KR20160147025A - 열간 성형 강판 부재 - Google Patents

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노부사토 고지마
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Abstract

화학 조성이, 질량%로, C: 0.08 내지 0.16%, Si: 0.19% 이하, Mn: 0.40 내지 1.50%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, sol. Al: 0.01 내지 1.0%, N: 0.01% 이하, Cr: 0.25 내지 3.00%, Ti: 0.01 내지 0.05%, B: 0.001 내지 0.01%, Nb: 0 내지 0.50%, Ni: 0 내지 2.0%, Cu: 0 내지 1.0%, Mo: 0 내지 1.0%, V: 0 내지 1.0%, Ca: 0 내지 0.005%, 잔부: Fe 및 불순물이고, 마르텐사이트, 템퍼드 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 체적률이 50% 이상이고, 또한 페라이트의 체적률이 3% 이하이고, 구 γ 입자의 평균 입경이 10㎛ 이하이고, 존재하는 잔류 탄화물의 수 밀도가 4×103개/㎟ 이하인, 열간 성형 강판 부재.

Description

열간 성형 강판 부재 {HOT-ROLLED STEEL PLATE MEMBER}
본 명세서는, 강판을 열간 성형하여 형성된 열간 성형 강판 부재에 관한 것이다.
자동차용 강판의 분야에 있어서는, 연비 향상을 위한 경량화와 내충돌 특성의 향상을 양립시키기 위하여, 높은 인장 강도를 갖는 고강도 강판의 적용이 확대되어 왔다. 그러나 고강도화에 수반하여 강판의 프레스 성형성은 저하되기 때문에, 복잡한 형상의 제품을 제조하는 것이 곤란해지고 있다.
그 결과, 예를 들어 강판의 고강도화에 수반하여, 연성이 저하되어 가공도가 높은 부위에서 파단된다는 문제 외에, 스프링 백 및 벽 휨이 커지는 점에서 치수 정밀도가 열화되는 등의 문제가 발생하고 있다. 따라서 고강도, 특히 780㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 강판을, 복잡한 형상을 갖는 제품으로 프레스 성형하는 것은 용이하지 않다.
게다가 최근 들어, 예를 들어 일본 특허 출원 공개 제2002-102980호 공보에 개시된 바와 같이, 고강도 강판과 같은 성형이 곤란한 재료를 프레스 성형하는 기술로서 핫 스탬프 기술이 채용되어 있다. 핫 스탬프 기술이란, 성형에 제공하는 재료를 가열하여 성형하는 열간 성형 기술이다. 이 기술에서는 성형과 동시에 켄칭을 행하기 때문에, 성형 시에 있어서 강판은 연질이고 양호한 성형성을 가지며, 성형 후에 있어서 성형 부재는 냉간 성형용 강판보다 높은 강도를 얻는 것이 가능해진다.
또한 일본 특허 출원 공개 제2006-213959호 공보에서는, 980㎫의 인장 강도를 갖는 강제 부재가 개시되어 있다.
일본 특허 출원 공개 제2007-314817호 공보에는, 청정도와, P 및 S의 편석도를 낮게 함으로써, 인장 강도와 인성이 우수한 열간 프레스 강판 부재가 얻어지는 것이 개시되어 있다.
일본 특허 출원 공개 제2002-102980호 공보에 기재된 금속재는 열간 프레스 시의 켄칭성이 불충분하며, 그 결과로서 경도의 안정성이 떨어지다는 문제가 있다. 일본 특허 출원 공개 제2006-213959호 공보 및 일본 특허 출원 공개 제2007-314817호 공보에서는 인장 강도와 인성이 우수한 강판이 개시되어 있지만, 국부 변형 특성의 관점에 있어서 개선의 여지가 남아 있다.
본 명세서의 실시 형태는, 경도 안정성과 국부 변형능이 우수한 열간 성형 강판 부재를 제공하는 것을 목적으로 한다. 또한 열간 성형된 강판 부재는 대부분의 경우, 평판이 아니라 성형체이며, 본 명세서에서는 성형체인 경우도 포함하여 「열간 성형 강판 부재」라 한다.
본 명세서의 일 양태에 의하면,
화학 조성이, 질량%로,
C: 0.08 내지 0.16%,
Si: 0.19% 이하,
Mn: 0.40 내지 1.50%,
P: 0.02% 이하,
S: 0.01% 이하,
sol. Al: 0.01 내지 1.0%,
N: 0.01% 이하,
Cr: 0.25 내지 3.00%,
Ti: 0.01 내지 0.05%,
B: 0.001 내지 0.01%,
Nb: 0 내지 0.50%,
Ni: 0 내지 2.0%,
Cu: 0 내지 1.0%,
Mo: 0 내지 1.0%,
V: 0 내지 1.0%,
Ca: 0 내지 0.005%,
잔부: Fe 및 불순물이고,
마르텐사이트, 템퍼드 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 체적률이 50% 이상이고, 또한 페라이트의 체적률이 3% 이하이고,
구 γ 입자의 평균 입경이 10㎛ 이하이고,
존재하는 잔류 탄화물의 수 밀도가 4×103개/㎟ 이하인, 열간 성형 강판 부재가 제공된다.
도 1은 실시예에 있어서의 해트 성형에서의 금형의 형상을 도시하는 모식도이다.
도 2는 실시예에 있어서 열간 성형에 의하여 얻어진 성형체의 형상을 도시하는 모식도이다.
도 3은 실시예에 있어서의 절결 인장 시험편의 형상을 도시하는 모식도이다.
본 발명자들은, 경도 안정성과 국부 변형능이 우수한 열간 성형 강판 부재를 제공하기 위하여 예의 연구를 행한 결과, 이하의 지견을 얻었다.
(1) 열간 성형 강판 부재 중의 구 γ 입자를 미세화시킴으로써 보이드의 발생과 연결을 지연시키기 때문에 국부 변형능이 향상된다. 따라서 구 γ 입자를 미세화하는 것이 바람직하다.
(2) 열간 성형 강판 부재 중에 잔류 탄화물이 많이 존재하면, 열간 성형 후의 켄칭성이 저하되어 경도 안정성이 저하될 우려가 있을 뿐만 아니라, 잔류 탄화물은 보이드의 발생원으로 되어 국부 변형능을 열화시킨다. 따라서 잔류 탄화물의 수 밀도를 저감시키는 것이 바람직하다.
본 명세서의 실시 형태는 상기 지견에 기초한 것이며, 실시 형태의 일 양태에 의하면,
(1) 화학 조성이 질량%로
C: 0.08 내지 0.16%,
Si: 0.19% 이하,
Mn: 0.40 내지 1.50%,
P: 0.02% 이하,
S: 0.01% 이하,
sol. Al: 0.01 내지 1.0%,
N: 0.01% 이하,
Cr: 0.25 내지 3.00%,
Ti: 0.01 내지 0.05%,
B: 0.001 내지 0.01%,
Nb: 0 내지 0.50%,
Ni: 0 내지 2.0%,
Cu: 0 내지 1.0%,
Mo: 0 내지 1.0%,
V: 0 내지 1.0%,
Ca: 0 내지 0.005%,
잔부: Fe 및 불순물이고,
마르텐사이트, 템퍼드 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 체적률이 50% 이상이고, 또한 페라이트의 체적률이 3% 이하이고,
구 γ 입자의 평균 입경이 10㎛ 이하이고,
존재하는 잔류 탄화물의 수 밀도가 4×103개/㎟ 이하인, 열간 성형 강판 부재가 제공된다.
(2) (1)의 열간 성형 강판 부재이며, 바람직하게는
상기 화학 조성이 질량%로
Nb: 0.003 내지 0.50%,
Ni: 0.01 내지 2.0%,
Cu: 0.01 내지 1.0%,
Mo: 0.01 내지 1.0%,
V: 0.01 내지 1.0%,
및
Ca: 0.001 내지 0.005%
로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 함유한다.
(3) (1) 또는 (2)의 열간 성형 강판 부재이며, 바람직하게는 JIS G 0555(2003)에서 규정되는 강의 청정도의 값이 0.08% 이하이다.
(4) (1) 내지 (3) 중 어느 하나의 열간 성형 강판 부재이며, 바람직하게는 하기 (ⅰ) 식으로 표시되는 Mn 편석도 α가 1.6 이하이다.
Figure pct00001
(5) (1) 내지 (4) 중 어느 하나의 열간 성형 강판 부재이며, 바람직하게는 상기 강판 부재의 표면에 도금층을 갖는다.
(6) (1) 내지 (5) 중 어느 하나의 열간 성형 강판 부재이며, 바람직하게는 상기 강판 부재가 1.0㎬ 이상의 인장 강도를 갖는다.
이하, 실시 형태에 대하여 상세히 설명한다.
(A) 화학 조성
각 원소의 한정 이유는 하기와 같다. 또한 이하의 설명에 있어서 함유량에 관한 「%」는 「질량%」를 의미한다.
C: 0.08 내지 0.16%
C는 강의 켄칭성을 높이고 켄칭 후의 강도를 확보하는 데 중요한 원소이다. 또한 C는 오스테나이트 생성 원소이기 때문에 고변형 성형 시에 있어서의 변형 유기 페라이트 변태를 억제하는 작용을 갖는다. 그 때문에, 열간 성형 후의 강판 부재에 있어서 안정된 경도 분포를 얻는 것을 용이하게 한다. C 함유량이 0.08% 미만에서는, 켄칭 후에 있어서 1.0㎬ 이상의 인장 강도를 확보하는 것, 및 상기 효과를 얻는 것이 곤란해진다. 따라서 C 함유량은 0.08% 이상으로 한다. 한편, C 함유량이 0.16%를 초과하면, 켄칭 후의 강도가 과도하게 상승하여 국부 변형능이 열화된다. 따라서 C 함유량은 0.16% 이하로 한다. C 함유량은 0.085% 이상인 것이 바람직하고, 0.9% 이상인 것이 더 바람직하다. 또한 C 함유량은 0.15% 이하인 것이 바람직하고, 0.14% 이하인 것이 더 바람직하다.
Si: 0.19% 이하
Si는 열간 성형 시의 고온 가열 시에 있어서의 스케일 생성을 억제하는 작용을 갖는 원소이다. 그러나 Si 함유량이 0.19%를 초과하면, 열간 성형 시에 오스테나이트 변태시키는 데 필요한 가열 온도가 현저히 고온으로 된다. 이 때문에, 열처리에 요하는 비용의 상승을 초래하거나 가열 부족에 의하여 켄칭이 불충분해지거나 한다. 또한 Si는 페라이트 생성 원소이기 때문에, Si 함유량이 지나치게 높으면 고변형 성형 시에 변형 유기 페라이트 변태가 발생하기 쉬워진다. 그 때문에, 열간 성형 후의 강판 부재에 있어서 국소적으로 경도가 저하되어, 안정된 경도 분포를 얻는 것이 곤란해진다. 또한 다량으로 Si를 함유시키면, 용융 도금 처리를 실시하는 경우의 습윤성 저하에 의하여 무도금이 발생하는 경우가 있다. 따라서 Si 함유량은 0.19% 이하로 한다. Si 함유량은 0.15% 이하인 것이 바람직하다. 상기 효과를 얻고 싶은 경우에는 Si 함유량은 0.01% 이상인 것이 바람직하다.
Mn: 0.40 내지 1.50%
Mn은 강판의 켄칭성을 높이고, 또한 열간 성형 후의 강도를 안정적으로 확보하기 위해서는 유용한 원소이다. Mn 함유량이 0.40% 미만에서는 상기 효과를 얻는 것이 곤란해진다. 따라서 Mn 함유량은 0.40% 이상으로 한다. 한편, Mn 함유량이 1.50%를 초과하면 조대한 MnS가 생성되게 되어 국부 변형능 열화의 요인으로 된다. 따라서 Mn 함유량은 1.50% 이하로 한다. Mn 함유량은 0.80% 이상인 것이 바람직하고, 1.40% 이하인 것이 바람직하다.
P: 0.02% 이하
P는 불순물로서 함유되는 원소이지만, 강의 켄칭성을 높이고, 또한 켄칭 후의 강의 강도를 안정적으로 확보하는 것을 가능하게 하는 작용을 가지므로, 적극적으로 함유시켜도 된다. 그러나 P 함유량이 0.02%를 초과하면 국부 변형능의 열화가 현저해진다. 따라서 P 함유량은 0.02% 이하로 한다. P 함유량은 0.01% 이하인 것이 바람직하다. P 함유량의 하한은 특별히 한정할 필요는 없지만, P 함유량의 과잉한 저감은 현저한 비용 상승을 초래한다. 이 때문에, P 함유량은 0.0002% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
S: 0.01% 이하
S는 불순물로서 함유되어 국부 변형능을 열화시키는 원소이다. S 함유량이 0.01%를 초과하면 국부 변형능의 열화가 현저해진다. 따라서 S 함유량은 0.01% 이하로 한다. S 함유량의 하한은 특별히 한정할 필요는 없지만, S 함유량의 과잉한 저감은 현저한 비용 상승을 초래하기 때문에 S 함유량은 0.0002% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
sol. Al: 0.01 내지 1.0%
sol. Al은 용강을 탈산하여 강을 건전화하는 작용을 갖는 원소이다. sol. Al 함유량이 0.01% 미만에서는 탈산이 충분하지 않다. 또한 sol. Al은 강판의 켄칭성을 높이고, 또한 켄칭 후의 강도를 안정적으로 확보하는 작용을 갖는 원소이기도 하므로, 적극적으로 함유시켜도 된다. 따라서 sol. Al 함유량은 0.01% 이상으로 한다. 그러나 1.0%를 초과하여 함유시키더라도 그 작용에 의하여 얻어지는 효과는 작으며, 또한 헛되이 비용의 증가를 초래한다. 이 때문에, sol. Al 함유량은 1.0% 이하로 한다. sol. Al 함유량은 0.02% 이상인 것이 바람직하고, 0.2% 이하인 것이 바람직하다.
N: 0.01% 이하
N은 불순물로서 함유되어 인성을 열화시키는 원소이다. N 함유량이 0.01%를 초과하면 강 중에 조대한 질화물을 형성하여 국부 변형능 및 인성을 현저히 열화시킨다. 따라서 N 함유량은 0.01% 이하로 한다. N 함유량은 0.008% 이하인 것이 바람직하다. N 함유량의 하한은 특별히 한정할 필요는 없지만, N 함유량의 과잉한 저감은 현저한 비용 상승을 초래한다. 이 때문에, N 함유량은 0.0002% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0008% 이상으로 하는 것이 더 바람직하다.
Cr: 0.25 내지 3.00%
Cr은 강의 켄칭성을 높이는 작용을 갖는 원소이다. 그 때문에, Mn 함유량을 1.50% 이하로 제한하는 실시 형태에서는 특히 중요한 원소이다. 또한 Cr은 오스테나이트 생성 원소이며, 고변형 성형 시에 있어서의 변형 유기 페라이트 변태를 억제하는 작용을 갖는다. 그 때문에, Cr을 함유시킴으로써 열간 성형 후의 강판 부재에 있어서 안정된 경도 분포를 얻는 것이 용이해진다. Cr 함유량이 0.25% 미만에서는 상기 효과를 충분히 얻을 수는 없다. 따라서 Cr 함유량은 0.25% 이상으로 한다. 한편, Cr 함유량이 3.00%를 초과하면 Cr이 강 중의 탄화물에 농화되어, 열간 성형에 제공할 때의 가열 공정에서의 탄화물의 고용을 지연시켜 켄칭성을 저하시킨다. 따라서 Cr 함유량은 3.00% 이하로 한다. Cr 함유량은 0.30% 이상인 것이 바람직하고, 0.40% 이상인 것이 더 바람직하다. 또한 Cr 함유량은 2.50% 이하인 것이 바람직하고, 2.00% 이하인 것이 바람직하다.
Ti: 0.01 내지 0.05%
Ti는 열간 성형용 강판을 Ac3점 이상으로 가열하여 열간 성형에 제공할 때 오스테나이트 입자의 재결정을 억제하는 작용을 갖는 원소이다. 또한 미세한 탄화물을 형성하여 오스테나이트 입자의 입자 성장을 억제하여 미립으로 하는 작용을 갖는다. 이 때문에, 열간 성형 강판 부재의 국부 변형능을 크게 개선하는 작용을 갖는다. 또한 Ti는 강 중의 N과 우선적으로 결합하기 때문에 BN의 석출에 의한 B의 소비를 억제하고, 그 결과로서 B에 의한 켄칭성을 높이는 작용을 갖는다. 따라서 Ti 함유량은 0.01% 이상으로 한다. 그러나 0.05%를 초과하여 함유시키면, TiC의 석출량이 증가하여 C가 소비되어 켄칭 후의 강도가 저하된다. 이 때문에, Ti 함유량은 0.05% 이하로 한다. Ti 함유량은 0.015% 이상인 것이 바람직하다. 또한 Ti 함유량은 0.04% 이하인 것이 바람직하고, 0.03% 이하인 것이 바람직하다.
B: 0.001 내지 0.01%
B는 강의 켄칭성을 높이고, 또한 켄칭 후의 강도를 안정적으로 확보하는 것을 가능하게 하는 작용을 갖는 원소이다. 그 때문에, Mn 함유량을 1.50% 이하로 제한하는 실시 형태에서는 특히 중요한 원소이다. B 함유량이 0.001% 미만에서는 상기 효과를 충분히 얻을 수 없다. 따라서 B 함유량은 0.001% 이상으로 한다. 한편, B 함유량이 0.01%를 초과하면 상기 효과는 포화되어, 켄칭부의 국부 변형능 열화를 더 초래한다. 따라서 B 함유량은 0.01% 이하로 한다. B 함유량은 0.005% 이하인 것이 바람직하다.
실시 형태의 열간 성형 강판 부재는, 상기 C에서 B까지의 원소와, 잔부 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는다.
여기서 「불순물」이란, 강판을 공업적으로 제조할 때 광석, 스크랩 등의 원료, 제조 공정의 다양한 요인에 의하여 혼입되는 성분이며, 실시 형태에 악영향을 미치지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.
실시 형태의 열간 성형 강판 부재에는, 상기 원소에 추가하여, 하기에 나타내는 양의 Nb, Ni, Cu, Mo, V 및 Ca로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 원소를 더 함유시켜도 된다.
Nb: 0 내지 0.50%
Nb는 열간 성형용 강판을 Ac3점 이상으로 가열하여 열간 성형에 제공할 때 재결정을 억제하고, 또한 미세한 탄화물을 형성하여 입자 성장을 억제하여 오스테나이트 입자를 미립으로 하는 작용을 갖는 원소이다. 이 때문에, 열간 성형 강판 부재의 국부 변형능을 크게 개선하는 작용을 갖는다. 따라서 필요에 따라 Nb를 함유시켜도 된다. 그러나 0.50%를 초과하여 함유시키면, NbC의 석출량이 증가하여 C가 소비되어 켄칭 후의 강도가 저하된다. 이 때문에, Nb를 함유시키는 경우에는 그 함유량은 0.50% 이하로 한다. Nb 함유량은 0.45% 이하인 것이 바람직하다. 상기 효과를 얻고 싶은 경우에는 Nb 함유량을 0.003% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.005% 이상으로 하는 것이 더 바람직하다.
Ni: 0 내지 2.0%
Ni는 강판의 켄칭성을 높이고, 또한 켄칭 후의 강도를 안정적으로 확보하는 데 유효한 원소이기 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나 2.0%를 초과하여 Ni를 함유시키더라도 그 효과는 작으며, 헛되이 비용의 증가를 초래한다. 이 때문에, Ni를 함유시키는 경우에는 그 함유량은 2.0% 이하로 한다. Ni 함유량은 1.5% 이하인 것이 바람직하다. 상기 효과를 얻고 싶은 경우에는 Ni 함유량을 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.05% 이상으로 하는 것이 더 바람직하다.
Cu: 0 내지 1.0%
Cu는 강판의 켄칭성을 높이고, 또한 켄칭 후의 강도를 안정적으로 확보하는 데 유효한 원소이기 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나 1.0%를 초과하여 Cu를 함유시키더라도 그 효과는 작으며, 헛되이 비용의 증가를 초래한다. 이 때문에, Cu를 함유시키는 경우에는 그 함유량은 1.0% 이하로 한다. Cu 함유량은 0.5% 이하인 것이 바람직하다. 상기 효과를 얻고 싶은 경우에는 Cu 함유량을 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.03% 이상으로 하는 것이 더 바람직하다.
Mo: 0 내지 1.0%
Mo는 열간 성형용 강판을 Ac3점 이상으로 가열하여 열간 성형에 제공할 때, 미세한 탄화물을 형성하여 입자 성장을 억제하여 오스테나이트 입자를 미립으로 하는 작용을 갖는 원소이다. 또한 열간 성형 강판 부재의 국부 변형능을 크게 개선하는 효과도 갖는다. 이 때문에, 필요에 따라 Mo를 함유시켜도 된다. 그러나 Mo 함유량이 1.0%를 초과하면 그 효과는 포화되어, 헛되이 비용의 증가를 초래한다. 따라서 Mo를 함유하는 경우에는 그 함유량은 1.0% 이하로 한다. Mo 함유량은 0.7% 이하인 것이 바람직하다. 상기 효과를 얻고 싶은 경우에는 Mo 함유량을 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.04% 이상으로 하는 것이 더 바람직하다.
V: 0 내지 1.0%
V는 강판의 켄칭성을 높이고, 또한 켄칭 후의 강도를 안정적으로 확보하는 데 유효한 원소이기 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나 1.0%를 초과하여 V를 함유시키더라도 그 효과는 작으며, 헛되이 비용의 증가를 초래한다. 이 때문에, V를 함유하는 경우에는 그 함유량은 1.0% 이하로 한다. V 함유량은 0.08% 이하인 것이 바람직하다. 상기 효과를 얻고 싶은 경우에는 V 함유량을 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.02% 이상으로 하는 것이 더 바람직하다.
Ca: 0 내지 0.005%
Ca는 강 중의 개재물을 미세화하여 켄칭 후의 국부 변형능을 향상시키는 효과를 갖는 원소이기 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나 Ca 함유량이 0.005%를 초과하면 그 효과는 포화되어, 헛되이 비용의 증가를 초래한다. 따라서 Ca를 함유하는 경우에는 그 함유량은 0.005% 이하로 한다. Ca 함유량은 0.004% 이하인 것이 바람직하다. 상기 효과를 얻고 싶은 경우에는 Ca 함유량을 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.002% 이상으로 하는 것이 더 바람직하다.
(B) 금속 조직
실시 형태에 있어서, 국부 변형능을 개선하기 위해서는 열간 성형 후의 금속 조직 내에서의 경도의 편차를 억제하는 것이 바람직하다. 조직 내에서의 경도 차가 커지면 보이드의 기점으로 되기 때문에, 경질의 마르텐사이트 및 베이나이트와 같은 저온 변태 조직 및 연질의 페라이트 조직의 혼재는 가능한 한 억제하는 것이 바람직하다. 그 때문에, 실시 형태의 열간 성형 강판 부재는, 저온 변태 조직을 주체로 하고, 또한 페라이트의 체적률이 3% 이하인 금속 조직을 갖는 것임이 바람직하다.
또한 저온 변태 조직을 주체로 하는 금속 조직이란, 마르텐사이트, 템퍼드 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 체적률이 50% 이상인 금속 조직을 의미한다. 여기서의 템퍼드 마르텐사이트란, 켄칭 시에 변태하는 마르텐사이트가 자동 템퍼링으로 템퍼링된 마르텐사이트, 및 켄칭 후의 도장 베이킹 공정 등의 저온 템퍼링을 받은 마르텐사이트를 의미한다. 금속 조직 중의 저온 변태 조직은 체적률로 80% 이상인 것이 바람직하고, 90% 이상인 것이 더 바람직하다.
또한 잔류 오스테나이트는 TRIP 효과에 의하여 연성을 향상시키기 때문에 포함되어 있어도 문제없다. 단, 오스테나이트로부터 변태한 마르텐사이트는 경질이기 때문에 보이드의 기점으로 될 수 있다. 그 때문에, 금속 조직 중에 포함되는 잔류 오스테나이트는 체적률로 10% 이하인 것이 바람직하다.
Mn 편석도 α: 1.6 이하
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열간 성형 강판 부재의 판 두께 단면 중심부에서는, 중심 편석이 일어남으로써 Mn이 농화된다. 그 때문에, MnS가 개재물로서 중심에 집중되어 경질의 마르텐사이트가 생기기 쉬워지기 때문에, 주위와의 경도에 차가 발생하여 국부 변형능이 악화되는 결과로 된다. 특히 상기 (ⅰ) 식으로 표시되는 Mn의 편석도 α의 값이 1.6을 초과하면 국부 변형능이 현저히 악화된다. 따라서 국부 변형능을 개선하기 위해서는 열간 성형 강판 부재의 α의 값을 1.6 이하로 하는 것이 바람직하다. 국부 변형능의 가일층의 개선을 위해서는 α의 값을 1.2 이하로 하는 것이 더 바람직하다.
강판 중의 Mn의 편석은 주로 강판 조성, 특히 불순물 함유량과, 연속 주조의 조건에 의하여 제어되며, 열간 압연 및 열간 성형의 전후로는 실질적으로 변화되지 않는다. 따라서 열간 성형용 강판의 개재물 및 편석 상황은, 그로부터 열간 성형에 의하여 제조된 열간 성형 강판 부재의 개재물 및 편석 상황과 거의 동일하다. 열간 성형에 의하여 α의 값이 크게 변화되는 일은 없기 때문에, 열간 성형용 강판의 α의 값을 1.6 이하로 함으로써 열간 성형 강판 부재의 α의 값도 1.6 이하로 할 수 있고, α의 값을 1.2 이하로 함으로써 열간 성형 강판 부재의 α의 값도 1.2 이하로 할 수 있다.
판 두께 중심부에서의 최대 Mn 농도는 이하의 방법에 의하여 구한다. 전자 프로브 마이크로애널라이저(EPMA)를 사용하여 강판의 판 두께 중심부에 있어서 라인 분석을 행하고, 분석 결과로부터 높은 순으로 3개의 측정값을 선택하여 그 평균값을 산출한다. 또한 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치에서의 평균 Mn 농도는 이하의 방법에 의하여 구한다. 마찬가지로 EPMA를 사용하여 강판의 1/4 깊이 위치에 있어서 10개소의 분석을 하여, 그 평균값을 산출한다.
청정도: 0.08% 이하
강판 부재 중에, JIS G 0555(2003)에 기재된 A계, B계 및 C계 개재물이 많이 존재하면, 상기 개재물이 파괴의 기점으로 되기 쉬워진다. 개재물이 증가하면 균열 전파가 용이하게 일어나기 때문에 국부 변형능이 열화된다. 특히 1.0㎬ 이상의 인장 강도를 갖는 열간 성형 강판 부재의 경우, 개재물의 존재 비율을 낮게 억제하는 것이 바람직하다. JIS G 0555(2003)에서 규정되는 강의 청정도의 값이 0.08%를 초과하면, 개재물의 양이 많기 때문에 실용상 충분한 국부 변형능을 확보하는 것이 곤란해진다. 그 때문에, 열간 성형용 강판의 청정도의 값은 0.08% 이하로 하는 것이 바람직하다. 국부 변형능을 가일층 개선하기 위해서는 청정도의 값을 0.04% 이하로 하는 것이 더 바람직하다. 또한 강의 청정도의 값은, 상기 A계, B계 및 C계 개재물이 차지하는 면적 백분율을 산출한 것이다.
열간 성형에 의하여 청정도의 값이 크게 변화되는 일은 없기 때문에, 열간 성형용 강판의 청정도의 값을 0.08% 이하로 함으로써 열간 성형 강판 부재의 청정도의 값도 0.08% 이하로 할 수 있고, 0.04% 이하로 함으로써 열간 성형 강판 부재의 청정도의 값도 0.04% 이하로 할 수 있다.
실시 형태에 있어서, 열간 성형용 강판 또는 열간 성형 강판 부재의 청정도의 값은 이하의 방법에 의하여 구한다. 열간 성형용 강판 또는 열간 성형 강판 부재에 대하여 5개소로부터 공시재를 잘라 낸다. 그리고 열간 성형용 강판 또는 열간 성형 강판 부재의 판 두께를 t로 하면, 각 공시재의 판 두께 방향의 1/8t, 1/4t, 1/2t, 3/4t, 7/8t의 각 위치에 대하여 점산법으로 청정도를 조사한다. 각 판 두께에 있어서의 청정도의 값이 가장 큰(청정성이 가장 낮은) 수치를 그 공시재의 청정도의 값으로 한다.
구 γ 입자의 평균 입경: 10㎛ 이하
열간 성형 강판 부재 중의 구 γ 입경을 작게 하면 국부 변형능이 개선된다. 마르텐사이트를 주체로 하는 강판에서는, 구 γ 입계 및 입자 중의 하부 조직의 경계에서 보이드가 발생하는데, 구 γ 입자의 미세화에 의하여 보이드의 발생을 억제하여, 연결을 지연시키기 위하여 국부 변형능을 향상시킬 수 있다. 구 γ의 평균 입경이 10㎛을 초과하면 이 효과를 발휘할 수 없다. 따라서 열간 성형 강판 부재 중의 구 γ 입자의 평균 입경은 10㎛ 이하로 한다. 또한 구 γ 입자를 미세화시키기 위해서는, 가열 온도를 저온화하여 가열 중의 탄화물의 용해를 지연시켜, 입자의 성장을 억제하는 것이 효과적이다.
구 γ 입자의 평균 입경은 ISO643에서 규정되는 방법을 이용하여 측정할 수 있다. 즉, 측정 시야 내에 있어서의 결정립 수를 계측하고, 측정 시야의 면적을 당해 결정립 수로 나눔으로써 결정립의 평균 면적을 구하여, 원 상당 직경으로의 결정립 직경을 산출한다. 그때, 시야의 경계에 있는 입자는 1/2개로서 계측하고, 배율에 대해서는 결정립 수가 200개 이상으로 되도록 조정하는 것이 바람직하다. 또한 정밀도 향상을 위해서는 복수의 시야에 대하여 계측을 행하는 것이 바람직하다.
잔류 탄화물: 4×103개/㎟ 이하
열간 성형의 경우, 강 중에 일반적으로 존재하는 탄화물의 재고용에 의하여 충분한 켄칭성을 확보할 수 있다. 그러나 탄화물의 일부가 재고용되지 않고 잔류하는 경우가 있다. 잔류 탄화물은 피닝에 의하여 열간 성형 중의 가열 유지 시의 γ 입자 성장을 억제하는 효과를 갖는다. 따라서 가열 유지 중에는 잔류 탄화물이 존재하는 것이 바람직하다. 열간 성형 후에는 이 잔류 탄화물이 적을수록 켄칭성이 향상되어 고강도를 확보할 수 있다. 따라서 가열 유지 완료 시에 잔류 탄화물 수 밀도를 저감할 수 있는 것이 바람직하다.
잔류 탄화물이 많이 존재하면 열간 성형 후의 켄칭성이 저하될 우려가 있을 뿐만 아니라, 잔류 탄화물은 보이드의 발생원으로 되어 국부 변형능을 열화시킨다. 특히 잔류 탄화물의 수 밀도가 4×103개/㎟를 초과하면 열간 성형 후의 켄칭성이 악화될 우려가 있다. 그 때문에, 열간 성형 강판 부재 중에 존재하는 잔류 탄화물의 수 밀도는 4×103개/㎟ 이하로 하는 것이 바람직하다.
(C) 도금층
실시 형태에 관한 고강도 열간 성형 강판 부재는, 그 표면에 내식성의 향상 등을 목적으로 하여 도금층을 갖고 있어도 된다. 도금층은 전기 도금층이어도 되고 용융 도금층이어도 된다. 전기 도금층으로서는 전기 아연 도금, 전기 Zn-Ni 합금 도금, 전기 Zn-Fe 합금 도금 등이 예시된다. 또한 용융 도금층으로서는 용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금, 용융 알루미늄 도금, 용융 Zn-Al 합금 도금, 용융 Zn-Al-Mg 합금 도금, 용융 Zn-Al-Mg-Si 합금 도금 등이 예시된다. 도금 부착량은 특별히 제한되지 않으며, 일반적인 범위 내에서 조정하면 된다.
(D) 열간 성형용 강판의 제조 방법
실시 형태에 관한 열간 성형용 강판 부재의 제조에 사용하는 열간 성형용 강판의 제조 조건에 대하여 특별히 제한은 없지만, 이하에 나타내는 제조 방법을 이용함으로써 적절히 제조할 수 있다.
상술한 화학 조성을 갖는 강을 노에서 용제한 후, 주조에 의하여 슬래브를 제작한다. 강판의 청정도를 0.08% 이하로 하기 위해서는, 용강을 연속 주조할 때 용강의 가열 온도를 그 강의 액상선 온도보다 5℃ 이상 높은 온도로 하고, 또한 단위 시간당 용강 주입량을 6t/min 이하로 억제하는 것이 바람직하다.
연속 주조 시에 용강의 단위 시간당 주입량이 6t/min을 초과하면, 주형 내에서의 용강 유동이 빠르기 때문에 응고 쉘에 개재물이 포착되기 쉬워져 슬래브 중의 개재물이 증가한다. 또한 용강 가열 온도가 액상선 온도보다 5℃ 높은 온도 미만이면 용강의 점도가 높아져 연속 주조기 내에서 개재물이 부상하기 어렵고, 결과적으로 슬래브 중의 개재물이 증가하여 청정성이 악화되기 쉬워진다.
한편, 용강의 액상선 온도로부터의 용강 가열 온도를 5℃ 이상, 또한 단위 시간당 용강 주입량을 6t/min 이하로 하여 주조함으로써, 개재물이 슬래브 내에 반입되기 어려워진다. 그 결과, 슬래브를 제작하는 단계에서의 개재물의 양을 효과적으로 감소시킬 수 있어, 0.08% 이하라는 강판 청정도를 용이하게 달성할 수 있게 된다.
용강을 연속 주조할 때, 용강 가열 온도는 액상선 온도보다 8℃ 이상 높은 온도로 하는 것이 더 바람직하고, 또한 단위 시간당 용강 주입량을 5t/min 이하로 하는 것이 더 바람직하다. 용강 가열 온도를 액상선 온도보다 8℃ 이상 높은 온도로 하고, 또한 단위 시간당 용강 주입량을 5t/min 이하로 함으로써, 청정도를 0.04% 이하로 하는 것이 용이해지기 때문에 바람직하다.
국부 변형능 악화의 원인으로 되는 MnS의 집중을 억제하기 위해서는, Mn의 중심 편석을 저감시키는 중심 편석 저감 처리를 행하는 것이 바람직하다. 중심 편석 저감 처리로서는, 슬래브가 완전 응고되기 전의 미응고층에 있어서, Mn이 농화된 용강을 배출하는 방법이 예시된다.
구체적으로는 전자 교반, 미응고층 압하 등의 처리를 실시함으로써, 완전 응고 전의 Mn이 농화된 용강을 배출시킬 수 있다. 또한 전자 교반 처리는, 예를 들어 250 내지 1000가우스로 미응고 용강에 유동을 부여함으로써 행할 수 있으며, 미응고층 압하 처리는, 예를 들어 최종 응고부를 1㎜/m 정도의 구배로 압하함으로써 행할 수 있다.
상기 방법으로 얻어진 슬래브에 대하여 필요에 따라 소킹{균열} 처리를 실시해도 된다. 소킹 처리를 행함으로써, 편석된 Mn을 확산시켜 편석도를 저하시킬 수 있다. 소킹 처리를 행하는 경우의 바람직한 균열 온도는 1200 내지 1300℃이고, 균열 시간은 20 내지 50시간이다.
그 후, 상기 슬래브에 열간 압연을 실시한다. 열간 압연 조건은, 탄화물을 더 균일하게 생성시키는 관점에서 열간 압연 개시 온도를 1000 내지 1300℃의 온도 영역으로 하고, 열간 압연 완료 온도를 850℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 권취 온도는 가공성의 관점에서는 높은 편이 바람직하지만, 지나치게 높으면 스케일 생성에 의하여 수율이 저하되므로 500 내지 650℃로 하는 것이 바람직하다. 열간 압연에 의하여 얻어진 열연 강판에는 산 세정 등에 의하여 탈스케일 처리를 실시한다.
실시 형태에 있어서는, 열간 성형 후의 구 γ 입경을 미세하게 하고 잔류 탄화물의 수 밀도를 저감시키기 위하여, 탈스케일처리가 실시된 열연 강판에 어닐링을 실시하여 열연 어닐링 강판으로 하는 것이 바람직하다.
열간 성형 후의 구 γ 입경을 미세하게 하기 위해서는, 용해 중의 탄화물에 의하여 γ 입자의 성장을 억제하는 것이 바람직하다. 단, 열간 성형 강판 부재 중에서는, 켄칭성을 향상시키고 고강도를 확보하며 보이드의 발생을 억제하기 위하여 잔류 탄화물의 수 밀도를 저감시키는 것이 바람직하다.
열간 성형 강판 부재 중의 구 γ 입경을 미세하게 하고, 또한 잔류 탄화물의 수 밀도를 저감시키기 위해서는, 열간 성형 전의 강판 중에 존재하는 탄화물의 형태 및 탄화물 중의 원소의 농화의 정도가 중요해진다. 탄화물은 미세하게 분산되어 있는 것이 바람직하지만, 그 경우, 탄화물의 용해가 빨라지기 때문에 입자 성장 억제 효과를 기대할 수 없다. 탄화물 중에 Mn, Cr 등의 원소가 농화되어 있으면 탄화물이 고용되기 어려워진다. 그 때문에, 열간 성형 전의 강판 중의 탄화물의 형태는 미세하게 분산되고, 또한 탄화물 중의 원소의 농화의 정도는 높은 편이 바람직하다.
탄화물의 형태는 열간 압연 후의 어닐링 조건을 조정함으로써 제어하는 것이 가능하다. 구체적으로는 어닐링 온도를 Ac1점 이하 및 Ac1점-100℃ 이상으로 하여, 5시간 이하의 어닐링을 행하는 것이 바람직하다.
열간 압연 후의 권취 온도를 550℃ 이하로 하면 탄화물이 미세 분산되기 쉬워진다. 그러나 탄화물 중의 원소의 농화의 정도도 저하되기 때문에, 어닐링을 행함으로써 원소의 농화를 진행시킨다.
권취 온도가 550℃ 이상인 경우에는 펄라이트가 생성되고 있으며, 펄라이트 중의 탄화물에의 원소 농화는 진행되고 있다. 이 경우에는, 펄라이트를 분단시켜 탄화물을 분산시키기 위하여 어닐링을 행한다.
실시 형태에 있어서의 열간 성형 강판 부재용의 강판으로서는, 상기 열연 어닐링 강판, 당해 열연 어닐링 강판에 냉간 압연을 실시한 냉연 강판, 또는 당해 냉연 강판에 어닐링을 실시한 냉연 어닐링 강판을 사용할 수 있다. 처리 공정은, 제품의 판 두께 정밀도 요구 레벨 등에 따라 적절히 선택하면 된다. 또한 탄화물은 경질이기 때문에, 냉간 압연을 실시한 경우에도 그 형태가 변화되는 일은 없으며, 냉간 압연 후에도 냉간 압연 전의 존재 형태가 유지된다.
냉간 압연은 통상의 방법을 이용하여 행하면 된다. 양호한 평탄성을 확보하는 관점에서는, 냉간 압연에 있어서의 압하율은 30% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 하중이 과대해지는 것을 회피하기 위하여 냉간 압연에 있어서의 압하율은 80% 이하로 하는 것이 바람직하다.
냉연 강판에 어닐링을 실시하는 경우에는 사전에 탈지 등의 처리를 실시하는 것이 바람직하다. 어닐링은 냉연 변형 제거의 목적으로 Ac1점 이하에서 수 시간 이하, 바람직하게는 3시간 이하의 어닐링을 행하는 것이 바람직하다.
(E) 도금층의 형성 방법
상술한 바와 같이, 실시 형태에 관한 열간 성형 강판 부재는, 그 표면에 내식성의 향상 등을 목적으로 하여 도금층을 갖고 있어도 된다. 도금층의 형성은, 열간 성형을 실시하기 전의 강판에 대하여 행하는 것이 바람직하다. 강판의 표면에 아연계 도금을 실시하는 경우에는, 생산성의 관점에서는 연속 용융 아연 도금 라인에 있어서 용융 아연계 도금을 실시하는 것이 바람직하다. 그 경우, 연속 용융 아연 도금 라인에 있어서 도금 처리에 앞서 어닐링을 실시해도 되고, 가열 유지 온도를 저온으로 하여 어닐링을 행하지 않고 도금 처리만을 실시하는 것이어도 된다. 또한 용융 아연 도금 후에 합금화 열처리를 행하여 합금화 용융 아연 도금 강판으로 해도 된다. 아연계 도금은 전기 도금에 의하여 실시할 수도 있다. 또한 아연계 도금은 강재의 표면의 적어도 일부에 실시할 수 있는데, 강판의 경우에는 편면 또는 양면의 전체면에 실시하는 것이 일반적이다.
(F) 열간 성형 강판 부재의 제조 방법
상기 열간 성형용 강판에 대하여 열간 성형을 실시함으로써 고강도 열간 성형 강판 부재를 얻을 수 있다. 열간 성형 시에 있어서의 강판의 가열 속도는, 입자 성장을 억제하는 관점에서 20℃/sec 이상이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 50℃/sec 이상이다. 열간 성형 시에 있어서의 강판의 가열 온도는, Ac3점을 초과하여 1050℃ 이하의 온도로 하는 것이 바람직하다. 가열 온도가 Ac3점 이하에서는, 열간 성형 전에 오스테나이트 단상 상태로 되지는 않으며, 강판 중에 페라이트, 펄라이트 또는 베이나이트가 잔존해 버린다. 그 결과, 열간 성형 후에 마르텐사이트를 주체로 하는 금속 조직으로 되지는 않으며, 원하는 경도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 또한 열간 성형 강판 부재의 경도 편차도 커져 버릴 뿐만 아니라 국부 변형능도 열화된다.
한편, 가열 온도가 1050℃를 초과하면, 오스테나이트가 조대화되어 강판 부재의 국부 변형능이 열화되는 경우가 있다. 따라서 열간 성형 시에 있어서의 강판의 가열 온도는 1050℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한 가열 시간이 1min 미만이면, 가열하더라도 오스테나이트 단상화가 불충분해지는 경우가 있으며, 또한 탄화물의 용해가 불충분해지므로, γ 입경은 미세해지더도 잔류 탄화물의 수 밀도가 커진다. 10min을 초과하면, 오스테나이트가 조대화되어 열간 성형 강판 부재의 국부 변형능이 열화되는 경우가 있다. 따라서 열간 성형 시에 있어서의 강판의 가열 시간은 1 내지 10min으로 하는 것이 바람직하다.
열간 성형 개시 온도가 Ar3점 미만의 온도이면 페라이트 변태가 시작되기 때문에, 그 후에 강제 냉각하더라도 마르텐사이트를 주체로 하는 조직으로 되지 않는 경우가 있다. 그 때문에, 열간 성형 개시 온도는 Ar3점 이상으로 하는 것이 바람직하다. 열간 성형 후에는 10℃/sec 이상의 냉각 속도로 급냉하는 것이 바람직하고, 20℃/sec 이상의 속도로 급냉하는 것이 더 바람직하다. 냉각 속도의 상한은 특별히 규정하지 않는다.
경도 편차가 적은 마르텐사이트 주체의 금속 조직을 갖는 열간 성형 강판 부재를 얻기 위해서는, 열간 성형 후에 강판의 표면 온도가 350℃ 이하로 될 때까지 급냉시키는 것이 바람직하다. 냉각 종료 온도는 100℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 실온으로 하는 것이 더 바람직하다.
이하, 실시예에 의하여 실시 형태를 더 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 이들 실시예에 한정되는 것은 아니다.
실시예
표 1에 나타내는 화학 성분을 갖는 강을 시험 전로에서 용제하고, 연속 주조시험기에서 연속 주조를 실시하여 폭 1000㎜, 두께 250㎜의 슬래브를 제작하였다. 표 1에 있어서, *는 실시 형태의 조성 범위를 벗어나는 것을 의미하고 있다. 표 2에 나타내는 조건에 있어서, 용강의 가열 온도 및 단위 시간당 용강 주입량의 조정을 행하였다. 슬래브의 냉각 속도의 제어는 2차 냉각 스프레이대(帶)의 수량(水量)을 변경함으로써 행하였다. 중심 편석 저감 처리는, 응고 말기부에 있어서 롤을 사용하여 1㎜/m의 구배로 경압하를 실시하여, 최종 응고부의 농화 용강을 배출함으로써 행하였다. 일부의 슬래브에 대해서는, 그 후 1250℃, 24시간의 조건에서 소킹 처리를 실시하였다.
Figure pct00003
Figure pct00004
얻어진 슬래브에 대하여 열간 압연 시험기에 의하여 열간 압연을 실시하여 두께 3.0㎜의 열연 강판으로 하였다. 권취 후, 열연 강판을 산 세정하고 추가로 어닐링을 실시하였다. 일부 강판에 대해서는 추가로 냉간 압연 시험기에서 냉간 압연을 실시하여 두께 1.5㎜의 냉연 강판으로 하였다. 또한 일부 냉연 강판에 600℃에서 2h의 어닐링을 실시하여 냉연 어닐링 강판을 얻었다.
그 후, 도 1 및 도 2에 도시한 바와 같이, 열간 프레스 시험 장치를 사용하여, 상기 열간 성형용 강판(1)에 대하여 금형{펀치(11), 다이스(12)}에 의하여 열간 프레스(해트 성형)를 실시하여 열간 성형 강판 부재(2)를 얻었다. 강판을 가열로 내에서 표면 온도가 820℃에서 1100℃까지의 사이에서 조건을 변화시켜 가열하고, 그 온도에서 90초 유지한 후 가열로로부터 취출하여, 즉각 냉각 장치를 갖는 금형으로 열간 프레스를 실시하고, 성형과 동시에 켄칭 처리를 실시하였다. 상기 열간 성형 강판 부재에 대하여 이하의 평가를 행하였다. 평가 결과를 표 2에 나타낸다. 또한 표 2에 있어서, 「열연」은, 열간 압연을 실시한 두께 3.0㎜의 열연 강판을 의미하고, 「냉연」은, 이 열연 강판에 추가로 냉간 압연을 실시한 두께 1.5㎜의 냉연 강판을 의미하고 있다. *는 실시 형태의 범위를 벗어나는 것을 의미하고 있다.
<열간 성형 강판 부재의 기계 특성의 평가>
열간 성형 강판 부재에 대하여 압연 직각 방향으로부터 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241(2011)에 준하여 인장 시험을 실시하여 인장 강도(TS)의 측정을 행하였다.
<금속 조직의 동정>
열간 성형 강판 부재의, 압연 방향과 평행인 단면 중 판 두께 중앙부가 관찰면으로 되도록 잘라 낸 후, 경면 연마하였다. 그 후, 나이탈 부식시키고, 주사형 전자 현미경(배율 2000배)을 사용하여 각 시료의 5시야에 대하여 금속 조직의 관찰을 행하였다. 얻어진 현미경 사진에 화상 처리를 실시함으로써 페라이트의 면적률을 구하고, 그것을 페라이트의 체적률로 하였다. 또한 금속 조직 중의 잔류 오스테나이트의 체적률에 대해서는 X선 회절(XRD)을 이용하여 구하였다. 그리고 그들의 잔부를 저온 변태 조직의 체적률로서 산출하였다. 잔류 γ 체적률은, 강판 표면으로부터 판 두께의 1/8 내층을 화학 연마 후, Mo 관구(管球)를 사용한 X선 회절에서, 페라이트의 (200)의 회절 강도 Iα(200), 페라이트의 (211)의 회절 강도 Iα(211)과 오스테나이트의 (220)의 회절 강도 Iγ(220) 및 (311)의 회절 강도 Iγ(311)의 강도비로부터 구하였다.
Figure pct00005
<청정도의 평가>
열간 성형 강판 부재에 대하여 5개소로부터 공시재를 잘라 내었다. 각 공시재의 판 두께 t에 대하여, 1/8t, 1/4t, 1/2t, 3/4t, 7/8t의 각 위치에 대하여 점산법으로 청정도를 조사하였다. 그리고 각 판 두께에 있어서의 청정도의 값이 가장 큰(청정성이 가장 낮은) 수치를 그 공시재의 청정도의 값으로 하였다.
<Mn 편석도 α의 계측>
열간 성형 강판 부재의 판 두께 중앙부에 있어서, EPMA를 사용한 라인 분석을 행하여, 분석 결과로부터 높은 순으로 3개의 측정값을 선택한 후, 그 평균값을 산출하여 판 두께 중심부에서의 최대 Mn 농도를 구하였다. 또한 열간 성형 강판 부재의 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치에 있어서, EPMA를 사용하여 10개소의 분석을 하고 그 평균값을 산출하여, 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치에서의 평균 Mn 농도를 구하였다. 그리고 상기 판 두께 중심부에서의 최대 Mn 농도를, 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치에서의 평균 Mn 농도로 나눔으로써, Mn 편석도 α을 구하였다.
<구 γ 입자의 평균 입경의 측정>
열간 성형 강판 부재 중의 구 γ 입자의 평균 입경은, 측정 시야 내에 있어서의 결정립 수를 계측하고, 측정 시야의 면적을 당해 결정립 수로 나눔으로써 결정립의 평균 면적을 구하여, 원 상당 직경으로의 결정립 직경을 산출함으로써 구하였다. 그때, 시야의 경계에 있는 입자는 1/2개로서 계측하고, 관찰 배율에 대해서는 결정립 수가 200개 이상으로 되도록 적절히 조정하였다.
<잔류 탄화물의 수 밀도>
열간 성형 강판 부재의 표면을 피크럴액을 사용하여 부식시키고, 주사형 전자 현미경으로 2000배로 확대하여 복수 시야의 관찰을 행하였다. 이때, 탄화물이 존재하는 시야의 수를 헤아려 1㎟당 개수를 산출하였다.
<국부 변형능의 측정>
국부 변형능의 측정은 절결 인장 시험에 의하여 행하였다. 인장 시험편은 평행부의 폭이 16.5㎜, 평행부 길이가 60㎜이며, 압연 방향을 길이 방향으로 하여 채취하였다. 또한 상기 인장 시험편의 길이 중앙부에 깊이 2㎜의 V 노치를 가공하여 절결 인장 시험편으로 하였다. 절결 시험편의 두께는 1.4㎜로 하였다. 절결 인장 시험편의 형상을 도 3에 도시한다. 상기 절결 인장 시험편을 사용하여 인장 시험을 행하여, V 노치부에서 파단된 시점에서의 절결 신장을 측정하여 국부 변형능의 평가를 행하였다. 표점 거리는 5㎜로 하고, 인장 시험 시의 인장 속도(크로스헤드 속도)는 0.5㎜/min으로 하였다.
<경도의 편차>
경도 안정성의 평가로서 하기 시험을 행하였다. 열간 성형용의 강판을 열처리 시뮬레이터에서 10℃/sec로 900℃까지 가열한 후, 150sec 유지하였다. 그 후, 약 80℃/sec 및 10℃/sec의 각각의 냉각 속도에 의하여 실온까지 냉각하였다. 각각의 시료에 대하여, 단면의 판 두께의 1/4 위치에서 비커스 경도 시험을 실시하였다. 경도 측정은 JIS Z 2244(2009)에 준거하여 행하며, 시험력은 9.8N으로 하여 5점 측정하여 그 평균을 구하였다. 냉각 속도가 약 80℃/sec 및 10℃/sec일 때의 각각의 경도의 평균값을 HS80, HS10으로 하고, 그 차 ΔHv를 경도 안정성의 지표로 하였다.
경도 안정성 및 국부 변형능의 평가에 있어서는, 각각 ΔHv가 50 이하 및 절결 신장이 6% 이상인 것을 양호하다고 판단하였다.
표 2로부터 알 수 있는 바와 같이 시험 번호 2는, 강의 조성은 실시 형태의 범위를 만족시키지만 단위 시간당 용강 주입량이 크기 때문에 청정도의 값이 0.08%를 초과하여 국부 변형능이 떨어지는 결과로 되었다.
시험 번호 3은, 중심 편석 저감 처리 및 소킹 처리를 실시하고 있지 않기 때문에 Mn 편석도가 1.6을 초과하여 국부 변형능이 떨어지는 결과로 되었다.
시험 번호 5는, 용강 가열 온도가 낮기 때문에 청정도의 값이 0.08%를 초과하여 국부 변형능이 떨어지는 결과로 되었다.
시험 번호 6은, 열간 성형 온도가 낮기 때문에 열간 성형 후에 페라이트 체적률이 3%를 초과하여 경도 안정성이 떨어지는 결과로 되고, 또한 잔류 탄화물의 수 밀도도 8.0×103개/㎟로 높았기 때문에 국부 변형능이 떨어지는 결과로 되었다.
시험 번호 9는, 열간 성형 시의 가열 온도가 높기 때문에 구 γ 입경이 커져 국부 변형능이 떨어지는 결과로 되었다.
시험 번호 11은, 열간 압연 후의 권취 온도가 높기 때문에 잔류 탄화물 밀도가 높아져 국부 변형능이 떨어지는 결과로 되었다.
시험 번호 14는, 열간 압연 후의 어닐링 온도가 높고 어닐링 시간도 길기 때문에 열간 성형 후에 페라이트 체적률이 3%를 초과하여 경도 안정성이 떨어지는 결과로 되었다. 또한 탄화물의 용해가 불충분해져서 잔류 탄화물 밀도가 높아져 국부 변형능이 떨어지는 결과로 되었다.
시험 번호 16은, S 함유량이 실시 형태의 범위 상한값을 초과하고 있기 때문에 청정도의 값이 0.08%를 초과하여 국부 변형능이 떨어지는 결과로 되었다.
시험 번호 17은, Mn 함유량이 실시 형태의 범위 상한값을 초과하고 있기 때문에 Mn 편석도가 1.6을 초과하여 국부 변형능이 떨어지는 결과로 되었다.
시험 번호 18은, Si 함유량이 실시 형태의 범위 상한값을 초과하고 있기 때문에 A3점이 상승하고, 열간 성형 후에 페라이트의 체적률이 3%를 초과하여 경도 안정성이 떨어지는 결과로 되었다.
시험 번호 19는, C 함유량이 실시 형태의 범위 상한값을 초과하고 있기 때문에 국부 변형능이 떨어지는 결과로 되었다.
시험 번호 20은, Cr 함유량이 실시 형태의 범위보다 낮기 때문에 경도 안정성이 떨어지는 결과로 되었다.
한편, 실시 형태의 범위를 만족시키는 시험 번호 1, 4, 7, 8, 10, 12, 13 및 15는, 경도 안정성 및 국부 변형능의 양쪽이 우수한 결과로 되었다.
2014년 5월 15일에 출원된 일본 특허 출원 제2014-101443호, 및 2014년 5월 15일에 출원된 일본 특허 출원 제2014-101444호의 개시는, 그 전체가 참조에 의하여 본 명세서에 포함된다.
본 명세서에 기재된 모든 문헌, 특허 출원 및 기술 규격은, 개개의 문헌, 특허 출원 및 기술 규격이 참조에 의하여 도입되는 것이 구체적이고 또한 개별적으로 기재된 경우와 동일한 정도로 본 명세서 중에 참조에 의하여 포함된다.
이상, 여러 전형적인 실시 형태를 설명해 왔지만 본 발명은 그것들 실시 형태에 한정되지 않는다. 본 발명의 범위는 다음의 청구범위에 의해서만 한정되는 것이다.

Claims (6)

  1. 화학 조성이, 질량%로,
    C: 0.08 내지 0.16%,
    Si: 0.19% 이하,
    Mn: 0.40 내지 1.50%,
    P: 0.02% 이하,
    S: 0.01% 이하,
    sol. Al: 0.01 내지 1.0%,
    N: 0.01% 이하,
    Cr: 0.25 내지 3.00%,
    Ti: 0.01 내지 0.05%,
    B: 0.001 내지 0.01%,
    Nb: 0 내지 0.50%,
    Ni: 0 내지 2.0%,
    Cu: 0 내지 1.0%,
    Mo: 0 내지 1.0%,
    V: 0 내지 1.0%,
    Ca: 0 내지 0.005%,
    잔부: Fe 및 불순물이고,
    마르텐사이트, 템퍼드 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 체적률이 50% 이상이고, 또한 페라이트의 체적률이 3% 이하이고,
    구 γ 입자의 평균 입경이 10㎛ 이하이고,
    존재하는 잔류 탄화물의 수 밀도가 4×103개/㎟ 이하인, 열간 성형 강판 부재.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로,
    Nb: 0.003 내지 0.50%,
    Ni: 0.01 내지 2.0%,
    Cu: 0.01 내지 1.0%,
    Mo: 0.01 내지 1.0%,
    V: 0.01 내지 1.0%,
    및
    Ca: 0.001 내지 0.005%
    로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 함유하는, 열간 성형 강판 부재.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    JIS G 0555(2003)에서 규정되는 강의 청정도의 값이 0.08% 이하인, 열간 성형 강판 부재.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    하기 (ⅰ) 식으로 표시되는 Mn 편석도 α가 1.6 이하인, 열간 성형 강판 부재.
    Figure pct00006
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강판 부재의 표면에 도금층을 갖는, 열간 성형 강판 부재.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강판 부재가 1.0㎬ 이상의 인장 강도를 갖는, 열간 성형 강판 부재.
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