하게 높아져 냉간 압연 중에 판 파단이나 형상 불량이 발생하는 경우가 있기 때문이다. 열간 압연 중에 조압연 후의 조압연판끼리를 접합하여 연속적으로 마무리 압연을 행해도 된다. 또한, 조압연판을 일단 권취한 후에 마무리 압연을 행해도 된다.

산세에 의해, 열연 강판의 표면의 산화물이 제거된다. 산세는, 특히 용융 알루미늄 도금 강판, 용융 아연 도금 강판, 합금화 용융 아연 도금 강판 등의 용융 도금 강판을 제조하는 경우의 용융 도금성의 향상을 위해 중요하다. 산세를 행하는 횟수는 1회여도 되고 2회 이상이어도 된다.

냉간 압연에서는, 예를 들어 압하율을 30％∼90％로 한다. 압하율이 30％ 미만에서는, 냉연 강판의 형상을 평탄하게 유지하는 것이 곤란해지는 경우가 있다. 또한, 냉간 압연 후에 충분한 연성이 얻어지지 않는 경우도 있다. 압하율이 90％ 초과에서는, 압연 하중이 지나치게 커져 냉간 압연이 곤란해진다. 더욱 우수한 연성 등을 얻기 위해, 압하율은 바람직하게는 40％ 이상이고, 더욱 우수한 압연성을 얻기 위해, 압하율은 바람직하게는 70％ 이하이다. 냉간 압연에 있어서의 압연 패스의 횟수 및 패스마다의 압하율은 특별히 한정하지 않는다.

어닐링은, 예를 들어 연속 어닐링 라인 또는 상자형 로에서 행한다. 어닐링의 조건은 특별히 한정되지 않지만, 냉간 압연에 의해 고강도화된 강판이 적절하게 연화되는 정도의 것으로 하는 것이 바람직하다. 예를 들어, 어닐링 온도는 바람직하게는 550℃∼850℃의 범위 내이다. 이 범위 내의 온도에서 어닐링을 행함으로써, 냉간 압연 중에 도입된 전위가, 회복, 재결정 및/또는 상 변태에 의해 해방된다.

도금 처리로서는, 예를 들어 용융 도금 처리 또는 전기 도금 처리를 행한다. 용융 도금 처리로서는, 용융 알루미늄 도금 처리, 용융 아연 도금 처리, 합금화 용융 알루미늄 도금 처리, 합금화 용융 아연 도금 처리를 들 수 있다. 용융 도금 처리에 의하면, 스케일의 형성의 억제 및 내식성의 향상 등의 효과가 얻어진다. 핫 스탬프 성형체에 있어서의 스케일의 형성의 억제를 위해서는, 도금층은 두꺼운 쪽이 좋다. 두꺼운 도금층을 형성하기 위해서는, 용융 아연 도금 처리가 전기 도금 처리보다도 바람직하다. 도금 처리에 의해 형성되는 도금층 중에, Ni, Cu, Cr, Co, Al, Si 혹은 Zn 또는 이들의 임의의 조합이 포함되어도 된다. 또한, 도금 밀착성을 향상시키기 위해, 어닐링 전의 냉연 강판에, Ni, Cu, Co 혹은 Fe 또는 이들의 임의의 조합의 도금층을 형성해도 된다.

또한, 상기 실시 형태는, 모두 본 발명을 실시하는 것에 있어서의 구체화의 예를 나타낸 것에 불과하고, 이들에 의해 본 발명의 기술적 범위가 한정적으로 해석되어서는 안 되는 것이다. 즉, 본 발명은 그 기술 사상, 또는 그 주요한 특징으로부터 일탈하는 일 없이, 다양한 형태로 실시할 수 있다.

실시예

다음으로, 본 발명의 실시예에 대해 설명한다. 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이며, 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.

이 실험에서는, 표 1에 나타내는 화학 조성의 강(강종 a∼r 및 A∼H)을 사용하여 슬래브를 주조하고, 표 2, 표 3에 나타내는 조건에서 열간 압연을 행하였다. 일부의 열연 강판에 대해서는, 열간 압연 후에 냉간 압연을 행하였다. 일부의 냉연 강판에 대해서는, 냉간 압연 후에 연속 어닐링 설비 또는 연속 용융 도금 설비에서 도금 처리를 행하였다. 이와 같이 하여 다양한 핫 스탬프용 강판(열연 강판, 냉연 강판, 용융 아연 도금 강판, 합금화 용융 아연 도금 강판 또는 용융 알루미늄 도금 강판)을 제작하였다. 핫 스탬프용 강판으로서 열연 강판을 사용하는 조건에서는, 열연 강판의 두께를 1.6㎜로 하였다. 핫 스탬프용 강판으로서 열연 강판 이외의 것을 사용하는 조건에서는, 열연 강판의 두께를 3.2㎜로 하고, 냉간 압연의 압하율을 50％로 하여 냉연 강판의 두께를 1.6㎜로 하였다. 표 1 중의 공란은, 당해 원소의 함유량이 검출 한계 미만이었던 것을 나타낸다. 표 1, 표 2 또는 표 3 중의 하선은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.

핫 스탬프용 강판을 제작한 후, 표 4, 표 5에 나타내는 조건에서 핫 스탬프 성형을 행하여 핫 스탬프 성형체를 얻었다. 표 4, 표 5에 있어서, 최소 냉각 속도는, (Ms점-120)℃로부터 100℃까지의 온도 영역에서의 냉각 속도의 최소값을 나타내고, 최대 냉각 속도는 (Ms점-120)℃로부터 100℃까지의 온도 영역에서의 냉각 속도의 최대값을 나타낸다. 표 4 또는 표 5 중의 하선은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.

그리고, 각 핫 스탬프 성형체의 인장 특성의 측정, 조직의 관찰 및 저온 인성의 평가를 행하였다.

인장 특성의 측정에서는, JIS Z 2201에 준거한 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241에 준거하여 인장 시험을 행하여, 인장 강도를 측정하였다. 이들 결과를 표 6, 표 7에 나타낸다. 표 6 또는 표 7 중의 하선은, 그 수치가 본 발명에서 요망되는 특성이 얻어져 있지 않은 것을 나타낸다.

조직의 관찰에서는, 마르텐사이트의 면적 분율, 베이나이트의 면적 분율, 페라이트의 면적 분율 및 잔류 오스테나이트의 면적 분율, 철계 탄화물에 의한 구 오스테나이트 입계의 피복률 및 구 오스테나이트 입내의 철계 탄화물의 개수 밀도를 측정하였다.

마르텐사이트의 면적 분율, 베이나이트의 면적 분율 및 페라이트의 면적 분율은, 핫 스탬프 성형체의 압연 방향 및 두께 방향과 평행한 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마하여, 나이탈 에칭을 행하고, 표면으로부터의 깊이가 강판의 두께의 1/8∼3/8의 부분을 FE-SEM으로 관찰하였다. 이 관찰에서는, 1개의 핫 스탬프 성형체에 대해 5000배의 배율로 10시야씩 각 조직의 면적 분율을 측정하고, 그 평균값을 당해 핫 스탬프 성형체에 있어서의 각 조직의 면적 분율로 하였다. 또한, 잔류 오스테나이트의 면적 분율은, 페라이트와 오스테나이트 사이의 X선 회절 강도비로부터 구하였다. 펄라이트는 관찰되지 않았다.

철계 탄화물에 의한 구 오스테나이트 입계의 피복률은, 도 1을 참조하면서 설명한 방법에 의해 구하였다. 즉, 각 핫 스탬프 성형체에 대해, 「(X/L)×100」(％)로 나타내어지는 값을 구하였다.

저온 인성의 평가에서는, -120℃에서 샤르피 충격 시험을 행하였다. 그리고, 측정된 흡수 에너지를 두께가 10㎜인 시료의 것으로 환산하여 얻어지는 값이 50J/㎠ 이상이고, 또한 연성 파면율이 50％ 이상인 것을 합격(○)으로 하고, 이들 중 한쪽 또는 양쪽을 만족시키지 않는 것을 불합격(×)으로 하였다.

표 6, 표 7에 나타내는 바와 같이, 모든 조건이 본 발명의 범위 내에 있는 발명예에서는, 1180㎫ 이상의 인장 강도 및 우수한 저온 인성을 얻을 수 있었다. 한편, 어느 1종 이상의 조건이 본 발명의 범위로부터 벗어나는 비교예에서는, 1180㎫ 이상의 인장 강도 및/또는 우수한 저온 인성이 얻어지지 않았다.

조건 a-7, b-7, c-7, n-7 및 q-7에서는, 핫 스탬프의 가열 온도가 지나치게 낮았으므로, 핫 스탬프 성형체에 있어서의 마르텐사이트의 면적 분율 및 베이나이트의 면적 분율이 부족하여, 원하는 인장 강도가 얻어지지 않았다.

조건 a-8, b-8, c-8, n-8 및 q-8에서는, 핫 스탬프의 제2 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 지나치게 낮았으므로, 핫 스탬프 성형체에 있어서의 마르텐사이트의 면적 분율 및 베이나이트의 면적 분율이 부족하여, 원하는 인장 강도가 얻어지지 않았다. 또한, 철계 탄화물에 의한 피복률이 높아져, 우수한 저온 인성이 얻어지지 않았다.

조건 a-9, b-9, c-9, n-9 및 q-9에서는, 핫 스탬프의 (Ms점-120)℃로부터 100℃까지의 온도 영역에서의 최소 냉각 속도가 낮으므로, 핫 스탬프 성형체에 있어서의 마르텐사이트의 면적 분율 및 베이나이트의 면적 분율이 부족하여, 원하는 인장 강도가 얻어지지 않았다. 또한, 철계 탄화물에 의한 피복률이 높아져, 우수한 저온 인성이 얻어지지 않았다.

조건 a-10, b-10, c-10, n-10 및 q-10에서는, 핫 스탬프의 (Ms점-120)℃로부터 100℃까지의 온도 영역에서의 최대 냉각 속도가 지나치게 높았으므로, 구 오스테나이트립의 입내에서의 철계 탄화물의 석출이 부족하여, 우수한 저온 인성이 얻어지지 않았다.

조건 a-11, b-11, c-11, n-11 및 q-11에서는, 핫 스탬프의 제3 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 지나치게 높았으므로, 구 오스테나이트립의 입내에서의 철계 탄화물의 석출이 부족하여, 우수한 저온 인성이 얻어지지 않았다.

조건 A-1, B-1, C-1, D-1, E-1, F-1, G-1 및∼H-1에서는, 화학 조성이 본 발명의 범위로부터 벗어나 있었으므로, 1180㎫ 이상의 인장 강도 및/또는 우수한 저온 인성이 얻어지지 않았다. 예를 들어, 조건 B-1에서는, C 함유량이 지나치게 높았으므로, 강도가 과도하게 높아, 우수한 저온 인성이 얻어지지 않았다. 조건 F-1에서는, Mn 함유량 및 Cr 함유량의 합계가 지나치게 높았으므로, 우수한 저온 인성이 얻어지지 않았다.

본 발명은, 예를 들어 자동차에 사용되는 핫 스탬프 성형체 등의 제조 산업 및 이용 산업에 이용할 수 있다. 본 발명은, 다른 기계 구조 부품의 제조 산업 및 이용 산업 등에 이용할 수도 있다.

Claims

질량％로,
C: 0.120％∼0.400％,
Si: 0.005％∼2.000％,
Mn 혹은 Cr 또는 이들 양쪽: 합계로 1.00％∼3.00％,
Al: 0.005％∼0.100％,
B: 0.0003％∼0.0020％,
P: 0.030％ 이하,
S: 0.0100％ 이하,
O: 0.0070％ 이하,
N: 0.0070％ 이하,
Ti: 0％∼0.100％,
Nb: 0％∼0.100％,
V: 0％∼0.100％,
Ni: 0％∼2.00％,
Cu: 0％∼2.00％,
Mo: 0％∼0.50％,
Ca 혹은 REM 또는 이들 양쪽: 합계로 0％∼0.0300％,
잔부: Fe 및 불순물
로 나타내어지는 화학 조성을 갖고,
마르텐사이트 혹은 베이나이트 또는 이들 양쪽의 면적 분율: 합계로 95％ 이상,
철계 탄화물에 의한 구 오스테나이트 입계의 피복률: 80％ 이하, 또한,
구 오스테나이트 입내의 철계 탄화물의 개수 밀도: 45개/㎛² 이상
으로 나타내어지는 조직을 갖는 것을 특징으로 하는, 핫 스탬프 성형체.
제1항에 있어서,
상기 화학 조성에 있어서,
Ti: 0.005％∼0.100％,
Nb: 0.005％∼0.100％, 혹은
V: 0.005％∼0.100％,
또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는, 핫 스탬프 성형체.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 화학 조성에 있어서,
Ni: 0.05％∼2.00％,
Cu: 0.05％∼2.00％, 혹은
Mo: 0.05％∼0.50％,
또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는, 핫 스탬프 성형체.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 화학 조성에 있어서, Ca 혹은 REM 또는 이들 양쪽: 합계로 0.0005％∼0.0300％가 성립되는 것을 특징으로 하는, 핫 스탬프 성형체.
강판을 Ac3점 이상 950℃ 이하의 온도로 2℃/초 이상의 평균 가열 속도로 가열하는 공정과,
이어서, 열간 프레스를 행하면서, Ar3점으로부터 (Ms점-50)℃까지의 온도 영역을 100℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 공정과,
이어서, (Ms점-50)℃로부터 100℃까지의 온도 영역을 50℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하는 공정을 갖고,
상기 강판은,
질량％로,
C: 0.120％∼0.400％,
Si: 0.005％∼2.000％,
Mn 혹은 Cr 또는 이들 양쪽: 합계로 1.00％∼3.00％,
Al: 0.005％∼0.100％,
B: 0.0003％∼0.0020％,
P: 0.030％ 이하,
S: 0.0100％ 이하,
O: 0.0070％ 이하,
N: 0.0070％ 이하,
Ti: 0％∼0.100％,
Nb: 0％∼0.100％,
V: 0％∼0.100％,
Ni: 0％∼2.00％,
Cu: 0％∼2.00％,
Mo: 0％∼0.50％,
Ca 혹은 REM 또는 이들 양쪽: 합계로 0％∼0.0300％,
잔부: Fe 및 불순물
로 나타내어지는 화학 조성을 갖고,
(Ms점-120)℃로부터 100℃까지의 온도 영역에서는, 최대 냉각 속도를 70℃/초 이하, 최소 냉각 속도를 5℃/초 이상으로 하는 것을 특징으로 하는, 핫 스탬프 성형체의 제조 방법.
제5항에 있어서,
상기 화학 조성에 있어서,
Ti: 0.005％∼0.100％,
Nb: 0.005％∼0.100％, 혹은
V: 0.005％∼0.100％,
또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는, 핫 스탬프 성형체의 제조 방법.
제5항 또는 제6항에 있어서,
상기 화학 조성에 있어서,
Ni: 0.05％∼2.00％,
Cu: 0.05％∼2.00％, 혹은
Mo: 0.05％∼0.50％,
또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는, 핫 스탬프 성형체의 제조 방법.
제5항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 화학 조성에 있어서, Ca 혹은 REM 또는 이들 양쪽: 합계로 0.0005％∼0.0300％가 성립되는 것을 특징으로 하는, 핫 스탬프 성형체의 제조 방법.