KR20160097347A - 열간 성형 부재 및 그 제조 방법 - Google Patents

열간 성형 부재 및 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20160097347A
KR20160097347A KR1020167018726A KR20167018726A KR20160097347A KR 20160097347 A KR20160097347 A KR 20160097347A KR 1020167018726 A KR1020167018726 A KR 1020167018726A KR 20167018726 A KR20167018726 A KR 20167018726A KR 20160097347 A KR20160097347 A KR 20160097347A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
hot
steel sheet
less
formed member
chemical composition
Prior art date
Application number
KR1020167018726A
Other languages
English (en)
Other versions
KR101831544B1 (ko
Inventor
고오타로오 하야시
아키라 세키
Original Assignee
신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 filed Critical 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Publication of KR20160097347A publication Critical patent/KR20160097347A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101831544B1 publication Critical patent/KR101831544B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/20—Deep-drawing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D37/00—Tools as parts of machines covered by this subclass
    • B21D37/16—Heating or cooling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/185—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering from an intercritical temperature
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

본 발명에 따른 열간 성형 부재는, 소정의 화학 조성을 갖고, 10면적% 내지 40면적%의 오스테나이트를 함유함과 함께, 상기 오스테나이트 및 마르텐사이트의 결정립 합계 개수 밀도가 1.0개/㎛2 이상인 금속 조직을 갖고, 인장 강도가 900MPa 내지 1300MPa이다.

Description

열간 성형 부재 및 그 제조 방법{HOT-FORMED MEMBER AND PROCESS FOR MANUFACTURING SAME}
본 발명은, 예를 들어 자동차의 보디 구조 부품 및 차륜 주변 부품 등의, 기계 구조 부품 등에 사용되는 열간 성형 부재 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 구체적으로는, 본 발명은 900MPa 내지 1300MPa의 인장 강도를 가지면서, 인장 시험에서의 전체 신장이 15% 이상으로 되는 우수한 연성과, 0℃에서의 샤르피 시험의 충격값이 20J/㎠ 이상으로 되는 우수한 충격 특성을 갖는 열간 성형 부재, 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 자동차의 경량화를 위해서, 차체에 사용하는 강재를 고강도화하여, 강재의 사용 중량을 줄이는 노력이 진행되고 있다. 자동차에 관한 기술 분야에서 널리 사용되는 박강판에 있어서는, 강판 강도의 증가에 수반하여, 프레스 성형성이 저하되어, 복잡한 형상을 갖는 부재를 제조하는 것이 곤란해진다. 구체적으로는, 강판 강도의 증가에 의해 강판의 연성이 저하되고, 이에 의해, 부재 중의 가공도가 높은 부위에서 파단이 발생하고/발생하거나, 부재의 스프링백 및 벽 휨이 커지게 되어 부재의 치수 정밀도가 열화되는 등의 문제가 발생한다. 따라서, 고강도, 특히 900MPa급 이상의 인장 강도를 갖는 강판에 프레스 성형을 적용함으로써 복잡한 형상을 갖는 부재를 제조하는 것은, 용이하지 않다. 프레스 성형이 아니라, 롤 성형에 의하면, 고강도의 강판을 가공할 수 있지만, 롤 성형은, 길이 방향으로 균일한 단면을 갖는 부재의 제조 방법에만 적용할 수 있다.
한편, 특허문헌 1에 개시되어 있는 바와 같이, 가열한 강판을 프레스 성형하는 열간 프레스라 불리는 방법에서는, 고강도 강판으로부터 복잡한 형상의 부재를 치수 정밀도 좋게 성형하는 것이 가능하다. 왜냐하면, 열간 프레스 공정에서는, 고온으로 가열된 상태에서 강판이 가공되므로, 가공 시의 강판은 연질이며, 또한 고연성을 갖고 있기 때문이다. 또한, 열간 프레스에서는, 강판을 프레스 가공 전에 오스테나이트 단상 영역에 가열해 두고, 프레스 가공 후에 강판을 금형 내에서 급냉(담금질)함으로써, 마르텐사이트 변태에 의한 부재의 고강도화도 달성할 수 있다. 따라서, 열간 프레스법은, 부재의 고강도화와 강판의 성형성을 동시에 확보할 수 있는 우수한 성형 방법이다.
또한, 특허문헌 2에는, 실온에서 강판을 미리 소정의 형상으로 성형하고, 이것에 의해 얻어진 부재를 오스테나이트 영역에 가열하고, 또한 금형 내에서 급냉함으로써, 부재의 고강도화를 달성하는 예비 프레스 ?칭법이 개시되어 있다. 열간 프레스의 일 형태인 예비 프레스 ?칭법은, 금형에 의해 부재를 구속하여, 열 왜곡에 의한 부재의 변형을 억제할 수 있다. 예비 프레스 ?칭법은, 부재를 고강도화하여, 더 높은 치수 정밀도를 얻을 수 있는 우수한 성형 방법이다.
그러나, 최근에는, 열간 성형 부재에는 우수한 충격 흡수 특성도 요구되고 있다. 즉, 열간 성형 부재에는, 우수한 연성과 우수한 충격 특성의 양쪽이 요구되어지고 있다. 특허문헌 1 및 특허문헌 2로 대표되는 종래 기술은, 이러한 요구에 부응하는 것이 어렵다. 왜냐하면, 이들 종래 기술에 의해 얻어지는 부재의 금속 조직은 실질적으로 마르텐사이트 단상이기 때문이다.
따라서, 특허문헌 3에는, 강판을 페라이트와 오스테나이트의 2상 온도 영역에서 가열하여 강판의 금속 조직을 페라이트-오스테나이트 2상 조직으로 한 상태에서 강판을 프레스 가공하고, 계속해서 강판을 금형 내에서 급냉하여, 강판의 금속 조직을 페라이트-마르텐사이트 2상 조직으로 변화시킴으로써, 고강도이고 또한 연성이 우수한 부재를 얻는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 상기 기술에 의해 얻어진 부재의 신장은 약 10% 이하이므로, 연성에 관하여, 특허문헌 3에 개시된 부재는 충분히 우수한 것은 아니다. 자동차에 관한 기술 분야에서 구해지는 부재와 같은, 우수한 충격 흡수 특성을 필요로 하는 부재는, 상기 부재보다 더 우수한 연성을 갖는 것, 구체적으로는, 15% 이상의 신장을 갖는 것이 필요하며, 바람직하게는 18% 이상의 신장, 더 바람직하게는 21% 이상의 신장이 요구된다.
그런데, TRIP강(TRansformation Induced Plasticity steel) 및 Q&P강(Quench & Partitioning Steel)을 위한 조직 제어법을 열간 프레스법에 적용함으로써, 열간 프레스법에 의해 얻어지는 부재의 연성을 현저하게 높이는 것이 가능해진다. 이것은, 후술하는 바와 같은 특별한 열처리에 의해, 잔류 오스테나이트가 부재의 금속 조직에 발생하기 때문이다.
특허문헌 4에는, Si와 Mn을 적극적으로 첨가한 강판을 페라이트-오스테나이트 2상 온도 영역에 미리 가열해 두고, 계속해서 딥 드로잉 장치에 의해 강판에 성형과 급냉을 동시에 실시하여, 얻어지는 부재의 금속 조직을 페라이트와 마르텐사이트와 오스테나이트를 함유하는 복상 조직으로 변화시킴으로써, 고강도를 갖고, 또한 연성이 우수한 부재를 얻는 기술이 개시되어 있다. 오스테나이트를 부재의 금속 조직 중에 함유시키기 위해서는, 300℃ 내지 400℃에서의 등온 유지 처리, 즉, 오스템퍼 처리를 강판에 행할 필요가 있다. 따라서, 특허문헌 4의 딥 드로잉 장치의 금형은 300℃ 내지 400℃로 가열 제어되어야만 한다. 또한, 특허문헌 4의 실시예에 기재되어 있는 바와 같이, 부재에 60초간 정도의 금형 내 유지를 행할 필요가 있게 된다. 그러나, 오스템퍼 처리를 행하는 경우, 유지 온도 및 유지 시간에 따라서, 강판의 인장 강도뿐만 아니라, 강판의 신장도 현저하게 변동한다. 따라서, 오스템퍼 처리를 행하는 경우, 안정된 기계 특성을 확보할 수 없다. 또한, 본 발명이 대상으로 하는 강종과 같은, Si를 많이 함유하는 강을 오스템퍼 처리하는 경우, 매우 경질의 마르텐사이트가 금속 조직 중에 생성하기 쉬워져서, 이 마르텐사이트에 의해 부재의 충격 특성이 현저하게 열화된다는 문제가 발생한다.
특허문헌 5에는, Si와 Mn을 적극적으로 첨가한 강판을 2상 온도 영역, 또는, 오스테나이트 단상 영역에 미리 가열해 두고, 계속해서 강판에 성형과 소정의 온도에 이르기까지의 급냉을 동시에 행하여, 더 얻어진 부재를 재가열하고, 이에 의해 부재의 금속 조직을 마르텐사이트 및 오스테나이트를 함유하는 복상 조직으로 함으로써, 고강도를 갖고, 또한 연성이 우수한 부재를 얻는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 전술한 기술에 의한 제조 방법에서는, 급냉 조건, 구체적으로는, 냉각을 정지하는 온도에 따라서, 부재의 인장 강도가 현저하게 변동된다는 문제가 있다. 또한, 냉각 정지 온도의 제어가 극히 어렵다는 공정상의 문제도, 전술한 제조 방법에서는 불가피하다. 또한, 종래의 열간 성형 부재의 제조 방법과는 달리, 특허문헌 5에 따른 제조 방법에서는 재가열이라는 더한층의 열처리 공정이 필요하게 된다. 따라서, 특허문헌 5에 따른 제조 방법은, 종래의 열간 성형 부재의 제조 방법에 대하여 현저하게 생산성이 낮다. 또한, 특허문헌 5의 실시예에 기재되어 있는 바와 같이, 특허문헌 5의 제조 방법에서는 강판을 고온으로 가열할 필요가 있으므로, 부재의 금속 조직 중에 마르텐사이트 등의 제2 상이 성기게 분포되기 쉬워진다. 이러한 점은, 부재의 충격 특성이 현저하게 열화된다는 문제를 발생시킨다.
따라서, TRIP강 및 Q&P강을 위한 조직 제어법을 이용하지 않고, 잔류 오스테나이트를 함유하는 강판 부재가 얻어지는 열간 성형법을, 새롭게 검토해야 한다.
한편, Mn을 적극적으로 첨가한 저탄소강을 A1점 근방에서 열처리함으로써, 우수한 강도와 우수한 연성을 양립시킨 강재가 얻어진다. 예를 들어, 비특허문헌 1에는, 0.1%C-5%Mn 합금을 열간 압연하여, 더욱 재가열함으로써 얻어지는, 수십%의 잔류 오스테나이트를 함유하고, 고강도를 갖고, 또한 연성이 매우 우수한 강재가 개시되어 있다.
영국 특허공보 제1490535호 일본 특허공개 평10-96031호 공보 일본 특허공개 제2010-65292호 공보 일본 특허공표 제2009-508692호 공보 일본 특허공개 제2011-184758호 공보
열처리, 37권 4호(1997), P. 204
상기 비특허문헌 1에 개시된 방법과 같이, 열간 성형 부재의 화학 조성을 적정화하고, 또한 열간 성형 공정에서의 열 처리 온도를 A1점 근방으로 엄격하게 제어함으로써, 잔류 오스테나이트를 함유하는 열간 성형 부재를 제조하는 것은 가능하다. 그러나, 비특허문헌 1에 개시된 방법에서는, 인장 강도 및 신장에 미치는 가열 시간의 영향이 매우 크다. 얻어지는 인장 강도 및 신장의 변화를 억제하기 위해서는, 30분간 이상의 가열이 필요해진다. 이와 같은 장시간의 가열에 의한 조직 제어는, 생산성과, 부재의 표면 품질을 고려하면, 열간 성형 부재의 생산 기술에 적용할 수 없다. 또한, 상기 비특허문헌 1에 개시된 방법에서는, 시멘타이트의 용해가 불충분해지기 쉬우므로, 이 기술에서 얻어지는 열간 성형 부재의 충격 특성이 충분하지 못한 것이 쉽게 예상된다.
이와 같이, 열간 성형에 의해 제조되고, 900MPa 이상의 인장 강도를 갖고, 또한 연성 및 충격 특성이 우수한 부재를 제공하는 양산 기술은 아직 확립되어 있지 않다.
본 발명의 과제는, 전술한 바와 같이 종래에는 양산하는 것이 불가능한, 900MPa 이상의 인장 강도를 갖고, 연성 및 충격 특성이 우수한 열간 성형 부재, 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
본 발명자들은, 인장 강도가 900MPa 이상의 열간 성형 부재의 연성과 충격 특성을 개선하기 위해 예의 검토를 행한 결과, (1) 열간 성형 부재 중의 Si 함유량을, 통상의 열간 성형용 강판과 비교해서 증대시키고, (2) 열간 성형 부재의 금속 조직을, 소정량의 오스테나이트를 함유하고, 또한 미세한 오스테나이트 및 마르텐사이트가 전체적으로 존재하는 금속 조직으로 함으로써, 열간 성형 부재의 연성 및 충격 특성이 현저하게 개선된다고 하는 새 지견을 얻었다. 그리고, 이러한 금속 조직을 얻기 위해서는, 전술한 열간 성형 부재의 화학 조성과 동일한 화학 조성을 갖고, 베이나이트 및 상기 마르텐사이트로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하고, 시멘타이트의 결정립이 소정의 개수 밀도로 존재하는 금속 조직을 갖는 소지 강판을 열간 성형 부재의 원재료로서 사용하고 또한 열간 성형 시의 열처리 조건을 적정화함으로써, 달성된다고 하는 새 지견을 얻었다.
본 발명은 그 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다.
(1) 본 발명의 일 형태에 따른 열간 성형 부재는, 화학 조성이, 질량%로, C: 0.05% 내지 0.40%, Si: 0.5% 내지 3.0%, Mn: 1.2% 내지 8.0%, P: 0.05% 이하, S: 0.01% 이하, sol.Al: 0.001% 내지 2.0%, N: 0.01% 이하, Ti: 0% 내지 1.0%, Nb: 0% 내지 1.0%, V: 0% 내지 1.0%, Cr: 0% 내지 1.0%, Mo: 0% 내지 1.0%, Cu: 0% 내지 1.0%, Ni: 0% 내지 1.0%, Ca: 0% 내지 0.01%, Mg: 0% 내지 0.01%, REM: 0% 내지 0.01%, Zr: 0% 내지 0.01%, B: 0% 내지 0.01%, Bi: 0% 내지 0.01%, 및 잔량부: Fe 및 불순물이며, 10면적% 내지 40면적%의 오스테나이트를 함유함과 함께, 상기 오스테나이트의 결정립 및 마르텐사이트의 결정립 합계 개수 밀도가 1.0개/㎛2 이상인 금속 조직을 갖고, 인장 강도가 900MPa 내지 1300MPa이다.
(2) 상기 (1)에 기재된 열간 성형 부재는, 상기 화학 조성이, 질량%로, Ti: 0.003% 내지 1.0%, Nb: 0.003% 내지 1.0%, V: 0.003% 내지 1.0%, Cr: 0.003% 내지 1.0%, Mo: 0.003% 내지 1.0%, Cu: 0.003% 내지 1.0%, 및 Ni: 0.003% 내지 1.0%로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 열간 성형 부재는, 상기 화학 조성이, 질량%로, Ca: 0.0003% 내지 0.01%, Mg: 0.0003% 내지 0.01%, REM: 0.0003% 내지 0.01%, 및 Zr: 0.0003% 내지 0.01% 이하로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 열간 성형 부재는, 상기 화학 조성이, 질량%로, B: 0.0003% 내지 0.01％를 함유해도 된다.
(5) 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 열간 성형 부재는, 상기 화학 조성이, 질량%로, Bi: 0.0003% 내지 0.01% 이하를 함유해도 된다.
(6) 본 발명의 다른 형태에 따른 열간 성형 부재의 제조 방법은, 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 기재된 열간 성형 부재의 상기 화학 조성과 동일한 화학 조성을 갖고, 또한 Mn 함유량이 2.4질량% 내지 8.0질량%이며, 베이나이트 및 마르텐사이트로부터 선택된 1종 또는 2종을 합계 70면적% 이상 함유하고, 시멘타이트의 결정립이 1.0개/㎛2 이상의 개수 밀도로 존재하는 금속 조직을 갖는 소지 강판을 670℃ 이상 780℃ 미만 또한 Ac3점 미만의 온도 영역에서 가열하는 가열 공정과, 상기 가열 공정에 이어서, 상기 소지 강판의 온도를 670℃ 이상 780℃ 미만 또한 Ac3점 미만의 온도 영역에 2분간 내지 20분간 유지하는 유지 공정과, 상기 유지 공정에 이어서, 상기 소지 강판에 열간 성형을 행하는 열간 성형 공정과, 상기 열간 성형 공정에 이어서, 상기 소지 강판을, 600℃ 내지 150℃의 온도 영역에서 평균 냉각 속도가 5℃/초 내지 500℃/초인 조건으로 냉각하는 냉각 공정을 포함한다.
(7) 본 발명의 다른 형태에 따른 열간 성형 부재의 제조 방법은, 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 기재된 열간 성형 부재의 상기 화학 조성과 동일한 화학 조성을 갖고, 또한 Mn 함유량이 1.2질량% 이상 2.4질량% 미만이고, 베이나이트 및 마르텐사이트로부터 선택된 1종 또는 2종을 합계 70면적% 이상 함유하고, 시멘타이트의 결정립이 1.0개/㎛2 이상의 개수 밀도로 존재하는 금속 조직을 갖는 소지 강판을 670℃ 이상 780℃ 미만 또한 Ac3점 미만의 온도 영역에서 가열하는 가열 공정과, 상기 가열 공정에 이어서, 상기 소지 강판의 온도를 상기 670℃ 이상 780℃ 미만 또한 Ac3점 미만의 온도 영역에 2분간 내지 20분간 유지하는 유지 공정과, 상기 유지 공정에 이어서, 상기 소지 강판에 열간 성형을 행하는 열간 성형 공정과, 상기 열간 성형 공정에 이어서, 상기 소지 강판을, 600℃ 내지 500℃의 온도 영역에서 평균 냉각 속도가 5℃/초 내지 500℃/초이며, 또한 500℃ 미만 150℃ 이상의 온도 영역에서 상기 평균 냉각 속도가 5℃/초 내지 20℃/초인 조건으로 냉각하는 냉각 공정을 포함한다.
본 발명에 의해, 연성이 매우 우수하고, 충격 특성에도 더 우수한, 인장 강도가 900MPa 이상의 열간 성형 부재의 실용화가 비로소 가능해진다고 하는, 기술적으로 가치 있는 효과가 달성된다.
도 1은, 본 발명에 따른 제조 방법을 나타내는 흐름도이다.
다음으로, 전술한 지견에 기초하여 달성된, 본 발명의 일 실시 형태에 따른 열간 성형 부재와 그 제조 방법에 대하여 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서는, 열간 성형에 대하여, 구체적 형태인 열간 프레스를 예로 들어 설명한다. 그러나, 이하의 설명에 있어서 개시되는 제조 조건과 실질적으로 동일한 제조 조건이 달성되는 것이면, 열간 프레스 이외의 성형 방법, 예를 들어 롤 성형 등을 열간 성형 방법으로서 채용해도 된다.
1. 화학 조성
처음에, 본 발명의 일 실시 형태에 따른 열간 성형 부재의 화학 조성에 대하여 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 각 합금 원소의 함유량을 나타내는 「%」는, 특별히 언급이 없는 한 「질량%」를 의미한다. 또한, 강의 화학 조성은 열간 성형이 행해져도 변화되지 않으므로, 열간 성형을 받기 전의 소지 강판 중의 각 원소의 함유량과, 열간 성형 후의 열간 성형 부재 중의 각 원소의 함유량은 각각 동등하다.
(C: 0.05% 내지 0.40%)
C는, 강의 담금질성을 높이고, 또한 담금질 후의 열간 성형 부재의 강도에 가장 강하게 영향을 미치는, 매우 중요한 원소이다. C 함유량이 0.05% 미만에서는, 담금질 후에 900MPa 이상의 인장 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, C 함유량은 0.05% 이상으로 한다. 한편, C 함유량이 0.40% 초과에서는, 열간 성형 부재의 충격 특성이 현저하게 열화된다. 따라서, C 함유량은 0.40% 이하로 한다. 열간 성형 부재의 용접성을 향상시키기 위해서는, C 함유량을 0.25% 이하로 하는 것이 바람직하다. 열간 성형 부재의 강도를 안정적으로 확보하기 위해서는, C 함유량을 0.08% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
(Si: 0.5% 내지 3.0%)
Si는, 담금질 후의 강의 강도를 안정적으로 확보하기 위해서, 매우 효과적인 원소이다. 또한, Si를 첨가함으로써 금속 조직 중의 오스테나이트가 증가하고, 열간 성형 부재의 연성이 향상된다. Si 함유량이 0.5% 미만에서는, 상기 작용을 얻는 것이 곤란하다. 특히, 본 실시 형태에 있어서 오스테나이트가 부족한 경우, 필요한 연성이 얻어지지 않으므로, 산업 이용상 매우 불리해진다. 따라서, Si 함유량은 0.5% 이상으로 한다. 또한, Si 함유량을 1.0% 이상으로 하면, 연성이 더욱 향상되게 된다. 따라서, Si 함유량은 1.0% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Si 함유량이 3.0% 초과에서는, 상기 작용에 의한 효과는 포화해서 경제적으로 불리해지는 동시에, 열간 성형 부재의 표면 성상의 열화가 현저해진다. 따라서, Si 함유량은 3.0% 이하로 한다. 열간 성형 부재의 표면 성상의 열화를 더욱 확실하게 방지하기 위해서는, Si 함유량을 2.5% 이하로 하는 것이 바람직하다.
(Mn: 1.2% 이상 8.0% 이하)
Mn은, 강의 담금질성을 높이고, 담금질 후의 강도를 안정적으로 확보하기 위해서, 매우 효과적인 원소이다. 또한, Mn은, 담금질 후의 열간 성형 부재의 연성을 높이는 효과도 갖는다. 그러나, Mn 함유량이 1.2% 미만에서는, 그들 효과를 충분히 얻지 못하여, 담금질 후에 900MPa 이상의 인장 강도를 확보하는 것이 매우 곤란해진다. 따라서, Mn 함유량은 1.2% 이상으로 한다. 또한, Mn 함유량을 2.4% 이상으로 하면, 열간 성형 부재의 연성이 더욱 높아지고, 후술하는 열간 성형 후의 완(緩)냉각이 제조 공정에 있어서 불필요하게 되어, 생산성이 현저하게 향상된다. 이로 인해, Mn 함유량은 2.4% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Mn 함유량이 8.0% 초과에서는, 오스테나이트가 열간 성형 부재 중에 과잉으로 생성하고, 지연 파괴가 발생하기 쉬워진다. 따라서, Mn 함유량은 8.0% 이하로 한다. 또한, 열간 성형을 적용하기 전의 소지 강판의 인장 강도를 낮게 하면, 후의 열간 성형 공정에서의 생산성이 향상된다. 이 효과를 얻기 위해서는, Mn 함유량을 6.0% 이하로 하는 것이 바람직하다.
(P: 0.05% 이하)
P는, 일반적으로는 강에 불가피하게 함유되는 불순물이다. 그러나 본 실시 형태에 있어서, P는 고용 강화에 의해 강의 강도를 높이는 작용을 가지므로, P를 적극적으로 함유시켜도 된다. 그러나, P 함유량이 0.05% 초과에서는, 열간 성형 부재의 용접성 열화가 현저해지는 경우가 있다. 따라서, P 함유량은 0.05% 이하로 한다. 열간 성형 부재의 용접성 열화를 더욱 확실하게 방지하기 위해서는, P 함유량을 0.02% 이하로 하는 것이 바람직하다. 상기한 강도 향상 작용을 보다 확실하게 얻기 위해서는, P 함유량을 0.003% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, P 함유량이 0%였다고 해도, 과제를 해결하기 위해 필요한 특성을 얻을 수 있으므로, P 함유량의 하한값을 제한할 필요는 없다. 즉, P 함유량의 하한값은 0%이다.
(S: 0.01% 이하)
S는, 강에 함유되는 불순물이며, 용접성을 향상시키기 위해서는, S 함유량이 낮을수록 바람직하다. S 함유량이 0.01% 초과에서는, 용접성의 저하가, 허용할 수 없을 정도로 현저해진다. 따라서, S 함유량은 0.01% 이하로 한다. 용접성의 저하를 더욱 확실하게 방지하기 위해서는, S 함유량은, 0.003% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0015% 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. S 함유량은 적으면 적을수록 바람직하므로, S 함유량의 하한값을 규정할 필요는 없다. 즉, S 함유량의 하한값은 0%이다.
(sol.Al: 0.001% 내지 2.0%)
sol.Al이란, 고용 상태에서 강 중에 존재하는 고용 Al을 나타낸다. Al은, 강을 탈산하는 작용을 갖는 원소이며, 또한 Ti 등의 탄질화물 형성 원소가 산화하는 것을 방지하여, 탄질화물의 형성을 촉진하는 작용을 갖는 원소이기도 하다. 이들 작용에 의해, 표면 흠집이 강재에 발생하는 것을 억제하여, 강재의 제조 수율을 향상시킬 수 있다. sol.Al 함유량이 0.001% 미만에서는, 상기 작용을 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, sol.Al 함유량은 0.001% 이상으로 한다. 상기 작용을 더욱 확실하게 얻기 위해서는, sol.Al 함유량이 0.01% 이상인 것이 바람직하다. 한편, sol.Al 함유량이 2.0% 초과에서는, 열간 성형 부재의 용접성이 현저하게 저하됨과 함께, 산화물계 개재물이 열간 성형 부재 중에 증가하여, 열간 성형 부재의 표면 성상이 현저하게 열화된다. 따라서, sol.Al 함유량은 2.0% 이하로 한다. 상기한 현상을 더욱 확실하게 회피하기 위해서는, sol.Al 함유량이 1.5% 이하인 것이 바람직하다.
(N: 0.01% 이하)
N은, 강에 불가피하게 함유되는 불순물이며, 용접성을 향상시키기 위해서는, N 함유량이 낮은 편이 바람직하다. N 함유량이 0.01% 초과에서는, 열간 성형 부재의 용접성의 저하가, 허용할 수 없을 정도로 현저해진다. 따라서, N 함유량은 0.01% 이하로 한다. 용접성의 저하를 더욱 확실하게 회피하기 위해서, N 함유량은 바람직하게는 0.006% 이하이다. N 함유량은 적으면 적을수록 바람직하므로, N 함유량의 하한값을 규정할 필요는 없다. 즉, N 함유량의 하한값은 0%이다.
본 실시 형태에 따른 열간 성형 부재의 화학 조성은, 잔량부가 Fe 및 불순물이다. 불순물이라 함은, 강재를 공업적으로 제조할 때, 광석 혹은 스크랩 등과 같은 원료, 또는 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분으로서, 본 실시 형태에 따른 열간 성형 부재의 특성에 악영향을 주지 않는 범위에서 함유가 허용되는 것을 의미한다. 그러나, 실시 형태에 따른 열간 성형 부재는, 임의 성분으로서, 이하에 설명하는 바와 같은 원소를 더 함유해도 된다. 또한, 이하에 설명하는 임의 원소를 열간 성형 부재에 함유시키지 않아도, 과제를 해결하기 위해서 필요한 특성을 얻을 수 있으므로, 임의 원소 함유량의 하한값을 제한할 필요는 없다. 즉, 임의 원소 함유량의 하한값은 0%이다.
(Ti: 0% 내지 1.0%, Nb: 0% 내지 1.0%, V: 0% 내지 1.0%, Cr: 0% 내지 1.0%, Mo: 0% 내지 1.0%, Cu: 0% 내지 1.0%, 및 Ni: 0% 내지 1.0% 이하로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상)
이들 원소는, 모두 열간 성형 부재의 담금질성을 높이고, 또한 담금질 후의 열간 성형 부재의 강도를 안정적으로 확보하기 위해 효과적인 원소이다. 따라서, 이들 원소 중 1종 또는 2종 이상을 함유시켜도 된다. 그러나, Ti, Nb 및 V에 대해서는, 각각 1.0％를 초과해서 함유시키면, 제조 공정에 있어서 열간 압연 및 냉간 압연의 실시가 곤란해진다. 또한, Cr, Mo, Cu 및 Ni에 대해서는, 1.0％를 초과해서 함유시키면, 상기 작용에 의한 효과가 포화하여, 경제적으로 불리해진다. 따라서, 각 원소를 함유시키는 경우, 각 원소의 함유량은, 각각 상기와 같이 한다. 또한, 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, Ti: 0.003% 이상, Nb: 0.003% 이상, V: 0.003% 이상, Cr: 0.003% 이상, Mo: 0.003% 이상, Cu: 0.003% 이상 및 Ni: 0.003% 이상 중 적어도 1종을 충족시키는 것이 바람직하다.
(Ca: 0% 내지 0.01%, Mg: 0% 내지 0.01%, REM: 0% 내지 0.01%, 및 Zr: 0% 내지 0.01%로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상)
이들 원소는, 모두 개재물 제어, 특히 개재물의 미세 분산화에 기여하고, 열간 성형 부재의 저온 인성을 높이는 작용을 갖는 원소이다. 따라서, 이들 원소 중 1종 또는 2종 이상을 함유시켜도 된다. 그러나, 어떠한 원소도 0.01％를 초과해서 함유시키면, 열간 성형 부재의 표면 성상을 열화시키는 경우가 있다. 따라서, 각 원소를 함유시키는 경우, 각 원소의 함유량은, 각각 상기와 같이 한다. 또한, 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, 첨가하는 상기 각 원소의 함유량을 각각 0.0003% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
여기서, 「REM」이란 용어는, Sc, Y 및 란타노이드로 이루어지는 합계 17 원소를 가리키고, 「REM의 함유량」이라 함은, 이들 17 원소의 합계 함유량을 의미한다. 란타노이드를 REM으로서 사용하는 경우, 공업적으로는, REM은 미시 메탈의 형태로 첨가된다.
(B: 0% 내지 0.01%)
B는, 열간 성형 부재의 저온 인성을 높이는 작용을 갖는 원소이다. 따라서, 열간 성형 부재에 B를 함유시켜도 된다. 그러나, 0.01％를 초과해서 B를 함유시키면, 소지 강판의 열간 가공성이 열화되어, 열간 압연의 실시가 곤란해진다. 따라서, B를 열간 성형 부재 중에 함유시키는 경우, B 함유량은 0.01% 이하로 한다. 또한, 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, B 함유량을 0.0003% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
(Bi: 0% 내지 0.01%)
Bi는, 열간 성형 부재의 변형 시에 있어서의 깨짐을 억제하는 작용을 갖는 원소이다. 따라서, Bi를 열간 성형 부재에 함유시켜도 된다. 그러나, 0.01％를 초과한 양의 Bi를 함유시키면, 소지 강판의 열간 가공성이 열화되어, 열간 압연의 실시가 곤란해진다. 따라서, Bi를 열간 성형 부재 중에 함유시키는 경우, Bi 함유량은 0.01% 이하로 한다. 또한, 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, Bi 함유량을 0.0003% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
2. 열간 성형 부재의 금속 조직
다음으로, 본 실시 형태에 따른 열간 성형 부재의 금속 조직에 대하여 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 각 금속 조직의 함유량을 나타내는 「%」는, 특별히 언급이 없는 한 「면적%」를 의미한다.
이하에서 설명하는 금속 조직의 구성은, 판 두께의 대략 1/2t의 위치 내지 대략 1/4t의 위치이며, 또한 중심 편석부가 아닌 위치에서의 구성이다. 중심 편석부는, 강재의 대표적인 금속 조직과는 상이한 금속 조직을 갖는 경우가 있다. 그러나, 중심 편석부는, 판 두께 전체에 대하여 미소한 영역이며, 강재의 특성에 거의 영향을 미치지 않는다. 즉, 중심 편석부의 금속 조직은, 강재의 금속 조직을 대표하고 있다고 할 수 없다. 따라서, 본 실시 형태에 따른 열간 성형 부재의 금속 조직의 규정은, 판 두께의 대략 1/2t의 위치 내지 대략 1/4t의 위치이며, 또한 중심 편석부가 아닌 위치에서의 것으로 한다. 또한, 「1/2t의 위치」라 함은, 열간 성형 부재의 표면으로부터 부재 두께 t의 1/2의 깊이인 위치를 나타내고, 「1/4t의 위치」라 함은, 열간 성형 부재의 표면으로부터 부재 두께 t의 1/4의 깊이인 위치를 나타낸다.
(오스테나이트의 면적률: 10% 내지 40%)
강 중에 적당량의 오스테나이트를 함유시킴으로써, 열간 성형 부재의 연성이 현저하게 향상된다. 오스테나이트의 면적률이 10% 미만에서는, 우수한 연성을 확보하는 것이 곤란하다. 따라서, 오스테나이트의 면적률은 10% 이상으로 한다. 또한, 오스테나이트의 면적률을 18% 이상으로 하는 것은, 열간 성형 부재의 신장을 21% 이상으로 하고, 매우 우수한 연성을 열간 성형 부재에 발현시키는 것에 기여한다. 따라서, 오스테나이트의 면적률은 18% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 오스테나이트의 면적률이 40% 초과에서는, 지연 파괴가 열간 성형 부재에 발생하기 쉬워진다. 따라서, 오스테나이트의 면적률은 40% 이하로 한다. 지연 파괴의 발생을 확실하게 방지하기 위해서는, 오스테나이트의 면적률을 32% 이하로 하는 것이 바람직하다.
오스테나이트의 면적률의 측정법은 당업자에게는 주지의 사실이며, 본 실시 형태에 있어서도 통상의 방법에 의해 측정할 수 있다. 후에 설명하는 실시예에서는, 오스테나이트의 면적률은 X선 회절로 구해졌다.
(오스테나이트 및 마르텐사이트의 분포: 오스테나이트 및 마르텐사이트의 결정립 합계 개수 밀도: 1.0개/㎛2 이상)
미세한 경질 조직을 금속 조직 중에 많이 존재시키는 것, 즉, 금속 조직 중의 오스테나이트 및 마르텐사이트의 개수 밀도를 높임으로써, 열간 성형 시의 열간 성형 부재의 소성 변형이 미시적으로 국재화하는 것을 방지할 수 있다. 이에 의해, 변형 시에 발생하는 오스테나이트 및 마르텐사이트의 깨짐이 억제되어, 열간 성형 부재의 충격 특성을 향상시킬 수 있다. 인장 강도가 900MPa 이상이며, 또한 우수한 충격 특성을 갖는 열간 성형 부재를 달성하기 위해서는, 열간 성형 부재의 금속 조직을, 오스테나이트 및 마르텐사이트가 합계 1.0개/㎛2 이상의 개수 밀도로 존재하는 금속 조직으로 한다. 또한, 전술한 충격 특성 향상 효과를 더욱 확실하게 얻기 위해서, 오스테나이트 및 마르텐사이트의 결정립의 합계 개수 밀도의 하한값을 1.3개/㎛2로 하는 것이 더욱 바람직하다. 오스테나이트 입자 및 마르텐사이트 입자의 합계 개수 밀도는, 클수록 바람직하다. 오스테나이트 입자 및 마르텐사이트 입자의 합계 개수 밀도가 클수록, 변형의 국재화가 억제되어, 충격 특성이 더욱 향상하기 때문이다. 따라서, 오스테나이트 입자 및 마르텐사이트 입자의 합계 개수 밀도의 상한값을 규정할 필요는 없다. 그러나, 제조 설비의 능력을 고려하면, 3.0개/㎛2 정도가, 오스테나이트 입자 및 마르텐사이트 입자의 합계 개수 밀도의 실질적인 상한값으로 된다.
오스테나이트 입자의 개수와 마르텐사이트 입자의 개수의 비를 규정할 필요는 없다. 만일 금속 조직 중에 마르텐사이트 입자가 포함되지 않아도, 전술한 깨짐 억제 효과를 얻을 수 있다.
오스테나이트 입자 및 마르텐사이트 입자의 개수 밀도는, 이하와 같은 방법에 의해 구할 수 있다. 우선, 열간 성형 부재의 원료인 소지 강판의 압연 방향과 압연 방향에 대하여 수직인 방향을 따라서, 열간 성형 부재로부터 시험편을 채취한다. 계속해서, 시험편의, 압연 방향을 따른 단면 및 압연 방향에 대하여 수직인 단면의 금속 조직을 전자 현미경으로 촬영한다. 이것에 의해 얻어진, 800㎛ 사방의 영역의 전자 현미경 사진을 화상 해석함으로써, 오스테나이트 입자 및 마르텐사이트 입자의 개수 밀도를 산출한다. 오스테나이트 입자 및 마르텐사이트 입자를 주위의 조직으로부터 구별하는 것은, 전자 현미경을 사용하면, 용이하게 행할 수 있다.
또한, 오스테나이트 입자 및 마르텐사이트 입자의 평균 결정입경을 규정할 필요는 없다. 일반적으로, 평균 결정입경이 큰 경우, 강의 강도에 악영향을 미치는 경우가 있다. 그러나, 전술한 개수 밀도가 달성되어 있으면, 오스테나이트 입자 및 마르텐사이트 입자의 입경이 조대화하는 일은 없다.
(기타 조직)
전술한 오스테나이트 및 마르텐사이트 이외의 금속 조직으로서, 페라이트, 베이나이트, 시멘타이트 및 펄라이트 중 1종 또는 2종 이상을 열간 성형 부재에 함유시켜도 된다. 오스테나이트 및 마르텐사이트의 함유량이 전술한 규정 범위 내이면, 페라이트, 베이나이트, 시멘타이트 및 펄라이트의 함유량은 특별히 규정되지 않는다.
(인장 강도: 900MPa 내지 1300MPa)
본 실시 형태에 따른 열간 성형 부재의 인장 강도는 900MPa 이상이다. 이와 같은 인장 강도를 가짐으로써, 본 실시 형태에 따른 강판을 사용하는 각종 부재의 경량화를 달성할 수 있다. 그러나, 인장 강도가 1300MPa를 상회하면, 강판에 취성 파괴가 발생하기 쉬워진다. 따라서, 강판의 인장 강도의 상한값을 1300MPa로 한다. 이와 같은 인장 강도는, 전술한 화학 성분 및 후술하는 제조 방법에 의해 달성된다.
3. 제조 방법
다음으로, 상기한 특징을 갖는 본 실시 형태에 따른 열간 성형 부재의 바람직한 제조 방법에 대하여 설명한다.
인장 강도 900MPa 이상의 강도와, 우수한 연성 및 충격 특성의 양쪽을 확보하기 위해서는, 담금질 후의 조직을, 전술한 바와 같이 10면적% 내지 40면적%의 오스테나이트를 함유함과 함께, 오스테나이트 및 마르텐사이트의 결정립의 합계 개수 밀도가 1.0개/㎛2 이상인 금속 조직으로 할 필요가 있다.
이와 같은 금속 조직을 얻기 위해서는, 상기한 열간 성형 부재의 화학 조성과 동일한 화학 조성을 갖고, 베이나이트 및 마르텐사이트로부터 선택된 1종 또는 2종을 합계 70면적% 이상 함유하고, 시멘타이트의 결정립이 1.0개/㎛2 이상의 개수 밀도로 존재하는 금속 조직을 갖는 소지 강판을, 가열 공정에서, 670℃ 이상 780℃ 미만 또한 Ac3점 미만의 온도 영역에서 가열하고, 계속해서 유지 공정에서, 소지 강판의 온도를 670℃ 이상 780℃ 미만 또한 Ac3점 미만의 온도 영역에 2분간 내지 20분간 유지하고, 계속해서 열간 성형 공정에서, 소지 강판을 열간 프레스한다. 「670℃ 이상 780℃ 미만 또한 Ac3점 미만의 온도 영역」이라 함은, Ac3점이 780℃ 이상이면 「670℃ 이상 780℃ 미만의 온도 영역」을 나타내고, Ac3점이 780℃ 미만이면 「670℃ 이상 Ac3점 미만의 온도 영역」을 나타낸다.
그리고, 소지 강판의 Mn 함유량이 2.4질량% 내지 8.0질량%인 경우, 열간 성형 공정에 이어서, 냉각 공정에서, 소지 강판을 600℃ 내지 150℃의 온도 영역에서 평균 냉각 속도가 5℃/초 내지 500℃/초인 조건으로 냉각한다. 소지 강판의 Mn 함유량이 1.2질량% 이상 2.4질량% 미만인 경우, 열간 성형 공정에 이어서, 냉각 공정에서, 600℃ 내지 500℃의 온도 영역에서 평균 냉각 속도가 5℃/초 내지 500℃/초이며, 또한 500℃ 미만 150℃ 이상의 온도 영역에서 평균 냉각 속도가 5℃/초 내지 20℃/초인 조건으로 냉각한다.
열간 프레스에 제공하는 소지 강판에는, 상기한 열간 성형 부재의 화학 조성과 동일한 화학 조성을 갖고 또한 베이나이트 및 마르텐사이트로부터 선택된 1종 또는 2종을 합계 70면적% 이상 함유하고, 시멘타이트의 결정립이 1.0개/㎛2 이상의 개수 밀도로 존재하는 금속 조직을 갖는 소지 강판을 사용한다. 이 소지 강판이란, 예를 들어 열연 강판, 냉연 강판, 용융 아연 도금 냉연 강판, 또는, 합금화 용융 아연 도금 냉연 강판이다. 상기한 금속 조직을 갖는 소지 강판을, 후술하는 바와 같은 열처리 조건으로 열간 프레스함으로써, 전술한 금속 조직을 갖고, 인장 강도가 900MPa 이상이며, 또한 연성과 충격 특성에 우수한 열간 성형 부재가 얻어진다.
전술한 소지 강판의 금속 조직의 규정은, 판 두께의 대략 1/2t의 위치 내지 대략 1/4t의 위치이며, 또한 중심 편석부가 아닌 위치에 있어서 행해지도록 한다. 소지 강판의 금속 조직의 구성을 이 위치에서 규정하는 이유는, 열간 성형 부재의 금속 조직의 구성을 판 두께의 대략 1/2t의 위치 내지 대략 1/4t의 위치이며, 또한 중심 편석부가 아닌 위치에서 규정하는 이유와 동일하다.
(베이나이트 및 마르텐사이트로부터 선택된 1종 또는 2종: 합계 70면적% 이상)
소지 강판에 있어서의 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계 면적률이 70% 이상이면, 후술하는 열간 프레스의 가열 공정에 있어서, 전술한 열간 성형 부재의 금속 조직이 형성되고, 담금질 후의 강도를 안정적으로 확보하기 쉬워진다. 따라서, 소지 강판에 있어서의 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계 면적률은 70% 이상인 것이 바람직하다. 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계 면적률의 상한을 규정할 필요는 없지만, 시멘타이트의 결정립을 1.0개/㎛2 이상의 개수 밀도로 존재시키기 위해서는, 실질적인 합계 면적률의 상한은 99.5 면적% 정도로 된다.
베이나이트 및 마르텐사이트 각각의 면적률의 측정법은 당업자에게는 주지의 사실이며, 본 실시 형태에 있어서도 통상의 방법에 의해 측정할 수 있다. 후술하는 실시예에서는, 베이나이트 및 마르텐사이트 각각의 면적률은, 금속 조직의 전자 현미경 상을 화상 해석함으로써 구해졌다.
(시멘타이트의 결정립의 개수 밀도: 1.0개/㎛2 이상)
소지 강판 중의 시멘타이트의 결정립은, 열간 프레스 시의 가열 및 냉각 시에, 오스테나이트 및 마르텐사이트의 석출핵으로 된다. 열간 성형 부품의 금속 조직에서는, 오스테나이트 및 마르텐사이트의 합계 개수 밀도가 1.0개/㎛2 이상일 필요가 있지만, 이와 같은 금속 조직을 얻기 위해서는, 소지 강판의 금속 조직 중에는, 시멘타이트의 결정립이 1.0개/㎛2 이상의 개수 밀도로 존재할 필요가 있다. 소지 강판 중의 시멘타이트의 개수 밀도가 1.0개/㎛2 미만인 경우, 열간 성형 부재 중의 오스테나이트 및 마르텐사이트의 합계 개수 밀도가 1.0개/㎛2를 하회할 우려가 있다. 소지 강판 중의 시멘타이트의 결정립 개수 밀도가 클수록, 얻어지는 열간 성형 부재 중의 오스테나이트 입자 및 마르텐사이트 입자의 합계 개수 밀도가 커지므로 바람직하다. 그러나, 설비 능력의 상한을 고려하면, 시멘타이트의 결정립의 개수 밀도의 실질적인 상한은 3.0개/㎛2 정도로 된다.
시멘타이트의 개수 밀도는, 이하와 같은 방법에 의해 구할 수 있다. 우선, 소지 강판의 압연 방향과 압연 방향에 대하여 수직인 방향을 따라서, 소지 강판으로부터 시험편을 채취한다. 계속해서, 시험편의, 압연 방향을 따른 단면과 압연 방향에 대하여 수직인 단면의 금속 조직을 전자 현미경으로 촬영한다. 이것에 의해 얻어진, 800㎛ 사방의 영역 전자 현미경 사진을 화상 해석함으로써, 시멘타이트의 개수 밀도를 산출한다. 시멘타이트 입자를 주위의 조직으로부터 구별하는 것은, 전자 현미경을 사용하면, 용이하게 행할 수 있다.
또한, 시멘타이트 입자의 평균 결정입경을 규정할 필요는 없다. 전술한 개수 밀도가 달성되어 있으면, 강재에 악영향을 미칠 정도로 조대한 시멘타이트가 석출하는 일은 없다.
본 실시 형태에 있어서의 소지 강판에 요구되는 조건을 만족하는 열연 강판은, 예를 들어 상기한 열간 성형 부재의 화학 조성과 동일한 화학 조성을 갖는 주조편에, 900℃ 이하의 온도 영역에서 마무리 압연을 실시하여, 계속해서 마무리 압연 후의 강판을 5℃/초 이상의 냉각 속도로 600℃ 이하의 온도 영역에 급냉함으로써, 제조할 수 있다. 본 실시 형태에 있어서의 소지 강판에 요구되는 조건을 만족하는 냉연 강판은, 예를 들어 상기 열연 강판을 Ac3점 이상으로 어닐링하고, 5℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 600℃ 이하의 온도 영역에 급냉함으로써 제조할 수 있다. 전술한 조건하에서 급냉을 행함으로써, 시멘타이트의 석출핵이 소지 강판 내에 많이 발생하고, 그 결과, 1.0개/㎛2 이상의 개수 밀도의 시멘타이트를 포함하는 소지 강판을 얻을 수 있다. 본 실시 형태에 있어서의 소지 강판에 요구되는 조건을 만족하는 용융 아연 도금 냉연 강판 및 합금화 용융 아연 도금 냉연 강판은, 예를 들어 상기 냉연 강판에 용융 아연 도금 및 합금화 용융 아연 도금을 각각 실시함으로써 제조할 수 있다.
(소지 강판의 가열 온도: 670℃ 이상 780℃ 미만 또한 Ac3점 미만의 온도 영역)
(소지 강판의 유지 온도 및 유지 시간: 670℃ 이상 780℃ 미만 또한 Ac3점 미만의 온도 영역에서 2분간 내지 20분간 유지)
열간 프레스에 제공하는 소지 강판의 가열 공정에서는, 670℃ 이상 780℃ 미만 또한 Ac3점(℃) 미만의 온도 영역까지 소지 강판을 가열한다. 소지 강판의 유지 공정에서는, 소지 강판의 온도를 상기 온도 영역, 즉 670℃ 이상 780℃ 미만 또한 Ac3점(℃) 미만의 온도 영역에 2분간 내지 20분간 유지한다. Ac3점은, 실험에 의해 구해진 하기 식(i)에 의해 규정되는 온도이며, Ac3점 이상의 온도 영역에 강을 가열한 경우, 강의 금속 조직은 오스테나이트 단상이 된다.
식(i)
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
여기서, 상기 식 중에서의 원소 기호는, 상기 강판의 화학 조성에서의 각 원소의 함유량(단위: 질량%)을 나타낸다. 「sol.Al」은, 고용 Al의 농도(단위: 질량%)를 나타낸다.
유지 공정에서의 유지 온도가 670℃ 미만에서는, 소지 강판이 Si를 많이 함유하는 경우, 열간 프레스 전의 소지 강판 중의 오스테나이트의 면적률이 과소로 되어, 열간 프레스 후의 열간 성형 부재의 치수 정밀도가 현저하게 악화된다. 따라서, 유지 공정에서의 유지 온도는 670℃ 이상으로 한다. 한편, 유지 온도가 780℃ 이상 또는, Ac3점 이상이 되면 담금질 후의 열간 성형 부재의 금속 조직 중에 충분한 양의 오스테나이트가 함유되지 않고, 열간 성형 부재의 연성이 현저하게 열화된다. 또한, 유지 온도가 780℃ 이상 또는 Ac3점 이상인 경우, 미세한 경질 조직이 열간 성형 부재의 금속 조직 중에 존재하지 않게 되므로, 열간 성형 부재의 충격 특성의 열화도 초래한다. 따라서, 유지 온도는 780℃ 미만 또한 Ac3점 미만으로 한다. 전술한 바람직하지 않은 현상을 더욱 확실하게 회피하기 위해서는, 유지 온도를 680℃ 내지 760℃로 하는 것이 바람직하다.
유지 공정에서의 유지 시간이 2분간 미만에서는, 담금질 후의 열간 성형 부재의 강도를 안정적으로 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, 유지 시간은 2분간 이상으로 한다. 한편, 유지 시간이 20분간 초과에서는, 생산성이 저하될 뿐만 아니라, 스케일이나 아연계 산화물의 생성에 의해, 열간 성형 부재의 표면 성상이 열화된다. 따라서, 유지 시간은 20분간 이하로 한다. 전술한 바람직하지 않은 현상을 더욱 확실하게 회피하기 위해서는, 유지 시간을 3분간 내지 15분간으로 하는 것이 바람직하다.
가열 공정에서의, 670℃ 이상 780℃ 미만 또한 Ac3점 미만의 온도 영역까지의 가열 속도는 특별히 한정할 필요는 없다. 그러나, 0.2℃/초 내지 100℃/초의 평균 가열 속도로 강판을 가열하는 것이 바람직하다. 상기 평균 가열 속도를 0.2℃/초 이상으로 함으로써, 더 높은 생산성을 확보하는 것이 가능하게 된다. 또한, 상기 평균 가열 속도를 100℃/초 이하로 함으로써, 통상의 노를 사용해서 가열하는 경우에 있어서, 가열 온도의 제어가 용이하게 된다. 그러나, 고주파 가열 등을 사용하면, 100℃/초를 상회하는 가열 속도로 가열했다고 해도, 가열 온도의 제어를 고정밀도로 행하는 것이 가능하게 된다.
(소지 강판의 Mn 함유량이 2.4질량% 내지 8.0질량%인 경우의, 냉각 공정에서의 평균 냉각 속도: 600℃ 내지 150℃의 온도 영역에서 5℃/초 내지 500℃/초)
(소지 강판의 Mn 함유량이 1.2질량% 이상 2.4질량% 미만인 경우의, 냉각 공정에서의 평균 냉각 속도:600℃ 내지 500℃의 온도 영역에서 5℃/초 내지 500℃/초, 또한 500℃ 미만 150℃ 이상의 온도 영역에서 5℃/초 내지 20℃/초)
냉각 공정에서는, 150℃ 내지 600℃의 온도 영역에 있어서, 확산형 변태가 열간 성형 부재에서 일어나지 않도록 냉각한다. 150℃ 내지 600℃의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도가 5℃/초 미만에서는, 연질이나 페라이트 및 펄라이트가 열간 성형 부재 중에 과도하게 생성하고, 담금질 후에 900MPa 이상의 인장 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, 상기 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도는 5℃/초 이상으로 한다.
냉각 공정에서의 평균 냉각 속도의 상한값은, 소지 강판의 Mn 함유량에 따라서 상이하다. 소지 강판의 Mn 함유량이 2.4질량% 내지 8.0질량% 일 경우, 평균 냉각 속도의 상한값을 특별히 제한할 필요는 없다. 그러나, 150℃ 내지 600℃의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 500℃/초 초과로 하는 것은, 통상의 설비에 있어서는 곤란하다. 따라서, 소지 강판의 Mn 함유량이 2.4질량% 내지 8.0질량%인 경우의, 150℃ 내지 600℃의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도는 500℃/초 이하로 한다. 평균 냉각 속도가 과도하게 큰 경우, 냉각에 관한 에너지에 의해 생산 비용이 증대되므로, 소지 강판의 Mn 함유량이 2.4질량% 내지 8.0질량%인 경우의, 150℃ 내지 600℃의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도는 바람직하게는 200℃/초 이하이다.
소지 강판의 Mn 함유량이 1.2% 이상 2.4% 미만인 경우에는, 열간 성형 부재의 연성을 높이기 위해서, 500℃ 미만 150℃ 이상의 온도 영역에 있어서 완냉각을 행할 필요가 있다. 소지 강판의 Mn 함유량이 1.2% 이상 2.4% 미만인 경우, 구체적으로는, 500℃ 미만 150℃ 이상의 온도 영역에서 5℃/초 내지 20℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각할 필요가 있으며, 더욱 구체적으로는, 이하에 설명하는 바와 같이 냉각 속도를 제어하는 것이 바람직하다.
열간 프레스법에서는, 통상적으로 열간 프레스 직전에 상온 또는 수십℃ 정도의 온도를 갖는 금형이, 열간 성형 부재로부터 열을 빼앗음으로써, 열간 성형 부재의 냉각이 달성된다. 따라서, 냉각 속도를 변화시키기 위해서는, 금형의 치수를 바꾸어, 강제 금형의 열용량을 변화시키면 된다. 금형 치수를 바꾸지 않는 경우, 유체 냉각 방식의 금형을 사용하고, 또한 냉각 매체의 유량을 바꿈으로써도, 냉각 속도를 바꿀 수 있다. 또한, 미리 홈을 몇 군데 자른 금형을 사용하고, 프레스 중에 그 홈에 냉각 매체(물 또는, 가스)를 흐르게 함으로써도, 냉각 속도를 바꿀 수 있다. 또한, 프레스 도중에 프레스기를 조작하여, 금형과 열간 성형 부재를 이격시켜서, 양자 간에 가스를 흐르게 함으로써도, 냉각 속도를 바꿀 수 있다. 나아가, 금형 클리어런스를 바꾸어, 금형과 강판(열간 성형 부재)의 접촉 면적을 변화시킴으로써도, 냉각 속도를 바꿀 수 있다. 이상의 사항을 감안하여, 500℃ 전후에서 냉각 속도를 바꾸는 수단으로서는, 다음과 같은 수단이 고려된다.
(1) 500℃ 도달 직후에, 열간 성형 부재를, 열용량이 서로 다른 금형 또는 100℃ 초과로 가열된 상태의 금형으로 이동시켜서, 냉각 속도를 바꾼다;
(2) 유체 냉각 방식의 금형의 경우, 500℃ 도달 직후에 금형 중의 냉각 매체의 유량을 변화시켜서, 냉각 속도를 바꾼다;
(3) 500℃ 도달 직후에, 프레스기를 조작하여 금형과 열간 성형 부재를 이격시켜서, 양자 간에 가스를 흐르게 하고, 이 가스의 유량을 변화시킴으로써, 냉각 속도를 바꾼다.
본 실시 형태에서의 열간 프레스법에 있어서의 성형의 형태는 특별히 제한되지 않는다. 예시되는 성형의 형태는, 굽힘 가공, 드로잉 성형, 스트레치 성형, 구멍 확장 성형, 플랜지 성형이다. 목적으로 하는 열간 성형 부재의 종류나 형상에 따라서, 전술한 성형의 형태 중 바람직한 것을 적절히 선택하면 된다. 열간 성형 부재의 대표예로서, 자동차용 보강 부품인 도어 가드 바 및 범퍼 레인포스먼트 등을 들 수 있다. 예를 들어, 열간 성형 부재가, 범퍼 레인포스먼트인 경우, 소정 길이의 합금화 용융 아연 도금 강판인 전술한 열간 성형 부재를 준비하고, 금형 내에서, 전술한 조건에 의해, 이것에 구부림 성형 등의 가공을 순차 행하면 된다.
또한, 상기 설명에 있어서는, 열간 성형에 대하여, 구체적 형태인 열간 프레스를 예시하여 설명해 왔지만, 본 실시 형태에 따른 제조 방법은 열간 프레스 성형으로 한정되지 않는다. 본 실시 형태에 따른 제조 방법은, 열간 프레스와 마찬가지로, 성형과 동시 또는 성형의 직후에 강판을 냉각하는 수단을 구비하고 있는 모든 열간 성형에 적용 가능하다. 이와 같은 열간 성형으로서, 예를 들어 롤 성형이 예시된다.
본 실시 형태에 따른 열간 성형 부재는, 연성과 충격 특성이 우수한 것이 특징이다. 본 실시 형태에 따른 열간 성형 부재는, 인장 시험에서의 전체 신장이 15% 이상으로 되는 연성을 갖는 것이 바람직하다. 또한, 더욱 바람직하게는, 본 실시 형태에 따른 열간 성형 부재의, 인장 시험에서의 전체 신장은 18% 이상이다. 가장 바람직하게는, 본 실시 형태에 따른 열간 성형 부재의, 인장 시험의 전체 신장은 21% 이상이다. 한편, 본 실시 형태에 따른 열간 성형 부재는, 0℃에서의 샤르피 시험의 충격값이 20J/㎠ 이상으로 되는 충격 특성을 갖는 것이 바람직하다. 이와 같은 특성을 갖는 열간 성형 부재는, 화학 조성 및 금속 조직에 관한 전술한 규정을 만족함으로써 실현된다.
열간 프레스 등의 열간 성형 후에는, 통상적으로 스케일 제거 목적으로 숏블라스트 처리가 열간 성형 부재에 실시된다. 이 숏블라스트 처리는, 피처리재의 표면에 압축 응력을 도입하는 효과를 갖는다. 따라서, 숏블라스트 처리를 열간 성형 부재에 실시하는 것은, 열간 성형 부재에 있어서의 지연 파괴를 억제하고, 또한 열간 성형 부재의 피로 강도를 향상시킨다는 이점을 갖는다.
<실시예>
이하에 본 발명의 실시예에 대하여 설명한다.
표 1에 나타내는 화학 조성, 및 표 2에 나타내는 판 두께 및 금속 조직을 갖는 강판을 소지 강판으로 하였다.
Figure pct00004
Figure pct00005
이 소지 강판은, 실험실에서 용제한 슬래브를, 열간 압연에 의해 제조한 강판(표 2에서 열연 강판이라 표기함), 또는, 열연 강판을 냉간 압연 및 재결정 어닐링함으로써 제조한 강판(표 2에서 냉연 강판이라 표기함)이다. 또한, 도금 시뮬레이터를 사용하여, 일부의 강판에는, 용융 아연 도금 처리(편면당 도금 부착량은 60g/㎡), 또는 합금화 용융 아연 도금 처리(편면당 도금 부착량은 60g/㎡, 도금 피막 중의 Fe 함유량은 15질량%)를 행하였다. 표 2에서, 각각을 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판이라 표기한다. 또한, 냉간 압연 그대로(표 2에서 「풀 하드」라고 표기함)의 강판도 사용하였다.
이들 강판을, 폭 100㎜ 및 길이 200㎜의 치수로 절단하고, 표 3에 나타내는 조건으로 가열 및 냉각하였다. 또한, 강판에 열전대를 부착하고, 냉각 속도의 측정도 행하였다. 표 3의 「평균 가열 속도」는, 실온부터 670℃까지의 온도 영역에 있어서의 평균 가열 속도를 나타낸다. 표 3의 「유지 시간」은, 670℃ 이상의 온도 영역에 강판을 유지한 시간을 나타낸다. 표 3의 「냉각 속도※1」은, 600℃부터 150℃까지의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도를 나타내고, 「냉각 속도※2」는, 500℃부터 150℃까지의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도를 나타낸다. 각종 제조 조건에 의해 얻어진 강판에 대하여 금속 조직 관찰, X선 회절 측정, 인장 시험 및 샤르피 시험을 실시하였다.
Figure pct00006
본 실시예 및 비교예에 있어서 제작한 공시재는, 금형에 의한 열간 프레스가 실시되지 않았지만, 열간 성형 부재와 같은 열 이력을 받고 있다. 따라서, 공시재의 기계적 성질은, 동일한 열 이력을 갖는 열간 성형 부재와 실질적으로 동일하다.
(소지 강판의 조직)
소지 강판의 압연 방향과, 소지 강판의 압연 방향에 대하여 수직인 방향을 따라서, 열처리한 공시재로부터 시험편을 채취하였다. 계속해서, 시험편의, 압연 방향을 따른 단면 및 압연 방향에 대하여 수직인 단면의 금속 조직을 전자 현미경으로 촬영하였다. 이것에 의해 얻어진, 합계 0.01㎟의 영역의 전자 현미경 상을 화상 해석함으로써, 금속 조직을 동정하고, 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계 면적률을 측정하였다. 또한, 전술한 시료를 전자 현미경으로 촬영함으로써 얻어진 800㎛ 사방의 영역 전자 현미경 상을 화상 해석함으로써, 시멘타이트 입자의 개수 밀도를 산출하였다.
(열처리한 공시재의 오스테나이트 및 마르텐사이트의 분포 상황)
소지 강판의 압연 방향과, 소지 강판의 압연 방향에 대하여 수직인 방향을 따라서, 열처리한 공시재로부터 시험편을 채취하였다. 계속해서, 시험편의, 압연 방향을 따른 단면 및 압연 방향에 대하여 수직인 단면의 금속 조직을 전자 현미경으로 촬영하였다. 이것에 의해 얻어진, 800㎛ 사방의 영역 전자 현미경 상을 화상 해석함으로써, 오스테나이트 입자 및 마르텐사이트 입자의 개수 밀도를 산출하였다.
(열처리한 공시재의 오스테나이트 면적률)
열처리한 각 공시재로부터 폭 25㎜ 및 길이 25㎜의 시험편을 잘라내고, 이 시험편의 표면에 화학 연마를 실시하여 0.3㎜ 두께를 줄였다. 화학 연마 후의 시험편 표면에 대하여 X선 회절을 실시하고, 이에 의해 얻어진 프로파일을 해석하고, 잔류 오스테나이트의 면적률을 얻었다. 이 X선 회절을 총 3회 반복하여, 얻어진 면적률을 평균한 값을 「오스테나이트의 면적률」로서 표에 기재하였다.
(인장 시험)
열처리한 각 공시재로부터, 하중 축이 압연 방향에 대하여 수직으로 되도록, JIS5호 인장 시험편을 채취하고, TS(인장 강도) 및 EL(전체 신장)을 측정하였다. 인장 강도가 900MPa 미만인 공시재, 및 전체 신장이 15% 미만인 공시재는 「불량」이라고 판정하였다.
(충격 특성)
열처리한 공시재를 기계 가공하여, 두께가 1.2㎜인 V 노치 시험편을 제작하였다. 그 V 노치 시험편을 4장 적층하여 나사 고정한 후, 샤르피 충격 시험에 제공하였다. V 노치의 방향은, 압연 방향으로 평행하게 하였다. 0℃에서의 충격값이 20J/㎠ 이상으로 되는 경우, 충격 특성이 「양호」라고 판정하였다.
(기타 특성)
열처리한 공시재를 디스케일링하고, 그 후, 공시재 표면에서의 스케일 잔여 유무를 확인하였다. 스케일 잔여가 발생한 것은, 표면 성상이 불량인 비교예라고 판단하였다. 또한, 열처리한 공시재를 0.1N 규정의 염산에 침지하여, 지연 파괴가 발생하는지 여부를 확인하였다. 지연 파괴가 발생한 것은, 지연 파괴에 견디는 특성이 불량인 비교예라고 판단하였다.
(시험 결과의 설명)
이들 열간 프레스를 모의한 시험 결과를 표 4에 나타낸다.
또한, 표 1 내지 4에 있어서 밑줄을 그은 수치는, 그 수치에 의해 표시되는 함유량, 조건, 또는 기계 특성이 본 발명의 범위 밖임을 나타내고 있다.
Figure pct00007
표 4에 있어서의 본 발명예인 공시재 No. 1 내지 3, 8, 9, 11, 13, 15, 18, 20, 21, 25, 26, 30 및 32는, 900MPa 이상의 높은 인장 강도를 가짐과 함께 우수한 연성과 충격 특성을 갖는다. 또한, 이들 본 발명예인 공시재는, 디스케일링한 후에 스케일 잔여가 발생하지 않고, 즉 표면 성상이 우수하고, 또한 절단 단부면이 염산 침지 중에 깨지지 않아, 즉 지연 파괴에 견디는 특성이 우수하였다.
한편, 공시재 No. 4는, 냉각 속도가 본 발명에서 규정되는 범위를 벗어났으므로, 목표로 하는 인장 강도가 얻어지지 않았다. 공시재 No. 5 및 6은, 소지 강판의 금속 조직이 본 발명에서 규정되는 범위를 벗어났으므로, 충격 특성이 나빴다.
공시재 No. 7 및 24는, 화학 조성이 본 발명에서 규정되는 범위를 벗어났으므로, 목표로 하는 인장 강도가 얻어지지 않았다.
공시재 No. 10은, 소지 강판의 금속 조직이 본 발명에서 규정되는 범위를 벗어났으므로, 목표로 하는 인장 강도가 얻어지지 않았다.
공시재 No. 12는, 냉각 속도가 본 발명에서 규정되는 범위를 벗어났으므로, 연성이 나빴다. 공시재 No. 14 및 16은, 가열 온도가 본 발명에서 규정되는 범위를 벗어났으므로, 연성과 충격 특성이 나빴다.
공시재 No. 17은, 가열 온도가 본 발명에서 규정되는 범위를 벗어났으므로, 연성이 나빴다.
공시재 No. 19는, 화학 조성이 본 발명에서 규정되는 범위를 벗어났으므로, 충격 특성이 나빴다.
공시재 No. 22는, 유지 시간이 본 발명에서 규정되는 범위를 벗어났으므로, 목표로 하는 인장 강도가 얻어지지 않았다.
공시재 No. 27은, 화학 조성이 본 발명에서 규정되는 범위를 벗어났으므로, 연성이 나빴다.
공시재 No. 23은, 유지 시간이 본 발명에서 규정되는 범위를 벗어난 예이며, 공시재 No. 28 및 31은, 화학 조성이 본 발명에서 규정되는 범위를 벗어난 예이다. 이들 공시재는, 인장 강도, 전체 신장, 및 충격 특성은 양호하였지만, 디스케일링한 후에 스케일 잔여가 발생하여, 표면 성상이 불량하였다. 공시재 No. 29는, 화학 조성이 본 발명에서 규정되는 범위를 벗어났으므로, 0.1N 규정의 염산에 침지하면 지연 파괴가 발생하여, 지연 파괴에 견디는 특성이 불량하다고 판단되었다.
또한, 본 발명예의 강판 중, 공시재 No. 1 내지 3, 7 내지 9, 11, 13, 15, 17, 19 및 21은, Si 함유량이 바람직한 범위에 있어, 연성이 더욱 양호하다. 그 중, 공시재 No. 2, 8, 11, 17, 19 및 21은, 오스테나이트의 면적률이 바람직한 범위에 있어, 연성이 극히 양호하다.

Claims (7)

  1. 화학 조성이, 질량%로,
    C: 0.05% 내지 0.40%,
    Si: 0.5% 내지 3.0%,
    Mn: 1.2% 내지 8.0%,
    P: 0.05% 이하,
    S: 0.01% 이하,
    sol.Al: 0.001% 내지 2.0%,
    N: 0.01% 이하,
    Ti: 0% 내지 1.0%,
    Nb: 0% 내지 1.0%,
    V: 0% 내지 1.0%,
    Cr: 0% 내지 1.0%,
    Mo: 0% 내지 1.0%,
    Cu: 0% 내지 1.0%,
    Ni: 0% 내지 1.0%,
    Ca: 0% 내지 0.01%,
    Mg: 0% 내지 0.01%,
    REM: 0% 내지 0.01%,
    Zr: 0% 내지 0.01%,
    B: 0% 내지 0.01%,
    Bi: 0% 내지 0.01%, 및
    잔량부: Fe 및 불순물이며,
    10면적% 내지 40면적%의 오스테나이트를 함유함과 함께, 상기 오스테나이트의 결정립 및 마르텐사이트의 결정립 합계 개수 밀도가 1.0개/㎛2 이상인 금속 조직을 갖고,
    인장 강도가 900MPa 내지 1300MPa인 것을 특징으로 하는, 열간 성형 부재.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로,
    Ti: 0.003% 내지 1.0%,
    Nb: 0.003% 내지 1.0%,
    V: 0.003% 내지 1.0%,
    Cr: 0.003% 내지 1.0%,
    Mo: 0.003% 내지 1.0%,
    Cu: 0.003% 내지 1.0%, 및
    Ni: 0.003% 내지 1.0%로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 열간 성형 부재.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로,
    Ca: 0.0003% 내지 0.01%,
    Mg: 0.0003% 내지 0.01%,
    REM: 0.0003% 내지 0.01%, 및
    Zr: 0.0003% 내지 0.01% 이하로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 열간 성형 부재.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로,
    B: 0.0003% 내지 0.01％를 함유하는 것을 특징으로 하는, 열간 성형 부재.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로,
    Bi: 0.0003% 내지 0.01% 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는, 열간 성형 부재.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 열간 성형 부재의 상기 화학 조성과 동일한 화학 조성을 갖고, 또한 Mn 함유량이 2.4질량% 내지 8.0질량%이며, 베이나이트 및 마르텐사이트로부터 선택된 1종 또는 2종을 합계로 70면적% 이상 함유하고, 시멘타이트의 결정립이 1.0개/㎛2 이상의 개수 밀도로 존재하는 금속 조직을 갖는 소지 강판을 670℃ 이상 780℃ 미만 또한 Ac3점 미만의 온도 영역에서 가열하는 가열 공정과,
    상기 가열 공정에 이어서, 상기 소지 강판의 온도를 670℃ 이상 780℃ 미만 또한 Ac3점 미만의 온도 영역에 2분간 내지 20분간 유지하는 유지 공정과,
    상기 유지 공정에 이어서, 상기 소지 강판에 열간 성형을 행하는 열간 성형 공정과,
    상기 열간 성형 공정에 이어서, 상기 소지 강판을, 600℃ 내지 150℃의 온도 영역에서 평균 냉각 속도가 5℃/초 내지 500℃/초인 조건으로 냉각하는 냉각 공정
    을 포함하는 것을 특징으로 하는, 열간 성형 부재의 제조 방법.
  7. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 열간 성형 부재의 상기 화학 조성과 동일한 화학 조성을 갖고, 또한 Mn 함유량이 1.2질량% 이상 2.4질량% 미만이고, 베이나이트 및 마르텐사이트로부터 선택된 1종 또는 2종을 합계로 70면적% 이상 함유하고, 시멘타이트의 결정립이 1.0개/㎛2 이상의 개수 밀도로 존재하는 금속 조직을 갖는 소지 강판을 670℃ 이상 780℃ 미만 또한 Ac3점 미만의 온도 영역에서 가열하는 가열 공정과,
    상기 가열 공정에 이어서, 상기 소지 강판의 온도를 상기 670℃ 이상 780℃ 미만 또한 Ac3점 미만의 온도 영역에 2분간 내지 20분간 유지하는 유지 공정과,
    상기 유지 공정에 이어서, 상기 소지 강판에 열간 성형을 행하는 열간 성형 공정과,
    상기 열간 성형 공정에 이어서, 상기 소지 강판을, 600℃ 내지 500℃의 온도 영역에서 평균 냉각 속도가 5℃/초 내지 500℃/초이며, 또한 500℃ 미만 150℃ 이상의 온도 영역에서 상기 평균 냉각 속도가 5℃/초 내지 20℃/초인 조건으로 냉각하는 냉각 공정
    을 포함하는 것을 특징으로 하는, 열간 성형 부재의 제조 방법.
KR1020167018726A 2014-01-06 2014-01-06 열간 성형 부재 및 그 제조 방법 KR101831544B1 (ko)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2014/050027 WO2015102051A1 (ja) 2014-01-06 2014-01-06 熱間成形部材およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20160097347A true KR20160097347A (ko) 2016-08-17
KR101831544B1 KR101831544B1 (ko) 2018-02-22

Family

ID=53493399

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020167018726A KR101831544B1 (ko) 2014-01-06 2014-01-06 열간 성형 부재 및 그 제조 방법

Country Status (10)

Country Link
US (1) US10266911B2 (ko)
EP (1) EP3093359A4 (ko)
JP (1) JP6098733B2 (ko)
KR (1) KR101831544B1 (ko)
CN (2) CN114438418A (ko)
CA (1) CA2935308C (ko)
IN (1) IN201617022707A (ko)
MX (1) MX2016008809A (ko)
RU (1) RU2659549C2 (ko)
WO (1) WO2015102051A1 (ko)

Families Citing this family (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
PL3093358T3 (pl) 2014-01-06 2020-02-28 Nippon Steel Corporation Stal i sposób jej wytwarzania
JP6222198B2 (ja) * 2015-10-19 2017-11-01 Ｊｆｅスチール株式会社 ホットプレス部材およびその製造方法
DE102016104800A1 (de) * 2016-03-15 2017-09-21 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines warmumgeformten Stahlbauteils und ein warmumgeformtes Stahlbauteil
US10619223B2 (en) 2016-04-28 2020-04-14 GM Global Technology Operations LLC Zinc-coated hot formed steel component with tailored property
US10385415B2 (en) 2016-04-28 2019-08-20 GM Global Technology Operations LLC Zinc-coated hot formed high strength steel part with through-thickness gradient microstructure
JP6460296B2 (ja) * 2016-11-25 2019-01-30 新日鐵住金株式会社 焼き入れ成形品の製造方法、熱間プレス用鋼材の製造方法、及び熱間プレス用鋼材
US10260121B2 (en) * 2017-02-07 2019-04-16 GM Global Technology Operations LLC Increasing steel impact toughness
US20210087662A1 (en) 2017-07-25 2021-03-25 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Metal Sheet Component, Manufactured by Hot Forming a Flat Steel Product and Method for Its Manufacture
MX2020008347A (es) 2018-02-08 2020-09-25 Tata Steel Ijmuiden Bv Metodo para dar forma a un articulo a partir de una pieza virgen de acero revestida con zinc o aleacion de zinc.
RU2766947C1 (ru) * 2018-03-27 2022-03-16 Кабусики Кайся Кобе Сейко Се (Кобе Стил, Лтд.) Стальной лист для горячей штамповки
CA3093397C (en) * 2018-03-30 2024-01-30 Ak Steel Properties, Inc. Low alloy third generation advanced high strength steel and process for making
WO2019222950A1 (en) 2018-05-24 2019-11-28 GM Global Technology Operations LLC A method for improving both strength and ductility of a press-hardening steel
WO2019241902A1 (en) 2018-06-19 2019-12-26 GM Global Technology Operations LLC Low density press-hardening steel having enhanced mechanical properties
CN108754344B (zh) * 2018-07-02 2020-08-11 澳洋集团有限公司 一种高硬度高韧性钢板及其制备方法
JP7260765B2 (ja) * 2019-03-29 2023-04-19 日本製鉄株式会社 熱間プレス成形品の製造方法、および鋼板
US11530469B2 (en) 2019-07-02 2022-12-20 GM Global Technology Operations LLC Press hardened steel with surface layered homogenous oxide after hot forming

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1096031A (ja) 1996-09-20 1998-04-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 高炭素薄鋼板の製造方法および部品の製造方法
JP2009508692A (ja) 2005-09-21 2009-03-05 アルセロールミタル・フランス 多相微構造の鋼部品を製造する方法
JP2010065292A (ja) 2008-09-12 2010-03-25 Jfe Steel Corp 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP2011184758A (ja) 2010-03-09 2011-09-22 Jfe Steel Corp 高強度プレス部材およびその製造方法
KR101490535B1 (ko) 2007-02-28 2015-02-05 어드밴테스트 (싱가포르) 피티이. 엘티디. 테스트 중인 장치의 스캔 체인에서 스턱-앳 결함의 위치 추정

Family Cites Families (54)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SE435527B (sv) 1973-11-06 1984-10-01 Plannja Ab Forfarande for framstellning av en detalj av herdat stal
US4854976A (en) * 1988-07-13 1989-08-08 China Steel Corporation Method of producing a multi-phase structured cold rolled high-tensile steel sheet
JPH073328A (ja) 1993-06-18 1995-01-06 Sumitomo Metal Ind Ltd 加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法
JP3857939B2 (ja) 2001-08-20 2006-12-13 株式会社神戸製鋼所 局部延性に優れた高強度高延性鋼および鋼板並びにその鋼板の製造方法
JP2005519754A (ja) * 2002-03-11 2005-07-07 バークシャー ラボラトリーズ，インコーポレイティド スペクトル化学及びスペクトルコンディショニングによる化学反応の調節
EP1514951B1 (en) 2002-06-14 2010-11-24 JFE Steel Corporation High strength cold rolled steel plate and method for production thereof
JP2004269920A (ja) 2003-03-05 2004-09-30 Jfe Steel Kk スポット溶接性に優れた高延性高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4288138B2 (ja) * 2003-11-05 2009-07-01 新日本製鐵株式会社 熱間成形加工用鋼板
JP4673558B2 (ja) 2004-01-26 2011-04-20 新日本製鐵株式会社 生産性に優れた熱間プレス成形方法及び自動車用部材
JP4452157B2 (ja) * 2004-02-06 2010-04-21 新日本製鐵株式会社 部材内の強度均一性に優れる６００〜１２００ＭＰａ級自動車用高強度部材およびその製造方法
JP4288216B2 (ja) * 2004-09-06 2009-07-01 新日本製鐵株式会社 耐水素脆化特性に優れたホットプレス用鋼板、自動車用部材及びその製造方法
JP4283757B2 (ja) 2004-11-05 2009-06-24 株式会社神戸製鋼所 厚鋼板およびその製造方法
WO2007129676A1 (ja) 2006-05-10 2007-11-15 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 熱間プレス成形鋼板部材およびその製造方法
JP4732962B2 (ja) 2006-06-09 2011-07-27 株式会社神戸製鋼所 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の強度−延性バランスのバラツキ改善方法
EP1867748A1 (fr) * 2006-06-16 2007-12-19 Industeel Creusot Acier inoxydable duplex
EP2020451A1 (fr) * 2007-07-19 2009-02-04 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier à hautes caractéristiques de résistance et de ductilité, et tôles ainsi produites
BRPI0818530A2 (pt) * 2007-10-10 2015-06-16 Nucor Corp Aço laminado a frio de estrutura metalográfica complexa e método de fabricar uma chapa de aço de estrutura metalográfica complexa
WO2009090443A1 (en) * 2008-01-15 2009-07-23 Arcelormittal France Process for manufacturing stamped products, and stamped products prepared from the same
JP5402007B2 (ja) 2008-02-08 2014-01-29 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5418047B2 (ja) 2008-09-10 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5347395B2 (ja) * 2008-09-12 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
DE102008056844A1 (de) 2008-11-12 2010-06-02 Voestalpine Stahl Gmbh Manganstahlband und Verfahren zur Herstellung desselben
JP5315956B2 (ja) 2008-11-28 2013-10-16 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5257062B2 (ja) 2008-12-25 2013-08-07 新日鐵住金株式会社 靭性及び耐水素脆化特性に優れた高強度ホットスタンピング成形品及びその製造方法
JP5463685B2 (ja) 2009-02-25 2014-04-09 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5709151B2 (ja) 2009-03-10 2015-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN102341518B (zh) 2009-04-03 2013-04-10 株式会社神户制钢所 冷轧钢板及其制造方法
JP5779847B2 (ja) 2009-07-29 2015-09-16 Ｊｆｅスチール株式会社 化成処理性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
CN101638749B (zh) 2009-08-12 2011-01-26 钢铁研究总院 一种低成本高强塑积汽车用钢及其制备方法
JP4766186B2 (ja) 2009-08-21 2011-09-07 Ｊｆｅスチール株式会社 ホットプレス部材、ホットプレス部材用鋼板、ホットプレス部材の製造方法
ES2445323T3 (es) 2010-01-29 2014-03-03 Tata Steel Nederland Technology B.V. Proceso para el tratamiento térmico de material en tiras de metal, y material en tiras producido de esa manera
JP5589893B2 (ja) 2010-02-26 2014-09-17 新日鐵住金株式会社 伸びと穴拡げに優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5114691B2 (ja) 2010-06-14 2013-01-09 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体、ホットスタンプ用鋼板の製造方法及びホットスタンプ成形体の製造方法
EP2604715B1 (en) 2010-08-12 2019-12-11 JFE Steel Corporation Method for manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent formability and crashworthiness
JP5825119B2 (ja) 2011-04-25 2015-12-02 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
KR101613806B1 (ko) 2011-10-24 2016-04-29 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 가공성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법
KR101382981B1 (ko) 2011-11-07 2014-04-09 주식회사 포스코 온간프레스 성형용 강판, 온간프레스 성형 부재 및 이들의 제조방법
CA2862829C (en) 2012-01-13 2017-09-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot stamped steel and method for producing hot stamped steel
KR20140103340A (ko) * 2012-01-26 2014-08-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
JP5780171B2 (ja) 2012-02-09 2015-09-16 新日鐵住金株式会社 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
KR101609969B1 (ko) 2012-02-22 2016-04-06 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP5860308B2 (ja) 2012-02-29 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 温間成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP5756774B2 (ja) 2012-03-09 2015-07-29 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス用鋼板およびプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法
JP5585623B2 (ja) 2012-07-23 2014-09-10 新日鐵住金株式会社 熱間成形鋼板部材およびその製造方法
JP5857905B2 (ja) 2012-07-25 2016-02-10 新日鐵住金株式会社 鋼材およびその製造方法
US9458743B2 (en) * 2013-07-31 2016-10-04 L.E. Jones Company Iron-based alloys and methods of making and use thereof
RU2625357C1 (ru) 2013-09-10 2017-07-13 Кабусики Кайся Кобе Сейко Се (Кобе Стил, Лтд.) Горячештампованная толстолистовая сталь, формованное штампованием изделие и способ изготовления формованного штампованием изделия
KR101827188B1 (ko) 2013-09-10 2018-02-07 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 열간 프레스용 강판 및 프레스 성형품, 및 프레스 성형품의 제조 방법
EP3045550A4 (en) 2013-09-10 2017-05-31 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Method for manufacturing press-molded article, and press-molded article
EP3075872A4 (en) * 2013-11-29 2017-05-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-formed steel sheet member, method for producing same, and steel sheet for hot forming
JP6288108B2 (ja) 2013-12-20 2018-03-07 新日鐵住金株式会社 熱間プレス鋼板部材、その製造方法及び熱間プレス用鋼板
MX2016007802A (es) 2013-12-27 2016-09-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Miembro de hoja de acero prensado en caliente, metodo de manufactura del mismo, y hoja de acero para prensado en caliente.
MX2016008169A (es) 2013-12-27 2016-09-29 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Miembro de lamina de acero prensada en caliente, metodo de fabricacion del mismo, y lamina de acero para prensado en caliente.
CA2935638C (en) 2014-01-06 2019-08-27 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-formed member and method of manufacturing same

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1096031A (ja) 1996-09-20 1998-04-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 高炭素薄鋼板の製造方法および部品の製造方法
JP2009508692A (ja) 2005-09-21 2009-03-05 アルセロールミタル・フランス 多相微構造の鋼部品を製造する方法
KR101490535B1 (ko) 2007-02-28 2015-02-05 어드밴테스트 (싱가포르) 피티이. 엘티디. 테스트 중인 장치의 스캔 체인에서 스턱-앳 결함의 위치 추정
JP2010065292A (ja) 2008-09-12 2010-03-25 Jfe Steel Corp 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP2011184758A (ja) 2010-03-09 2011-09-22 Jfe Steel Corp 高強度プレス部材およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
열처리, 37권 4호(1997), P. 204

Also Published As

Publication number Publication date
EP3093359A4 (en) 2017-08-23
KR101831544B1 (ko) 2018-02-22
WO2015102051A1 (ja) 2015-07-09
RU2659549C2 (ru) 2018-07-02
JP6098733B2 (ja) 2017-03-22
US20160319389A1 (en) 2016-11-03
US10266911B2 (en) 2019-04-23
IN201617022707A (ko) 2016-08-31
EP3093359A1 (en) 2016-11-16
CN105874091A (zh) 2016-08-17
CA2935308C (en) 2018-09-25
RU2016128754A (ru) 2018-02-13
JPWO2015102051A1 (ja) 2017-03-23
CN114438418A (zh) 2022-05-06
CA2935308A1 (en) 2015-07-09
MX2016008809A (es) 2016-09-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101831544B1 (ko) 열간 성형 부재 및 그 제조 방법
JP6048580B2 (ja) 熱延鋼板及びその製造方法
KR101814949B1 (ko) 열간 성형 강판 부재 및 그 제조 방법
KR101849031B1 (ko) 열간 성형 부재 및 그 제조 방법
KR101926244B1 (ko) 연성, 신장 플랜지성 및 용접성이 우수한 고강도 냉연 강판, 고강도 용융 아연도금 강판, 및 고강도 합금화 용융 아연도금 강판
US10023934B2 (en) High-strength hot-dip galvannealed steel sheet having excellent bake hardening property and bendability
KR101532492B1 (ko) 성형성이 우수한 고강도 강판, 온간 가공 방법 및 온간 가공된 자동차 부품
KR101881234B1 (ko) 열간 프레스 강판 부재, 그 제조 방법 및 열간 프레스용 강판
KR101831094B1 (ko) 연성, 신장 플랜지성 및 용접성이 우수한 고강도 냉연 강판, 고강도 용융 아연도금 강판, 및 고강도 합금화 용융 아연도금 강판
JP5585623B2 (ja) 熱間成形鋼板部材およびその製造方法
KR20150110700A (ko) 베이킹 경화성과 저온 인성이 우수한 인장 최대 강도 980㎫ 이상의 고강도 열연 강판
CA2933435C (en) Hot-pressed steel sheet member, method of manufacturing the same, and steel sheet for hot pressing
CN113383097A (zh) 钢板、钢板的制造方法及镀层钢板
KR20200101980A (ko) 고강도 냉연강판, 고강도 도금강판 및 그것들의 제조방법
JP5857913B2 (ja) 熱間成形鋼板部材およびその製造方法ならびに熱間成形用鋼板
EP3868909A1 (en) Thin steel sheet and method for manufacturing same
JP6434348B2 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板
JP2017186645A (ja) 高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板
TWI521068B (zh) 熱成形構件及其製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right