KR20180117127A - 담금질용 강판, 담금질 부재, 및 담금질용 강판의 제조 방법 - Google Patents

담금질용 강판, 담금질 부재, 및 담금질용 강판의 제조 방법 Download PDF

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다쓰야 아사이
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가부시키가이샤 고베 세이코쇼
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Abstract

본 발명의 일 국면은, 규정된 성분 조성을 만족시키고, 또한 Mn 농도가 하기 식(1)을 만족시키는 것을 특징으로 하는 담금질용 강판이다.
S1+S2 < -10×[Mn]+44 (1)
[Mn]: 유도 결합 플라즈마 발광 분광법으로 분석한 강판의 Mn 농도(질량%)
S1: 강판의 판 두께 1/4 위치의 조직에 있어서, 전자선 마이크로 프로브 분석계로 분석한 Mn 농도가 상기 [Mn]의 2배 이상인 영역의 면적%
S2: 강판의 판 두께 1/4 위치의 조직에 있어서, 전자선 마이크로 프로브 분석계로 분석한 Mn 농도가 상기 [Mn]의 0.5배 이하인 영역의 면적%

Description

담금질용 강판, 담금질 부재, 및 담금질용 강판의 제조 방법
본 발명은 담금질용 강판, 담금질 부재, 및 담금질용 강판의 제조 방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는, 담금질 후의 경도가 515HV 이상인 영역에서, 굽힘 능선을 압연 방향에 대해서 평행으로 하는 T 방향 굽힘의 굽힘 가공성이 우수한 담금질 부재를 제공하기 위한 소재로서 유용한 담금질용 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
자동차나 수송기 등의 저연비화를 실현하기 위해서, 자동차나 수송기의 자중을 경량화할 것이 요망되고 있다. 경량화를 위해서는, 예를 들면, 고강도 강판을 사용하여, 판 두께를 얇게 하는 것이 유효하다. 그러나, 인장 강도가 980MPa을 초과하는 고강도 강판에 대해서, 냉간 가공을 실시하는 경우, 프레스 성형 하중이 증대되거나 치수 정밀도가 현저하게 악화되거나 하는 등의 문제가 있다.
상기 문제를 해결하는 방법으로서, 오스테나이트 단상이 되는 온도로 가열하여 강도를 저하시켜, 성형을 용이하게 한 상태에서, 금형으로 프레스 성형하는 열간 프레스 성형 기술이 채용되고 있다. 그러나, 열간 프레스 성형품의 인장 강도가 상승하면, 충돌 시에 파단이 발생하기 쉬워진다. 파단의 발생을 억제하기 위해서는, 열간 프레스 성형품의 굽힘성이 우수할 필요가 있다.
열간 프레스 성형품에 제공되는 열간 프레스 가공용의 강재로서는, 예를 들면, 특허문헌 1 및 특허문헌 2에 기재된 강재를 들 수 있다.
특허문헌 1에는, 특정한 화학 조성을 갖고, 또한 강 중의 탄화물의 구상화율이 0.60∼0.90인 강 조직을 갖는 열간 프레스 가공용 강재가 기재되어 있다.
또한, 특허문헌 2에는, 특정한 화학 조성을 갖고, 구오스테나이트 평균 입경이 10μm 이하인 강 조직을 갖고, 인장 강도가 1.8GPa 이상 2.0GPa 이하인 기계 특성을 갖는 열간 프레스 강판 부재가 기재되어 있다.
일본 특허공개 2011-195958호 공보 일본 특허공개 2014-15638호 공보
본 발명은, 담금질 후의 경도가 515HV 이상인 고강도 영역이어도, T 방향 굽힘성이 우수한 담금질 부재, 및 상기 담금질 부재를 제조 가능한 담금질용 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명의 일 국면은, 성분 조성이, 질량%로, C: 0.2% 초과 0.4% 이하, Si: 0.8% 이상 1.4% 이하, Mn: 1% 이상 3% 이하, P: 0% 초과 0.02% 이하, S: 0% 초과 0.002% 이하, sol.Al: 0.02% 이상 0.06% 이하, N: 0% 초과 0.01% 이하, O: 0% 초과 0.01% 이하, B: 0.0005% 이상 0.005% 이하, 및 Ti: 0.005% 이상 0.1% 이하를 만족시키고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 Mn 농도가 하기 식(1)을 만족시키는 것을 특징으로 하는 담금질용 강판이다.
S1+S2 < -10×[Mn]+44 (1)
[Mn]: 유도 결합 플라즈마 발광 분광법으로 분석한 강판의 Mn 농도(질량%)
S1: 강판의 판 두께 1/4 위치의 조직에 있어서, 전자선 마이크로 프로브 분석계로 분석한 Mn 농도가 상기 [Mn]의 2배 이상인 영역의 면적%
S2: 강판의 판 두께 1/4 위치의 조직에 있어서, 전자선 마이크로 프로브 분석계로 분석한 Mn 농도가 상기 [Mn]의 0.5배 이하인 영역의 면적%
상기, 및 그 밖의 본 발명의 목적, 특징 및 이점은 이하의 상세한 기재와 첨부 도면으로부터 분명해질 것이다.
도 1은 담금질 부재의 경도와 T 방향 굽힘 각도의 관계를 나타낸 도면이다.
일반적으로, 강도와 굽힘성은 상반되는 경향이 있다. 즉, 고강도가 되면 될수록 굽힘성은 저하되는 경향이 있다. 특히, 고강도가 되면 될수록, 굽힘 능선을 압연 방향에 대해서 평행으로 하는 T 방향 굽힘의 굽힘 가공성은 저하되는 경향이 있다.
본 발명자들의 검토에 의하면, 상기 특허문헌 1 및 특허문헌 2에 기재된 강판은, 굽힘 능선을 압연 방향에 대해서 수직으로 하는 L 방향 굽힘의 굽힘 가공성은 우수하지만, 굽힘 능선을 압연 방향에 대해서 평행으로 하는 T 방향 굽힘의 굽힘 가공성(이하, T 방향 굽힘성이라고 함)은 불충분하다는 것을 발견했다.
한편, 상기에서는 열간 프레스 성형 기술을 예로 들어 설명했지만, 고강도와 굽힘성(특히 고강도와 T 방향 굽힘성)의 양립이 곤란하다는 상기 문제점은, 열간 프레스 성형품에 한하지 않고, 담금질 부재 전반에 보이는 것이다.
본 발명자들은, 담금질 후의 인장 강도가 약 1600MPa 이상, 즉, 담금질 후의 경도가 515HV 이상인 고강도여도, T 방향 굽힘성이 우수한 담금질 부재가 될 수 있는 담금질용 강판을 제공하기 위해서, 예의 검토를 거듭해 왔다.
그 결과, 성분 조성을 적절히 제어하는 것을 전제로 한 뒤에, Mn의 농도 분포를 적절히 제어한 담금질용 강판을 이용하면, 담금질 후의 경도가 515HV 이상인 고강도 영역이어도, T 방향 굽힘성이 개선된 담금질 부재가 얻어진다는 것을 발견하여, 본 발명에 이르렀다.
본 명세서에 있어서 「담금질」이란, 열간 프레스와 같이 900℃ 정도로 가열하여 연질화한 상태에서 프레스 가공을 행하고, 동시에 금형과의 접촉에 수반하는 냉각 효과에 의해 담금질하는 태양뿐만 아니라, 열간 프레스 이외의 온간 프레스 및 냉간 프레스 등의 프레스 가공 후에 담금질을 행하는 태양도 포함하는 취지이다.
이하, 본 발명에 따른 실시형태에 대하여 설명하지만, 본 발명은 이들로 한정되는 것은 아니다.
우선, 본 발명의 일 실시형태에 따른 담금질용 강판의 성분 조성에 대하여 설명한다.
[C: 0.2% 초과 0.4% 이하]
담금질 부재의 경도는 C 함유량으로 대략 결정하기 때문에, C는 필요한 원소이다. 담금질 부재의 경도를 높이기 위해서는, C 함유량은 0.2% 초과, 바람직하게는 0.22% 이상, 보다 바람직하게는 0.24% 이상으로 한다. 그러나, C 함유량이 과잉이 되면, 열간 압연 후의 강도가 상승하여, 냉간 압연 시에 균열이 생기거나, 강판의 용접성이 저하되기 때문에, C 함유량은 0.4% 이하, 바람직하게는 0.38% 이하, 보다 바람직하게는 0.36% 이하로 한다.
[Si: 0.8% 이상 1.4% 이하]
Si는 본 발명에 있어서 중요한 원소 중 하나이다. Si는 담금질 후에 있어서의 스케일의 밀착성을 향상시켜, 스케일 벗겨짐을 방지할 수 있다. 또한, Si를 포함하는 것에 의해 담금질성이 높아지기 때문에, 담금질 부재의 경도를 향상시킬 수 있다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Si 함유량은 0.8% 이상, 바람직하게는 0.9% 이상, 보다 바람직하게는 1% 이상으로 한다. 그러나, Si 함유량이 과잉이 되면, 잔류 오스테나이트가 생성되기 쉽기 때문에, 잔류 오스테나이트로의 Mn의 확산을 조장하고, 그 결과, 강판 중의 Mn 농도가 불균일해지기 쉬워진다. 따라서, Si 함유량은 1.4% 이하, 바람직하게는 1.35% 이하, 보다 바람직하게는 1.3% 이하로 한다.
[Mn: 1% 이상 3% 이하]
Mn은 담금질 부재의 고경도화에 기여하는 원소이다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Mn 함유량은 1% 이상, 바람직하게는 1.1% 이상, 보다 바람직하게는 1.2% 이상으로 한다. 그러나, Mn 함유량이 과잉이 되면, 열간 압연 후의 강도가 상승하여, 냉간 압연 시에 균열이 생기거나, 강판의 용접성이 열화되는 원인이 된다. 또한, 과잉된 Mn의 첨가는, Mn이 편석하여 가공성이 열화되는 원인이 된다. 따라서, Mn 함유량은 3% 이하, 바람직하게는 2.8% 이하, 보다 바람직하게는 2.6% 이하로 한다.
[P: 0% 초과 0.02% 이하]
P는 불가피적으로 함유하는 원소이고, 강판의 용접성을 열화시키는 원소이다. 따라서, P 함유량은 0.02% 이하, 바람직하게는 0.018% 이하, 보다 바람직하게는 0.017% 이하로 한다. 한편, P 함유량은 가능한 한 적은 편이 좋기 때문에, 0% 초과이면 되지만, 공업적으로는 0.0005% 이상이다.
[S: 0% 초과 0.002% 이하]
S는 P와 마찬가지로, 불가피적으로 함유하는 원소이고, 강판의 용접성을 열화시키는 원소이다. 또한, S가 포함되는 것에 의해, 강판 중에 MnS가 생성되고, 그 결과, Mn의 농도 분포의 균질성이 저하되어, Mn이 편석하는 원인이 된다. 따라서, S 함유량은 0.002% 이하, 바람직하게는 0.0018% 이하, 보다 바람직하게는 0.0015% 이하로 한다. S 함유량은 가능한 한 적은 편이 좋기 때문에, 0% 초과이면 되지만, 공업적으로는 0.0001% 이상이다.
[sol.Al: 0.02% 이상 0.06% 이하]
sol.Al은 탈산제로서 작용하는 원소이다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, sol.Al 함유량은 0.02% 이상, 보다 바람직하게는 0.025% 이상으로 한다. 그러나, sol.Al 함유량이 과잉이 되면, 담금질 부재의 경도가 저하되기 때문에, sol.Al 함유량은 0.06% 이하, 바람직하게는 0.055% 이하, 보다 바람직하게는 0.05% 이하로 한다.
[N: 0% 초과 0.01% 이하]
N은 불가피적으로 함유하는 원소이고, N 함유량이 과잉이 되면, 불화물이 생성되고, B 함유량이 감소하기 때문에, 강판의 담금질성이 저하될 우려가 있다. 따라서, N 함유량은 0.01% 이하, 바람직하게는 0.008% 이하, 보다 바람직하게는 0.005% 이하로 한다. 한편, N 함유량은 가능한 한 적은 편이 좋기 때문에, 0% 초과이면 되지만, 공업적으로는 0.0001% 이상이다.
[O: 0% 초과 0.01% 이하]
O는 불가피적으로 함유하는 원소이고, 과잉으로 포함되면 담금질 부재의 T 방향 굽힘성의 저하를 초래하는 원소이다. 따라서, O 함유량은 0.01% 이하, 바람직하게는 0.005% 이하, 보다 바람직하게는 0.003% 이하로 한다. 한편, O 함유량은 가능한 한 적은 편이 좋기 때문에, 0% 초과이면 되지만, 공업적으로는 0.0001% 이상이다.
[B: 0.0005% 이상 0.005% 이하]
B는 강판의 담금질성을 향상시키는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, B 함유량은 0.0005% 이상, 바람직하게는 0.001% 이상, 보다 바람직하게는 0.0012% 이상, 더 바람직하게는 0.0015% 이상으로 한다. 그러나, B가 과잉으로 함유되면, 조대한 철 질화물이 생성되어 인성이 열화되기 때문에, B 함유량은 0.005% 이하, 바람직하게는 0.004% 이하, 보다 바람직하게는 0.0035% 이하로 한다.
[Ti: 0.005% 이상 0.1% 이하]
Ti는 TiN을 생성시킴으로써 B 함유량의 감소를 억제하여, B에 의한 강판의 담금질성을 향상시킬 수 있다. 그 때문에, Ti 함유량은 0.005% 이상, 바람직하게는 0.01% 이상, 보다 바람직하게는 0.015% 이상으로 한다. 그러나, 과잉으로 함유하면 입계에 탄화물이 석출되어, 강판의 담금질성이 열화된다. 따라서, Ti 함유량은 0.1% 이하, 바람직하게는 0.08% 이하, 보다 바람직하게는 0.06% 이하로 한다.
[그 밖의 성분]
상기 담금질용 강판은 상기 성분 조성을 만족하고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물이다. 상기 담금질용 강판에는, 불가피적으로 함유되는 불순물로서, 예를 들면, 강 중에 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라 반입되는 경우가 있는 상기 P, S, N, 및 O뿐만 아니라, Pb, Bi, Sb, 및 Sn 등의 트램프 원소가 포함되는 경우가 있다. 한편, 여기에서의 불가피적 불순물이란, 상기 P, S, N, 및 O 이외의 불순물이고, 예를 들면, Pb, Bi, Sb, Sn 등의 트램프 원소를 들 수 있다.
또한, 상기 본 발명의 작용에 악영향을 주지 않는 범위에서, 추가로 다른 원소로서, (A) Cr: 0% 초과 3% 이하, 및 Mo: 0% 초과 3% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종, (B) Nb: 0% 초과 0.1% 이하, 및 V: 0% 초과 0.1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유해도 된다. 이들 (A), (B)의 원소는 단독으로, 혹은 (A)에 기재된 원소와 (B)에 기재된 원소를 조합하여 함유시킬 수 있다. 이러한 범위를 정한 이유는 다음과 같다.
[(A) Cr: 0% 초과 3% 이하, 및 Mo: 0% 초과 3% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종]
Cr 및 Mo는 모두 담금질성을 높여 담금질 부재의 강도를 향상시키는 데 유효한 원소이고, 단독으로, 혹은 병용하여 사용할 수 있다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Cr 및 Mo의 함유량은 각각 0% 초과이고, 바람직하게는 0.1% 이상, 보다 바람직하게는 0.3% 이상으로 한다. 그러나, 과잉으로 함유하면 열간 압연 후의 강도가 증가하기 때문에, 냉간 압연성이 악화되고, 고비용이 되기 때문에, Cr 및 Mo의 함유량은, 각각 단독으로 함유시키는 경우에는, 바람직하게는 3% 이하, 보다 바람직하게는 2.5% 이하, 더 바람직하게는 2% 이하이다.
[(B) Nb: 0% 초과 0.1% 이하, 및 V: 0% 초과 0.1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종]
Nb 및 V는 모두 강판 중에 탄화물을 형성하여, 담금질 부재의 강도를 향상시키는 데 유효한 원소이고, 단독으로, 혹은 병용하여 사용할 수 있다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Nb 및 V의 함유량은 각각 0% 초과이고, 바람직하게는 0.005% 이상, 보다 바람직하게는 0.008% 이상이다. 그러나, 과잉으로 함유하면 입계에 탄화물이 석출되어, 강판의 담금질성이 열화된다. 따라서, Nb 및 V의 함유량은 각각 바람직하게는 0.1% 이하, 보다 바람직하게는 0.08% 이하, 더 바람직하게는 0.06% 이하이다.
[Mn의 농도 분포]
본 발명자들은, 상기 성분 조성을 만족시키는 담금질용 강판에 있어서, Mn의 농도 분포를 이하의 식(1)의 범위 내가 되도록 적절히 제어하는 것, 즉, Mn의 편석을 억제하는 것에 의해, 담금질 후의 경도가 515HV 이상인 고강도 영역이어도 T 방향 굽힘성이 우수한 담금질 부재가 얻어진다는 것을 도출했다. 즉, 강판의 판 두께 1/4 위치(두께 t의 담금질용 강판의 1/4×t부의 위치, 이하 마찬가지)가, 이하의 식(1)을 만족시키는 담금질용 강판으로 하는 것에 의해, 담금질 부재의 경도가 높음에도 불구하고, 양호한 T 방향 굽힘성을 나타낸다는 것을 밝혔다. 한편, T 방향 굽힘성의 평가 방법에 대해서는 후술한다.
S1+S2 < -10×[Mn]+44 (1)
[Mn]: 유도 결합 플라즈마 발광 분광법으로 분석한 강판의 Mn 농도(질량%)
S1: 강판의 판 두께 1/4 위치의 조직에 있어서, 전자선 마이크로 프로브 분석계로 분석한 Mn 농도가 상기 [Mn]의 2배 이상인 영역의 면적%
S2: 강판의 판 두께 1/4 위치의 조직에 있어서, 전자선 마이크로 프로브 분석계로 분석한 Mn 농도가 상기 [Mn]의 0.5배 이하인 영역의 면적%
본 명세서에 있어서, 「Mn의 편석」이란, 모재(담금질용 강판)의 Mn 농도의 2배 이상인 영역의 면적%(S1)와 모재의 Mn 농도의 0.5배 이하인 영역의 면적%(S2)의 합계(S1+S2(면적%))가 큰 것을 의미한다. S1+S2(면적%)의 구하는 방법에 대해서는 후술한다.
모재의 Mn 농도 [Mn]은 담금질용 강판을 유도 결합 플라즈마 발광 분광법으로 화학 분석하는 것에 의해 산출된다. 즉, [Mn]은 강판 전체에 있어서의 Mn 농도의 평균치이다.
또한, 본 발명자들은, 상기 식(1)에 나타내는 대로, 모재의 Mn 농도가 낮은 경우에 비하여, 모재의 Mn 농도가 높은 경우는, Mn의 편석을 더 억제하지 않으면 안 된다는 것도 도출했다. 예를 들면, [Mn]이 1.3질량%일 때는, S1+S2는 31면적% 미만이면 되지만, [Mn]이 2.3질량%일 때는, S1+S2는 21면적% 미만이 아니면 안 된다.
S1+S2의 값은 -10×[Mn]+44의 값보다 작으면 되지만, Mn 함유량의 하한이 1%이기 때문에, 34면적% 미만인 것이 바람직하고, 31면적% 이하인 것이 보다 바람직하고, 25면적% 이하인 것이 더 바람직하고, 21면적% 이하인 것이 특히 바람직하다. 하한에 대해서도, 특별히 한정되지 않고, 0면적%여도 되지만, 공업적으로는 5면적% 이상이고, 현실적으로는 10면적% 이상이다.
S1+S2의 값은 -10×[Mn]+44의 값보다 작으면 된다. 즉, -10×[Mn]+44-(S1+S2)가 0보다 크면 된다. 또한, -10×[Mn]+44-(S1+S2)가 1.0 이상인 것이 바람직하고, 2.0 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, -10×[Mn]+44-(S1+S2)가 10 이하인 것이 바람직하고, 5.0 이하인 것이 보다 바람직하다.
〔담금질용 강판의 조직〕
다음으로, 본 실시형태에 따른 담금질용 강판의 조직을 설명한다.
Mn은 페라이트 중에 고용되기 어렵기 때문에, 페라이트가 많이 생성되면 Mn이 편석하기 쉬워진다. 그 때문에, 전체 조직에 대한 페라이트의 면적률은 50% 이하인 것이 바람직하다. 전체 조직에 대한 페라이트의 면적률은 50% 미만인 것이 보다 바람직하고, 45% 이하인 것이 더 바람직하고, 30% 이하인 것이 보다 더 바람직하다. 또한, 페라이트는 적은 편이 바람직하고, 0%여도 된다. 페라이트의 면적률은 강판의 판 두께 1/4 위치를 광학 현미경 또는 주사형 전자 현미경(Scanning Electron Microscope: SEM)으로 관찰하여 측정한다. 한편, 페라이트 입내에 탄화물의 석출이 확인되는 경우가 있지만, 그 경우, 탄화물은 없는 것으로 하여, 탄화물을 포함시켜 페라이트 면적률을 측정하면 된다. 즉, 탄화물의 석출에 의해 페라이트 면적률이 변화하는 경우는 없다.
상기 담금질용 강판에 있어서, 주요 조직은 페라이트 이외의 조직인 것이 바람직하고, 예를 들면, 펄라이트, 베이나이트, 및 마텐자이트(오토템퍼 마텐자이트를 포함함)를 주요 조직으로 하는 것인 것이 바람직하다. 한편, 후술하는 바와 같이, 상기 담금질용 강판은 템퍼링을 행하지 않고서 제조되기 때문에, 템퍼링 마텐자이트는 0%인 것이 바람직하다.
〔담금질용 강판의 제조 방법〕
다음으로, 본 실시형태에 따른 담금질용 강판의 제조 방법을 설명한다.
우선, 전술한 성분 조성을 갖는 강을 이용하여 열간 압연을 행한다. 열간 압연에서는, 오스테나이트역에서 마무리 압연을 행한 후, 마무리 압연 온도로부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도 [R](℃/s)로 냉각하고, 권취 온도 [T](℃)에서 권취한다. 권취한 후, 권취 온도로부터 「권취 온도-50℃」까지의 온도에서 [t] 시간 유지한다. 여기에서, 상기 [R], [t], [T]는 하기 식(2)를 만족시키는 것이 필요하다.
6.0 < 2×104×(ln[R]+10)/((ln[t]+70)×[T]) (2)
권취 온도 [T]가 높아질수록, Mn이 편석하기 쉬워진다. 또한, 권취 온도로부터 권취 온도-50℃까지의 온도에서의 유지 시간 [t]가 길어질수록, Mn이 편석하기 쉬워진다. 그리고, 마무리 압연 온도로부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도 [R]이 느릴수록, Mn이 편석하기 쉬워진다. 전술한 [R], [t], [T]의 각 파라미터와 Mn의 편석의 관계, 및 「쓰치야마 도시히로, 템퍼링 파라미터의 물리적 의미의 해석과 연속 가열·냉각 열처리 과정에의 응용, 열처리, 42권, 3호, P163」의 논문에 기재된 방법에 의해 구해지는 연속 가열 시의 템퍼링 파라미터를 참고로 하여, 상기 식(2)를 도출했다. 이하, 상기 식(2)의 각 파라미터에 대하여 상술한다.
<마무리 압연 온도로부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도 [R](℃/s)>
냉각 속도가 느리면 냉각 중에 페라이트가 생성되고, 페라이트에 고용되기 어려운 Mn은 미변태 오스테나이트 중으로 확산하기 때문에, Mn이 편석하기 쉬워진다. 그 때문에, 평균 냉각 속도 [R]은 바람직하게는 10℃/s 이상이고, 보다 바람직하게는 15℃/s 이상이다. 평균 냉각 속도 [R]의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 공업적으로는 200℃/s 이하인 것이 바람직하고, 100℃/s 이하인 것이 보다 바람직하고, 50℃/s 이하인 것이 더 바람직하다.
마무리 압연 온도는 오스테나이트역이면 특별히 한정되지 않지만, 열간 변형 저항의 증가를 억제하는 관점에서, Ar3 변태점 이상인 것이 바람직하다. 또한, 통상적 방법에 따라, 스케일 발생을 억제하는 관점에서, 950℃ 이하인 것이 바람직하다.
<권취 온도 [T](℃)>
권취 온도가 높으면 미변태 오스테나이트가 생성되기 쉽기 때문에, 미변태 오스테나이트로의 Mn의 확산을 조장하고, 그 결과, 강판 중의 Mn 농도가 불균일해질 우려가 있다. 한편, 권취 온도가 낮으면 강판의 강도가 높아져 버려, 냉간 압연성이 손상되어 버린다. 그 때문에, 권취 온도 [T]는 바람직하게는 320℃ 이상 650℃ 이하이고, 보다 바람직하게는 350℃ 이상 600℃ 이하이다.
<권취 온도로부터 「권취 온도-50℃」까지의 온도에서의 유지 시간 [t](시간)>
권취 온도에도 따르지만, 상기 온도역에서의 유지 시간 [t]는 바람직하게는 15시간 이하이고, 보다 바람직하게는 10시간 이하이다. 권취 온도로부터 권취 온도-50℃까지의 온도에서의 유지 시간이 지나치게 길면 Mn이 편석하기 쉬워진다. 또한, 상기 유지 시간 [t]의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 공업적으로는 0.25시간 이상인 것이 바람직하다.
상기 「유지」란, 반드시 동일 온도에서 계속 유지하지 않아도 되고, 상기 온도역의 범위 내이면 변동해도 된다. 예를 들면, 상기 온도역의 범위 내에서 항온 유지해도 되고, 이 범위 내에서 변화, 즉, 온도 저하나 가열에 의한 온도 상승, 변태에 수반하는 복열에 의한 온도 상승 등을 포함해도 된다.
본 실시형태에 따른 제조 방법에서는, 상기 온도역에서 소정의 시간 유지한 후, 실온까지 냉각하지만, 그때의 냉각 속도는 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 공랭 등이면 된다.
[산세, 냉연]
상기 열간 압연 후에는, 필요에 따라서 산세하고, 냉연율 30∼80% 정도의 냉간 압연을 행해도 된다.
[도금]
상기 열간 압연 후에는, 제조 공정에 있어서의 강판 온도의 상승이 300℃ 이하이면, 도금을 행해도 된다.
[담금질 부재]
Mn의 편석이 억제된 본 실시형태에 따른 담금질용 강판을 사용하여 제조하는 것에 의해, 경도가 515HV 이상인 고강도이고, 또한 T 방향 굽힘성이 우수한 담금질 부재를 얻을 수 있다. 구체적으로는, Mn의 편석이 억제된 본 실시형태에 따른 담금질용 강판을 담금질하는 것에 의해, 담금질 후의 경도가 515HV 이상인 고강도이고, 또한 T 방향 굽힘성이 우수한 담금질 부재를 얻을 수 있다. 담금질 부재의 경도는 525HV 이상인 것이 바람직하고, 535HV 이상인 것이 보다 바람직하다. 담금질 부재의 경도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면 680HV 이하이며, 650HV 이하인 것이 바람직하고, 600HV 이하인 것이 보다 바람직하고, 570HV 이하인 것이 더 바람직하다.
또한, 상기 담금질 부재는, T 방향 굽힘의 굽힘 시험에서 얻어지는 최대 하중 시의 변위를, 독일 자동차공업회에서 규정된 VDA 기준(VDA238-100)으로 변환한 굽힘 각도와, 상기 경도의 관계를 나타내는 하기 식(5)의 값이, 0보다 큰 것이 바람직하고, 5 이상인 것이 보다 바람직하다. 하기 식(5)의 값이 0보다 크다는 것은 경도 및 굽힘 각도가 함께 큰 것을 나타낸다.
굽힘 각도-(-0.6×경도+376) (5)
일반적으로, 강도와 굽힘성은 상반되는 경향이 있어, 고강도가 되면 될수록 굽힘성은 저하되지만, 상기 담금질 부재는 이와 같이 강도도 굽힘성도 높다.
다음으로, 담금질 부재의 제조 방법에 대하여 설명한다.
예를 들면, 본 실시형태에 따른 담금질용 강판을 열간 프레스 성형에 적용하는 경우에 있어서의 담금질 부재의 제조 방법은, 특별히 한정되지 않고, 다이 켄칭(die quenching)법 등의 공지의 방법을 이용할 수 있다. 상세하게는, 담금질용 강판을 오스테나이트 단상이 되는 온도로 가열하여 강도를 저하시켜, 성형을 용이하게 한 상태에서, 금형으로 프레스 성형을 행하는 방법 등을 들 수 있다. 보다 구체적으로는, 본 실시형태에 따른 담금질용 강판을, 하기 식(3)으로 규정되는 Ac3점 이상의 온도로 가열한 후, 금형에 의해 상기 강판의 프레스 성형을 개시하고, 프레스 성형의 개시 후, 하기 식(4)로 규정되는 Ms점의 범위까지를, 상기 금형 내에서 20∼300℃/s의 평균 냉각 속도를 확보하면서 냉각하는 방법을 들 수 있다.
Ac3(℃) = 910-203×[C]1/2+44.7×[Si]-30×[Mn]+700×[P]+400×[Al]+400×[Ti]+104×[V]-11×[Cr]+31.5×[Mo]-20×[Cu]-15.2×[Ni] (3)
Ms(℃) = 550-361×[C]-39×[Mn]-10×[Cu]-17×[Ni]-20×[Cr]-5×[Mo]+30×[Al] (4)
한편, 열간 프레스 성형에 적용하는 경우의 담금질 부재의 제조 방법은, 515HV 이상의 경도를 만족시키는 한, 상기 수법으로 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 오스테나이트 단상이 되는 온도로 가열하고, 열간 프레스 성형을 행한 후, 공랭 등의 냉각을 행해도 된다.
혹은, 본 실시형태에 따른 담금질용 강판을, 열간 프레스 이외의 프레스 성형에 적용한 후, 담금질을 행하여 담금질 부재로 할 수도 있다. 예를 들면, 본 실시형태에 따른 담금질용 강판을 온간 프레스 성형에 적용하는 경우, 대체로 200∼700℃의 온도로 가열하여 온간 프레스를 행한 후, 경도가 필요한 부분만 고주파 등으로 담금질을 행하여, 담금질 부재를 제조할 수 있다. 또한, 본 실시형태에 따른 담금질용 강판을 냉간 프레스 성형에 적용하는 경우, 냉간 프레스를 행한 후, 경도가 필요한 부분만 고주파 등으로 담금질을 행하여, 담금질 부재를 제조할 수 있다.
본 명세서는, 전술한 바와 같이, 다양한 태양의 기술을 개시하고 있지만, 그 중 주된 기술을 이하에 정리한다.
본 발명의 일 국면은, 성분 조성이, 질량%로, C: 0.2% 초과 0.4% 이하, Si: 0.8% 이상 1.4% 이하, Mn: 1% 이상 3% 이하, P: 0% 초과 0.02% 이하, S: 0% 초과 0.002% 이하, sol.Al: 0.02% 이상 0.06% 이하, N: 0% 초과 0.01% 이하, O: 0% 초과 0.01% 이하, B: 0.0005% 이상 0.005% 이하, 및 Ti: 0.005% 이상 0.1% 이하를 만족시키고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 Mn 농도가 하기 식(1)을 만족시키는 것을 특징으로 하는 담금질용 강판이다.
S1+S2 < -10×[Mn]+44 (1)
[Mn]: 유도 결합 플라즈마 발광 분광법으로 분석한 강판의 Mn 농도(질량%)
S1: 강판의 판 두께 1/4 위치의 조직에 있어서, 전자선 마이크로 프로브 분석계로 분석한 Mn 농도가 상기 [Mn]의 2배 이상인 영역의 면적%
S2: 강판의 판 두께 1/4 위치의 조직에 있어서, 전자선 마이크로 프로브 분석계로 분석한 Mn 농도가 상기 [Mn]의 0.5배 이하인 영역의 면적%
상기 담금질용 강판은, 강판의 판 두께 1/4 위치에 있어서의 페라이트의 면적률이 0% 이상 50% 이하인 것이 바람직하다.
상기 담금질용 강판은, 성분 조성이, 질량%로, B: 0.001% 이상 0.005% 이하를 만족시키는 것이 바람직하다.
상기 담금질용 강판은, 추가로 다른 원소로서, 질량%로, Cr: 0% 초과 3% 이하, Mo: 0% 초과 3% 이하, Nb: 0% 초과 0.1% 이하, 및 V: 0% 초과 0.1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명의 다른 일 국면은, 상기 담금질용 강판을 사용하여 제조된 담금질 부재로서, 경도가 515HV 이상인 것을 특징으로 하는 T 방향 굽힘성이 우수한 담금질 부재이다.
본 발명의 다른 일 국면은, 상기 담금질용 강판을 제조하기 위한 방법으로서, 오스테나이트역에서 마무리 압연을 행한 후, 하기 식(2)를 만족시키는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 담금질용 강판의 제조 방법이다.
6.0 < 2×104×(ln[R]+10)/((ln[t]+70)×[T]) (2)
[R]: 「마무리 압연 온도」로부터 「권취 온도」까지의 평균 냉각 속도(℃/s)
[t]: 「권취 온도」로부터 「권취 온도-50℃」까지의 온도에서 유지한 시간(h)
[T]: 「권취 온도」(℃)
또한, 상기 담금질용 강판의 제조 방법에 있어서, 상기 평균 냉각 속도 R이 10℃/s 이상 200℃/s 이하인 것이 바람직하다.
또한, 상기 담금질용 강판의 제조 방법에 있어서, 상기 유지한 시간 t가 0.25시간 이상 15시간 이하인 것이 바람직하다.
또한, 상기 담금질용 강판의 제조 방법에 있어서, 상기 권취 온도 T가 320℃ 이상 650℃ 이하인 것이 바람직하다.
본 발명에 의하면, 상기 담금질용 강판을 이용하는 것에 의해, 담금질 후의 경도가 515HV 이상인 고강도 영역이어도, T 방향 굽힘성이 우수한 담금질 부재를 제공할 수 있다.
실시예
이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 원래 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니고, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
[실험 No. 1]
하기 표 1에 나타내는 성분 조성의 강(잔부는 철 및 불가피적 불순물, 표 1에 있어서 공란은 원소를 첨가하고 있지 않는 것을 의미함)을 용제하고, 하기에 기재된 열간 압연을 행하여, 열연 강판을 얻었다. 그 후, 표면을 연삭하여, 두께 1.4mm의 담금질용 강판을 얻었다.
Figure pct00001
[열간 압연]
슬래브를 1250℃까지 가열하고, 압하율 90%로, 표 2에 나타내는 「마무리 압연 온도(℃)」가 되도록 판 두께 2.3mm까지 열간 압연했다. 그 후, 이 온도로부터 표 2에 나타내는 「평균 냉각 속도(℃/s)」로 표 2에 나타내는 「권취 온도(℃)」까지 냉각하여 권취한 후, 표 2에 나타내는 「유지 시간(h)」 동안, 「권취 온도-50(℃)」 이상 「권취 온도(℃)」 이하의 온도에서 유지했다. 계속해서, 실온까지 공랭하여 열연 강판을 제조했다.
[실험 No. 6, 11, 17, 22]
성분 조성, 마무리 압연 온도, 평균 냉각 속도, 권취 온도, 및 유지 시간을 표 1 및 표 2에 기재된 조건으로 변경한 것 이외에는, 실험 No. 1과 마찬가지의 제조 방법으로 담금질용 강판을 얻었다.
[실험 No. 2∼5, 7∼10, 12∼16, 18∼21, 23∼26]
성분 조성, 마무리 압연 온도, 평균 냉각 속도, 권취 온도, 및 유지 시간을 표 1 및 표 2에 기재된 조건으로 변경하여 열연 강판을 제조한 것 이외에는, 실험 No. 1과 마찬가지의 제조 방법으로 열연 강판을 제조했다. 그 후, 얻어진 상기 열연 강판을 산세하여 표면의 스케일을 제거한 후, 냉간 압연을 행하여, 판 두께 1.4mm의 냉간 압연 강판을 제조해서, 담금질용 강판을 얻었다.
실험 No. 1∼26의 담금질용 강판에 대하여, 하기에 상술하는 대로, 금속 조직 및 Mn 농도의 측정을 행했다. 또, 실험 No. 1∼26의 담금질용 강판을 후술하는 담금질 시험에 의해 얻어진 담금질 부재에 대하여, 하기에 상술하는 대로, 각종 기계적 특성의 평가를 행하고, 표 2에 나타냈다.
[페라이트의 면적률]
담금질용 강판의 L 방향(압연 방향과 평행) 단면을 연마한 후에, 나이탈로 부식시켰다. 그 후, 광학 현미경을 이용하여, 판 두께의 1/4 위치를 배율 1000배로 3시야(100μm×100μm 사이즈/시야) 관찰하고, 격자 간격 5μm, 격자점 수 20×20의 점산법으로 페라이트의 면적률을 측정하여, 3시야의 평균치를 산출했다.
[Mn의 농도 분포]
이하의 식(1)을 이용하여, Mn의 농도 분포를 하기 기준으로 평가해서, A 평가를 합격, B 평가를 불합격으로 했다. 한편, [Mn]의 측정 방법, S1+S2의 산출 방법은 이하와 같다.
S1+S2 < -10×[Mn]+44 (1)
[Mn]: 유도 결합 플라즈마 발광 분광법으로 분석한 강판의 Mn 농도(질량%)
S1: 강판의 판 두께 1/4 위치의 조직에 있어서, 전자선 마이크로 프로브 분석계로 분석한 Mn 농도가 상기 [Mn]의 2배 이상인 영역의 면적%
S2: 강판의 판 두께 1/4 위치의 조직에 있어서, 전자선 마이크로 프로브 분석계로 분석한 Mn 농도가 상기 [Mn]의 0.5배 이하인 영역의 면적%
(평가 기준)
A: 식(1)을 만족시킴(S1+S2의 값이 -10×[Mn]+44의 값보다 작음)
B: 식(1)을 만족시키지 않음(S1+S2의 값이 -10×[Mn]+44 이상의 값임)
([Mn]의 측정 방법)
담금질용 강판의 폭 방향 중부로부터, 30mm×100mm 사이즈의 시료를 잘라냈다. 잘라낸 시료를 분말로 하여, 이 분말을 염산과 질산의 혼산 용액으로 용해시킨 후, 이 용액을, 유도 결합 플라즈마 발광 분광 분석 장치(시마즈제작소사제 ICPV-1017)를 이용하여, 결합 플라즈마 발광 분광법으로 화학 분석하는 것에 의해, [Mn]을 얻었다.
(S1+S2의 산출 방법)
담금질용 강판을 L 방향의 횡단면으로 절단하고, 수지에 매립하고, 상기 횡단면을 연마했다. 그 후, 강판의 판 두께 1/4 위치에 있어서, 약 120μm×95μm의 범위를, 전자선 마이크로 프로브 분석계(Electron Probe Micro Analyzer: EPMA, 니혼전자사제 JXA-8100 시리즈)를 이용하여, 빔 지름 약 5μm의 조건에서 Mn 농도를 측정했다. 한편, 당해 EPMA 장치에서의 구체적 설정은 이하대로 했다.
측정 에어리어 X: 300포인트 Y: 240포인트
이송: 0.4μm
빔 지름 설정: 제로
취입 시간: 20msec/포인트
전자 빔 가속 전압: 15kV
조사 전류: 1×10-6A(1μA)
다음으로, 상기 조건에서 측정한 각 포인트에 있어서의 Mn 농도를 [Mn]으로 나누어, Mn 농도가 [Mn]의 2배 이상인 포인트 수 및 Mn 농도가 [Mn]의 0.5배 이하인 포인트 수를 구했다. 또, Mn 농도가 [Mn]의 2배 이상인 포인트 수와 Mn 농도가 [Mn]의 0.5배 이하인 포인트 수의 합계 값을, 토털의 측정 포인트 수(300×240포인트)로 나누는 것에 의해, S1+S2(면적%)를 산출했다.
[담금질 시험]
담금질 시험은 금형을 모의한 다이 켄칭 방법을 이용하여 이하의 조건에서 행했다.
담금질용 강판의 판 온도: 900℃
가열 시간: 100초
방랭 시간: 약 15초
다이 켄칭 개시 온도: 700℃
다이 켄칭 하중: 2000kgf
성형 하사점 유지 시간: 30초
[스케일 밀착성의 평가]
상기 담금질 시험 후의 성형품(담금질 부재)을 금형 퇴피시킨 상태에서 자연 방랭하여 상온까지 냉각하고, 담금질 부재의 표면을 육안으로 관찰하여, 스케일 박리의 유무를 조사했다. 본 실시예에서는, 담금질 부재의 표면적에 대한 스케일의 박리 부분의 비율을 산출하여, 하기 기준으로 평가했다.
(평가 기준)
합격(○): 스케일의 박리 부분이 담금질 부재의 표면적의 15% 미만
불합격(×): 스케일의 박리 부분이 담금질 부재의 표면적의 15% 이상
[경도]
담금질 부재의 비커스 경도(HV)에 대해서는, JIS Z 2244에 기재된 방법에 의해 측정했다.
[경도를 고려한 T 방향 굽힘성의 평가]
담금질 부재의 T 방향 굽힘성은, 독일 자동차공업회에서 규정된 VDA 기준(VDA238-100)에 기초하여, 이하의 측정 조건에서 평가를 행했다. 본 실시예에서는, 굽힘 시험에서 얻어진 최대 하중 시의 변위를 VDA 기준으로 각도로 변환하여, 굽힘 각도를 구했다. 또한, 일반적으로 담금질 부재의 경도가 높을수록 굽힘 각도는 낮아진다는 상관성을 갖기 때문에, 담금질 부재의 경도에 대한 굽힘 각도의 크기에 기초하여, T 방향 굽힘성을 평가했다. 구체적으로는, 하기 식(5)의 값에 의해 T 방향 굽힘성을 하기 기준으로 평가하여, A 평가를 합격(○), B 평가를 불합격(×)으로 했다. 또한, 각 담금질 부재의 경도[담금질 후 경도(HV)]와 굽힘 각도[담금질 후 굽힘 각도(°)]의 관계를 도 1에 나타냈다.
굽힘 각도-(-0.6×경도+376) (5)
(평가 기준)
A: 식(5)의 값이 0보다 큼(굽힘 각도의 값이 -0.6×경도+376의 값보다도 큼)
B: 식(5)의 값이 0 이하임(굽힘 각도의 값이 -0.6×경도+376의 값 이하임)
(측정 조건)
시험 방법: 롤 지지, 펀치 밀어넣기
롤 지름: φ30mm
펀치 형상: 선단 R = 0.4mm
롤간 거리: 3.5mm
밀어넣기 속도: 20mm/min
시험편 치수: 60mm×60mm
굽힘 방향: 압연 직각 방향
시험기: 시마즈제작소사제의 AUTOGRAPH 20kN
Figure pct00002
표 1 및 표 2로부터, 이하와 같이 고찰할 수 있다.
본 발명의 성분 조성을 만족시키는 표 1의 강종 A1∼A7, B1∼B4를 이용하여, 상기 식(2)를 만족시키는 제조 조건에서 제조된 표 2의 각 실험(실험 No. 1, 4, 6, 8, 9, 11, 14, 15, 17, 18, 및 23∼26)은, 상기 식(1)을 만족시키고 있어, 담금질 부재는, 515HV 이상의 고강도면서, T 방향 굽힘성이 우수하고, 나아가 스케일 밀착성이 우수했다.
이에 비해, 상기 이외의 강판은, 하기에 상술하는 대로, 본 발명에서 규정하는 성분 조성 또는 제조 조건을 만족시키지 않아, 원하는 특성이 얻어지지 않았다.
상기 식(2)를 만족시키지 않는 제조 조건에서 제조한 실험 No. 2, 3, 5, 7, 10, 12, 13, 및 16은, 상기 식(1)을 만족시키고 있지 않아, 담금질 부재의 T 방향 굽힘성이 나빴다.
표 1의 강종 A8 및 A9는, Si 함유량이 본 발명에서 규정한 하한치(0.8%)를 하회하고 있기 때문에, 실험 No. 19∼22는, 담금질 부재의 경도가 부족하고, 담금질 부재의 T 방향 굽힘성 및 스케일 밀착성도 나빴다.
이 출원은 2016년 2월 29일에 출원된 일본 특허출원 특원2016-037635 및 2016년 10월 24일에 출원된 일본 특허출원 특원2016-207673을 기초로 하는 것이고, 그 내용은 본원에 포함되는 것이다.
본 발명을 표현하기 위해서, 전술에 있어서 도면을 참조하면서 실시형태를 통해 본 발명을 적절하고 또한 충분히 설명했지만, 당업자이면 전술한 실시형태를 변경 및/또는 개량하는 것은 용이하게 할 수 있다고 인식해야 한다. 따라서, 당업자가 실시하는 변경 형태 또는 개량 형태가, 청구범위에 기재된 청구항의 권리 범위를 이탈하는 수준의 것이 아닌 한, 당해 변경 형태 또는 당해 개량 형태는 당해 청구항의 권리 범위에 포괄된다고 해석된다.
본 발명에 의하면, 상기 담금질용 강판을 이용하는 것에 의해, 담금질 후의 경도가 515HV 이상인 고강도 영역이어도, T 방향 굽힘성이 우수한 담금질 부재가 제공된다.

Claims (9)

  1. 성분 조성이, 질량%로,
    C: 0.2% 초과 0.4% 이하,
    Si: 0.8% 이상 1.4% 이하,
    Mn: 1% 이상 3% 이하,
    P: 0% 초과 0.02% 이하,
    S: 0% 초과 0.002% 이하,
    sol.Al: 0.02% 이상 0.06% 이하,
    N: 0% 초과 0.01% 이하,
    O: 0% 초과 0.01% 이하,
    B: 0.0005% 이상 0.005% 이하, 및
    Ti: 0.005% 이상 0.1% 이하
    를 만족시키고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 Mn 농도가 하기 식(1)을 만족시키는 것을 특징으로 하는 담금질용 강판.
    S1+S2 < -10×[Mn]+44 (1)
    [Mn]: 유도 결합 플라즈마 발광 분광법으로 분석한 강판의 Mn 농도(질량%)
    S1: 강판의 판 두께 1/4 위치의 조직에 있어서, 전자선 마이크로 프로브 분석계로 분석한 Mn 농도가 상기 [Mn]의 2배 이상인 영역의 면적%
    S2: 강판의 판 두께 1/4 위치의 조직에 있어서, 전자선 마이크로 프로브 분석계로 분석한 Mn 농도가 상기 [Mn]의 0.5배 이하인 영역의 면적%
  2. 제 1 항에 있어서,
    강판의 판 두께 1/4 위치에 있어서의 페라이트의 면적률이 0% 이상 50% 이하인 담금질용 강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 질량%로,
    B: 0.001% 이상 0.005% 이하를 만족시키는 담금질용 강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로 다른 원소로서, 질량%로,
    Cr: 0% 초과 3% 이하,
    Mo: 0% 초과 3% 이하,
    Nb: 0% 초과 0.1% 이하, 및
    V: 0% 초과 0.1% 이하
    로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하는 담금질용 강판.
  5. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 담금질용 강판을 사용하여 제조된 담금질 부재로서,
    경도가 515HV 이상인 것을 특징으로 하는 T 방향 굽힘성이 우수한 담금질 부재.
  6. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 담금질용 강판을 제조하기 위한 방법으로서,
    오스테나이트역에서 마무리 압연을 행한 후, 하기 식(2)를 만족시키는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 담금질용 강판의 제조 방법.
    6.0 < 2×104×(ln[R]+10)/((ln[t]+70)×[T]) (2)
    [R]: 「마무리 압연 온도」로부터 「권취 온도」까지의 평균 냉각 속도(℃/s)
    [t]: 「권취 온도」로부터 「권취 온도-50℃」까지의 온도에서 유지한 시간(h)
    [T]: 「권취 온도」(℃)
  7. 제 6 항에 있어서,
    상기 평균 냉각 속도가 10℃/s 이상 200℃/s 이하인 담금질용 강판의 제조 방법.
  8. 제 6 항에 있어서,
    상기 유지한 시간이 0.25시간 이상 15시간 이하인 담금질용 강판의 제조 방법.
  9. 제 6 항에 있어서,
    상기 권취 온도가 320℃ 이상 650℃ 이하인 담금질용 강판의 제조 방법.
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