KR20200111753A - 핫 스탬프용 강판 - Google Patents

Abstract

강도 또는 굽힘 변형능이 우수한 핫 스탬프 성형체의 소재가 되는 핫 스탬프용 강판이며, 소정의 성분 조성을 갖고, 마이크로 조직이, 하부 베이나이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 적어도 1종을 면적률로 90％ 이상 포함하고, 하부 베이나이트, 마르텐사이트, 또는 템퍼링 마르텐사이트를 구성하는 결정립의 {112}<111>의 X선 랜덤 강도비가 2.8 이상이고, 입경이 50㎚ 이하인 시멘타이트 및 입실론 탄화물의 개수 밀도가 합계로 1×10¹⁶개/㎤ 이상이고, Z＝(입계에 있어서의 Nb 및 Mo의 1종 또는 2종의 질량％)/(용해 시의 Nb 및 Mo의 1종 또는 2종의 질량％)로 정의되는 입계 고용비 Z가 0.4 이상인 것을 특징으로 한다.

Description

핫 스탬프용 강판

본 발명은, 강도가 필요한 자동차나 구조물의 구조 부재나 보강 부재에 사용하는, 특히, 강도와 굽힘 변형능이 우수한 핫 스탬프 성형체의 소재가 되는 핫 스탬프용 강판에 관한 것이다.

근년, 환경 보호 및 자원 절약화의 관점에서 자동차 차체의 경량화가 요구되고 있고, 그 때문에, 자동차용 부재에 대한 고강도 강판의 적용이 가속되고 있다. 그러나, 강판의 고강도화에 수반하여 성형성은 열화되므로, 고강도 강판에 있어서는, 복잡한 형상의 부재에 대한 성형성이 과제로 된다.

이와 같은 과제를 해결하기 위해, 강판을 오스테나이트 영역의 고온까지 가열한 후에 프레스 성형을 실시하는 핫 스탬프의 적용이 진행되고 있다. 핫 스탬프는, 프레스 가공과 동시에, 금형 내에 있어서 ??칭 처리를 실시하므로, 자동차용 부재에 대한 성형과 강도 확보를 양립하는 기술로서 주목받고 있다.

한편, 고강도 강판을 핫 스탬프로 성형한 성형체에는, 충돌 시에 충격을 흡수하는 성능이 요구된다.

이 요구에 따르는 기술로서, 특허문헌 1에는, 핫 스탬프용 강판을 어닐링하고, 탄화물 중에 Mn이나 Cr을 농화시켜 용해되기 어려운 탄화물로 함으로써, 핫 스탬프 가열 시에 이들 탄화물에 의해 오스테나이트의 성장을 억제하여 세립화시키는 기술이 개시되어 있다.

특허문헌 2에는, 핫 스탬프 가열 시에 90℃/s 이하의 가열 속도로 승온함으로써, 오스테나이트를 세립화시키는 기술이 개시되어 있다.

특허문헌 3, 특허문헌 4, 특허문헌 5에도 오스테나이트를 세립화시켜 인성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다.

국제 공개 제2015/147216호 일본 특허 제5369714호 공보 일본 특허 제5114691호 공보 일본 특허 공개 제2014-15638호 공보 일본 특허 공개 제 2002-309345호 공보

그러나, 상기 특허문헌 1 내지 5에 개시되어 있는 기술에서는, 더 세립화된 오스테나이트를 얻는 것은 곤란하여, 종래 이상의 강도 또는 굽힘 변형능을 얻는 것을 기대할 수 없다.

본 발명은, 종래 기술의 과제를 감안하여, 고강도 강판의 핫 스탬프 성형체에 있어서, 더 우수한 강도 또는 굽힘 변형능을 확보하는 것을 과제로 하고, 해당 과제를 해결하는 핫 스탬프용 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은 상기 과제를 해결하는 방법에 대하여 예의 검토했다. 그 결과, 핫 스탬프 성형체의 구 오스테나이트의 입경을 3㎛ 이하로 함으로써, 종래보다도 우수한 강도가 얻어지는 것을 발견했다.

그리고, 핫 스탬프 성형체의 구 오스테나이트의 입경을 3㎛ 이하로 하는 데는, 성형 전의 강판에 있어서, 시멘타이트 또는 입실론 탄화물의 개수 밀도가 1×10¹⁶개/㎤ 이상으로 하고, 또한 Nb 및 Mo의 1종 또는 2종을 구 오스테나이트 입계에 고용시켜 입계의 취화 강도를 상승시키면 되는 것을 발견했다.

또한, 핫 스탬프용 강판에 있어서, 하부 베이나이트 또는 마르텐사이트 또는 템퍼링 마르텐사이트의 결정립의 결정 방위인 {112}<111>의 X선 랜덤 강도비를 제어함으로써, 오스테나이트와 마르텐사이트의 텍스처 메모리 효과에 의해, 핫 스탬프 성형체에 있어서 균열 진전 억제 효과가 높은 결정 방위가 생성되어, 핫 스탬프 성형체에 있어서 우수한 굽힘 변형능이 얻어지는 것을 발견했다.

본원 발명은 상기한 지견에 기초하여, 또한 검토를 진행시켜 이루어진 것이며, 그 요지는 이하와 같다.

(1) 성분 조성이, 질량％로, C: 0.35％ 이상, 0.75％ 이하, Si: 0.005％ 이상, 0.25％ 이하, Mn: 0.5％ 이상, 3.0％ 이하, sol.Al: 0.0002％ 이상, 3.0％ 이하, Cr: 0.05％ 이상, 1.00％ 이하, B: 0.0005％ 이상, 0.010％ 이하, Nb: 0.01％ 이상, 0.15％ 이하, Mo: 0.005％ 이상, 1.00％ 이하, Ti: 0％ 이상, 0.15％ 이하, Ni: 0 이상, 3.00％ 이하, P: 0.10％ 이하, S: 0.10％ 이하, N: 0.010％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물이고, 마이크로 조직이, 하부 베이나이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 적어도 1종을 면적률로 90％ 이상 포함하고, Z＝(입계에 있어서의 Nb 및 Mo의 1종 또는 2종의 질량％)/(용해 시의 Nb 및 Mo의 1종 또는 2종의 질량％)로 정의되는 입계 고용비 Z가 0.4 이상이고, 상기 하부 베이나이트, 마르텐사이트, 또는 템퍼링 마르텐사이트를 구성하는 결정립의 {112}<111>의 X선 랜덤 강도비가 2.8 이상이고, 입경이 50㎚ 이하인 시멘타이트 및 입실론 탄화물의 개수 밀도가 합계로 1×10¹⁶개/㎤ 이상인 것을 특징으로 하는 핫 스탬프용 강판.

(2) 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 상기 (1)의 핫 스탬프용 강판.

본 발명에 따르면, 강도 또는 굽힘 변형능이 우수한 핫 스탬프 성형체의 소재가 되는 핫 스탬프용 강판을 제공할 수 있다.

도 1은 입계 고용비를 측정할 때의 시험편의 형상을 도시하는 도면이다.

본 발명의 특징은, 시멘타이트 또는 입실론 탄화물의 개수 밀도가 1×10¹⁶개/㎤ 이상으로 하고, 또한 Nb 및 Mo의 1종 또는 2종을 구 오스테나이트 입계에 고용시켜 입계의 취화 강도를 상승시키는 것이다. 또한, 강판의 하부 베이나이트 또는 마르텐사이트 또는 템퍼링 마르텐사이트의 결정립의 결정 방위인 {112}<111>의 X선 랜덤 강도비를 제어하는 것이다. 본 발명자들은 예의 검토한 결과, 이하의 방법에 의해 상기한 조직이 얻어지는 것을 알아냈다.

제1 단계로서, 단위 시간당의 용강의 주입량을 제어한다. 이로써, 강편 중의 Mn의 마이크로 편석을 억제시키고, 또한, Mo, Nb의 석출을 억제하여, 강 중의 Mo, Nb의 고용량을 증가시킨다.

단위 시간당의 용강의 주입량을 제어하여 Mn의 마이크로 편석을 저감시키면, P의 트랩 사이트가 소실되기 때문에, 마무리 압연 시에 P이 구 오스테나이트 입계에 편석된다. 그러면, 구 오스테나이트 입계를 세립화한 것에 관계 없이, 입계의 취화 강도를 저하시켜, 충격 흡수능을 충분히 얻을 수 없다. 이것은, Mn과 P의 친화성이 높기 때문에, Mn의 편석이 P의 트랩 사이트로서 기능하고 있고, 편석을 해소함으로써 P이 구 오스테나이트 입계에 확산되기 때문이다. 본 발명에서는, 이 과제를, 제2 단계의 압연 조건의 제어에 의해 해결한다.

제2 단계로서, 열간 마무리 압연의 압하율, 온도, 압연 후의 냉각 조건, 권취 온도를 제어함으로써, 탄화물 중으로의 Mn 농화를 억제시켜, 역용해의 미세 탄화물을 생성시키고, 또한 강 중에 고밀도의 전위를 도입한다. 본 발명에서는, 미세하게 분산된 탄화물과 고밀도의 전위의 양쪽이 오스테나이트의 역변태 사이트로 됨으로써 구 오스테나이트 입자를 미세화한다. 역변태 사이트로서 효과적으로 기능시키기 위해서는, 탄화물은 용해되기 쉬운 것이 바람직하다. 그 때문에, Mn이나 Cr 등의 탄화물 용해를 저해하는 원소를 탄화물에 농화시키지 않는 것이 중요하다.

또한, Mo, Nb의 석출을 억제하여, 구 오스테나이트의 입계에 Nb이나 Mo을 고용시킴으로써, P의 편석 사이트를 Nb과 Mo에 의해 점유시켜, 구 오스테나이트에 대한 P의 편석을 해소한다. 이로써, 단순히 Mo 또는 Nb에 의한 입계 강도의 향상뿐만 아니라, 입계의 취화 강도의 저감을 억제할 수 있다.

또한, 코일 권취 조건을 제어함으로써, 탄화물 중으로의 Mn 농화를 억제시키고, 역용해의 미세 탄화물을 생성시키고, 또한 강 중에 고밀도의 전위를 도입함으로써 오스테나이트의 강도를 상승시킬 수 있고, 오스테나이트로부터 하부 베이나이트 또는 마르텐사이트 또는 템퍼링 마르텐사이트로 상변태될 때에, 변태에 의해 발생하는 응력을 완화하기 위해 유리한 결정 방위이지만 우선적으로 생성한다. 그 결과, 결정립의 {112}<111>의 X선 랜덤 강도비를 제어할 수 있다.

이들 핫 스탬프용 강판은, 핫 스탬프 공정에 있어서의 가열 속도를 제어함으로써, 다른 특성을 발휘한다.

이하, 본 발명의 핫 스탬프용 강판과 그 제조 방법에 대하여 설명한다. 먼저, 본 발명의 핫 스탬프용 강판을 구성하는 성분 조성의 한정 이유에 대하여 설명한다. 이하, 성분 조성에 관한 ％는 질량％를 의미한다.

「C: 0.35％ 이상, 0.75％ 이하」

C는, 핫 스탬프 성형체가 2000㎫ 이상의 인장 강도를 얻기 위해 중요한 원소이다. 0.35％ 미만이면, 마르텐사이트가 유연하여, 2000㎫ 이상의 인장 강도를 확보하는 것이 곤란하므로, C는 0.35％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.37％ 이상이다. 요구되는 강도와 조기 파단 억제의 밸런스를 감안하여, 상한은 0.75％로 한다.

「Si: 0.005％ 이상, 0.25％ 이하」

Si는, 변형능을 높여 충격 흡수능의 향상에 기여하는 원소이다. 0.005％ 미만이면, 변형능이 부족해 핫 스탬프 성형체의 충격 흡수능이 열화되기 때문에, 0.005％ 이상 첨가한다. 바람직하게는 0.01％ 이상이다. 한편, 0.25％를 초과하면, 탄화물에 대한 고용량이 증가하여 탄화물이 용해되기 어려워져 핫 스탬프 성형체의 구 오스테나이트의 입경을 3㎛로 제어할 수 없게 되기 때문에, 상한을 0.25％로 한다. 바람직하게는 0.22％ 이하이다.

「Mn: 0.5％ 이상, 3.0％ 이하」

Mn은, 고용 강화로 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 0.5％ 미만이면 고용 강화능이 부족해 마르텐사이트가 유연해져, 핫 스탬프 성형체가 2000㎫ 이상의 인장 강도를 확보하는 것이 곤란하므로, 0.5％ 이상 첨가한다. 바람직하게는 0.7％ 이상이다. 한편, 3.0％를 초과하여 첨가하면, 탄화물에 대한 고용량이 증가하여 탄화물이 용해되기 어려워져 핫 스탬프 성형체의 구 오스테나이트의 입경을 3㎛ 이하로 제어할 수 없게 되기 때문에, 3.0％를 상한으로 한다. 바람직하게는, 2.5％ 이하이다.

「sol.Al: 0.0002％ 이상, 3.0％ 이하」

Al은, 용강을 탈산하여 강을 건전화하는 작용을 이루는 원소이다. 0.0002％ 미만이면, 탈산이 충분하여 직경 5㎛ 이상의 조대한 산화물이 생성되어 조기 파단을 일으키기 때문에, sol.Al은 0.0002％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.0010％ 이상이다. 한편, 3.0％를 초과하여 첨가하면, 조대한 산화물이 생성되어 인성이 손상되기 때문에, 3.0％ 이하로 한다. 바람직하게는 2.5％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.5％ 이하이다.

「Cr: 0.05％ 이상, 1.00％ 이하」

Cr은, 고용 강화로 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 0.05％ 미만이면 고용 강화능이 부족해 마르텐사이트가 유연해져, 핫 스탬프 성형체가 2000㎫ 이상의 인장 강도를 확보하는 것이 곤란하므로, 0.05％ 이상 첨가한다. 바람직하게는 0.1％ 이상이다. 한편, 1.00％를 초과하여 첨가하면, 탄화물에 대한 고용량이 증가하여 탄화물이 용해되기 어려워져 핫 스탬프 성형체의 구 오스테나이트의 입경을 3㎛ 이하로 제어할 수 없게 되기 때문에, 1.00％를 상한으로 한다. 바람직하게는, 0.8％ 이하이다.

「B: 0.0005％ 이상, 0.010％ 이하」

B는, 고용 강화로 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 0.0005％ 미만이면 고용 강화능이 부족해 마르텐사이트가 유연해져, 핫 스탬프 성형체가 2000㎫ 이상의 인장 강도를 확보하는 것이 곤란하므로, 0.0005％ 이상 첨가한다. 바람직하게는 0.0008％ 이상이다. 한편, 0.010％를 초과하여 첨가하면, 탄화물에 대한 고용량이 증가하여 탄화물이 용해되기 어려워져 핫 스탬프 성형체의 구 오스테나이트의 입경을 3㎛ 이하로 제어할 수 없게 되기 때문에, 0.010％를 상한으로 한다. 바람직하게는, 0.007％ 이하이다.

「Nb: 0.01％ 이상, 0.15％ 이하」

Nb은, 구 오스테나이트의 입계에 고용되어 입계의 강도를 상승시키는 원소이다. 또한, Nb은, 입계에 고용됨으로써 P의 입계 편석을 저해하기 때문에, 입계의 취화 강도를 향상시킨다. 또한, 마무리 압연 직후의 오스테나이트 중에 Nb과 Mo을 고용시키고, 또한 코일 권취 조건을 제어함으로써, 오스테나이트의 강도를 상승시킬 수 있고, 오스테나이트로부터 하부 베이나이트 또는 마르텐사이트 또는 템퍼링 마르텐사이트로 상변태될 때에, 변태에 의해 발생하는 응력을 완화하기 위해 유리한 결정 방위이지만 우선적으로 생성된다. 그 결과, 결정립의 {112}<111>의 X선 랜덤 강도비를 제어할 수 있다. 그 때문에, 0.01％ 이상 첨가한다. 바람직하게는 0.030％ 이상이다. 한편, 0.15％를 초과하여 첨가하면, 탄화물로서 석출되기 쉬워져, 입계에 대한 고용량이 저하되어 버리기 때문에 0.15％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.12％ 이하이다.

「Mo: 0.005％ 이상, 1.00％ 이하」

Mo은, 구 오스테나이트의 입계에 고용되어 입계의 강도를 상승시키는 원소이다. 또한, Mo은, 입계에 고용됨으로써 P의 입계 편석을 저해하기 때문에, 입계의 취화 강도를 향상시킨다. 또한, 마무리 압연 직후의 오스테나이트 중에 Nb과 Mo을 고용시키고, 또한 코일 권취 조건을 제어함으로써, 오스테나이트의 강도를 상승시킬 수 있고, 오스테나이트로부터 하부 베이나이트 또는 마르텐사이트 또는 템퍼링 마르텐사이트로 상변태될 때에, 변태에 의해 발생하는 응력을 완화하기 위해 유리한 결정 방위이지만 우선적으로 생성된다. 그 결과, 결정립의 {112}<111>의 X선 랜덤 강도비를 제어할 수 있다. 그 때문에, 0.005％ 이상 첨가한다. 바람직하게는 0.030％ 이상이다. 한편, 1.00％를 초과하여 첨가하면, 탄화물로서 석출되기 쉬워져, 입계에 대한 고용량이 저하되어 버리기 때문에 1.00％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.80％ 이하이다.

「Ti: 0％ 이상, 0.15％ 이하」

Ti은, 필수적인 원소는 아니지만, 고용 강화로 강도의 향상에 기여하는 원소이기 때문에, 필요에 따라 첨가해도 된다. Ti을 첨가하는 경우, 첨가의 효과를 얻기 위해서는, 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 바람직하게는 0.02％이다. 한편, 0.15％를 초과하여 첨가하면, 직경 5㎛ 이상의 조대한 탄화물이나 질화물을 형성하여 조기 파단을 일으키기 때문에, 0.15％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.12％ 이하이다.

「Ni: 0％ 이상, 3.00％ 이하」

Ni은, 필수적인 원소는 아니지만, 고용 강화로 강도의 향상에 기여하는 원소이기 때문에, 필요에 따라 첨가해도 된다. Ni을 첨가하는 경우, 첨가의 효과를 얻기 위해서는, 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 바람직하게는 0.02％이다. 한편, 3.00％를 초과하여 첨가하면, 강이 취화되어 조기 파단을 일으키기 때문에, 3.00％ 이하로 한다. 바람직하게는 2.00％ 이하이다.

「P: 0.10％ 이하」

P은 불순물 원소이고, 입계에 편석되기 쉽고, 입계의 취화 강도를 저하시키는 원소이다. 0.10％를 초과하면, 입계의 취화 강도가 현저하게 저하되어, 조기 파단을 일으키기 때문에, P은 0.10％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.050％ 이하이다. 하한은, 특별히 한정하지 않지만, 0.0001％ 미만으로 저감시키면, 탈P 비용이 대폭으로 상승하여, 경제적으로 불리해지므로, 실용 강판상, 0.0001％가 실질적인 하한이다.

「S: 0.10％ 이하」

S은 불순물 원소이고, 개재물을 형성하는 원소이다. 0.10％를 초과하면, 개재물이 생성되어 조기 파단을 일으키기 때문에, S은 0.10％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0050％ 이하이다. 하한은, 특별히 한정되지 않지만, 0.0015％ 미만으로 저감시키면, 탈S 비용이 대폭으로 상승하여, 경제적으로 불리해지므로, 실용 강판상, 0.0015％가 실질적인 하한이다.

「N: 0.010％ 이하」

N는 불순물 원소이고, 질화물을 형성하여 조기 파단을 일으키기 때문에, 0.010％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0075％ 이하이다. 하한은, 특별히 한정하지 않지만, 0.0001％ 미만으로 저감시키면, 탈N 비용이 대폭으로 상승하여, 경제적으로 불리해지므로, 실용 강판상, 0.0001％가 실질적인 하한이다.

성분 조성의 잔부는, Fe 및 불순물이다. 불순물로서는, 강 원료 혹은 스크랩으로부터 및/또는 제강 과정에서 불가피하게 혼입되고, 본 발명의 핫 스탬프 성형체의 특성을 저해시키지 않는 범위에서 허용되는 원소가 예시된다.

이어서, 본 발명의 핫 스탬프용 강판을 구성하는 마이크로 조직의 한정 이유에 대하여 설명한다.

「마이크로 조직의 면적률로 90％ 이상이, 하부 베이나이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 1종 이상이다」

핫 스탬프 성형체가 1500㎫ 이상의 인장 강도를 얻기 위해서는, 핫 스탬프용 강판의 마이크로 조직이 면적률로 90％ 이상인 마르텐사이트 또는 템퍼링 마르텐사이트를 포함할 필요가 있다. 바람직하게는 94％ 이상이다. 인장 강도를 확보하는 관점에서는, 마이크로 조직은 하부 베이나이트여도 된다. 잔부는 특별히 규정하지 않고, 예를 들어 상부 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트를 들 수 있다.

하부 베이나이트, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률은, 다음과 같이 측정한다.

핫 스탬프용 강판의 중앙부로부터, 판면에 수직인 단면을 잘라내고, #600 내지 #1500의 탄화 규소 페이퍼를 사용하여 측정면을 연마한 후, 입도 1 내지 6㎛의 다이아몬드 파우더를 알코올 등의 희석액이나 순수에 분산시킨 액체를 사용하여 경면으로 마무리한다.

1.5 내지 3％ 질산-알코올 용액에 5 내지 10초간 침지하고, 고경각입계를 현출시킨다. 이때, 부식 작업은 배기 처리 장치 내에서 실시하고, 작업 분위기의 온도는 상온으로 한다.

부식 후의 시료를 아세톤 또는 에틸알코올로 세정한 후에 건조시켜, 주사형 전자 현미경 관찰에 제공한다. 사용하는 주사형 전자 현미경은, 2전자 검출기를 장비하고 있는 것으로 한다. 9.6×10^-5 이하의 진공에 있어서, 가속 전압 10㎸, 조사 전류 레벨 8에서 시료에 전자선을 조사하고, 시료의 판 두께 1/4위치를 중심으로 하여 1/8 내지 3/8위치의 범위의 2차 전자상을 촬영한다. 촬영 배율은 가로 386㎜×세로 290㎜의 화면을 기준으로 하고 10000배 촬영 시야수는 10시야 이상으로 한다.

촬영한 2차 전자상에 있어서는, 결정립계와 탄화물이 밝은 콘트라스트로서 촬상되기 때문에, 결정립계와 탄화물의 위치에 의해, 간편하게 조직을 판정할 수 있다. 결정립의 내부에 탄화물이 형성되어 있는 경우는, 템퍼링 마르텐사이트 또는 하부 베이나이트이고, 결정립의 내부에 탄화물이 관찰되지 않는 조직은 마르텐사이트이다.

한편, 결정립계에 탄화물이 형성되어 있는 조직은 상부 베이나이트 또는 펄라이트이다.

잔류 오스테나이트에 대해서는, 상기 마이크로 조직과는 결정 구조가 다르기 때문에, 2차 전자 상을 촬상한 위치와 동일한 시야를 전자 후방 산란 회절법으로 측정한다. 사용하는 주사형 전자 현미경은, 전자 후방 산란 회절법이 가능한 카메라를 장비하고 있는 것으로 한다. 9.6×10^-5 이하의 진공에 있어서, 가속 전압 25㎸, 조사 전류 레벨 16에서 시료에 전자선을 조사하여 측정을 행하고, 얻어진 측정 데이터로부터 면심 입방 격자의 맵을 작성한다.

촬영 배율은 가로 386㎜×세로 290㎜의 화면을 기준으로 하여 10000배로 촬상한 사진 상에 2㎛ 간격의 메쉬를 작성하고, 메쉬의 교점에 위치하는 마이크로 조직을 선별해 간다. 각 조직의 교점 수를 모든 교점으로 나눈 값을 당해 마이크로 조직의 면적 분율로 한다. 이 조작을 10시야에서 행하고, 평균값을 산출하여, 마이크로 조직의 면적률로 한다.

「식(1)에서 정의하는 입계 고용비 Z가 0.4 이상」

Z＝입계에 있어서의 Nb 및 Mo의 1종 또는 2종의 질량％/용해 시의 Nb 및 Mo의 1종 또는 2종의 질량％ …(1)

상기 식(1)에서 정의하는 입계 고용비 Z는, 우수한 충격 흡수능을 확보하기 위해 중요한 조직 인자이고, 본 발명자들이 충격 흡수능을 평가하기 위해 채용한 지표이다. 입계에 Nb 및/또는 Mo이 고용되면, P이 입계에 편석되기 어려워져, 입계의 결합력이 높아지므로, 입계의 취화 강도가 상승하여 충격 흡수능이 향상된다. 핫 스탬프 성형체의 상기 입계 고용비 Z가 0.4 미만이면, Nb 및/또는 Mo의 입계 강화 효과를 충분히 얻을 수 없고, 소요의 충격 흡수능을 얻을 수 없다. 핫 스탬프용 강판을 핫 스탬프에 제공하면, 열처리에 의해 Nb, Mo의 입계 고용량이 감소하므로, 상기 입계 고용비 Z는 0.4 이상으로 한다. 바람직하게는 0.5 이상이다. 상한은, 특별히 한정되지 않지만, 이론상 1.0이 상한으로 된다.

입계 고용비 Z는, 다음과 같이 측정한다.

핫 스탬프용 강판의 중앙부로부터, 도 1에 도시하는 치수의 시험편을 제작한다. 이때, 판 두께가 1.2㎜로 되도록, 시험편의 표리면을 동량씩 기계 연삭에 의해 제거한다. 시험편 중앙부의 절입은, 두께 1㎜의 와이어 커터에 의해 삽입하고, 절입 바닥의 결합부는 100μ 내지 200㎛로 제어한다.

이어서, 시험편을 20％-티오시안산암모늄 용액에 72 내지 120hr 침지시킨다.

침지 완료 후 0.5hr 이내에 시험편의 표리면에 아연 도금을 실시한다.

도금 후에는 1.5hr 이내에 오제 전자 발광 분광 분석에 제공한다. 오제 전자 발광 분광 분석을 실시하기 위한 장치의 종류는 특별히 한정되지 않는다. 시험편을 분석 장치 내에 세팅하고, 9.6×10^-5 이하의 진공에 있어서, 시험편의 절입 부분으로부터 파괴하여, 구 오스테나이트 입계를 노출시킨다. 노출된 구 오스테나이트 입계에, 1 내지 30㎸의 가속 전압으로 전자선을 조사하여, 당해 입계에 있어서의 Nb 및/또는 Mo의 질량％(농도)를 측정한다. 측정은, 10개소 이상의 구 오스테나이트 입계에 있어서 실시한다. 입계의 오염을 방지하기 위해, 파괴 후 30분 이내에 측정을 완료시킨다.

얻어진 Nb 및/또는 Mo의 질량％(농도)의 평균값을 산출하고, 첨가한 Nb 및/또는 Mo의 질량％로 나눈 값을 입계 고용비 Z라고 한다.

「하부 베이나이트 또는 마르텐사이트 또는 템퍼링 마르텐사이트를 구성하는 결정립의 {112}<111>의 X선 랜덤 강도비가 2.8 이상」

핫 스탬프용 강판에 있어서, 하부 베이나이트, 마르텐사이트, 또는 템퍼링 마르텐사이트를 구성하는 결정립의 {112}<111>의 X선 랜덤 강도비가 2.8 미만이면, 핫 스탬프 성형체에 있어서 균열 진전 억제 효과가 높은 결정 방위가 생성되지 않아, 우수한 굽힘 변형능을 얻을 수 없게 된다. 그 때문에, 당해 X선 랜덤 강도비는 2.8 이상으로 한다. 당해 X선 랜덤 강도비는, 바람직하게는 3.0 이상이다. 상한은 특별히 정하지 않지만, 실제 조업상은 15.0 이상으로 하는 것은 곤란하기 때문에 15.0이 실질의 상한이다.

이어서, 금속 조직의 산출 방법에 대하여 설명한다.

핫 스탬프용 강판의 중앙부로부터 그 표면에 수직인 단면(판 두께 단면)을 관찰할 수 있도록 샘플을 잘라낸다. #600 내지 #1500의 탄화 규소 페이퍼를 사용하여 측정면을 연마한 후, 입도 1 내지 6㎛의 다이아몬드 파우더를 알코올 등의 희석액이나 순수에 분산시킨 액체를 사용하여 경면으로 마무리한다.

이어서, 표준 콜로이드 실리카 현탁액(입경 0.04㎛)을 사용하여 마무리 연마를 행한다. 연마 후의 시료를 아세톤 또는 에틸알코올로 세정한 후에 건조시켜, 주사형 전자 현미경 내에 세트한다. 사용하는 주사형 전자 현미경은, EBSD 검출기(TSL제 DVC5형 검출기)를 장비하고 있는 것으로 한다.

샘플의 판 두께 3/8위치 내지 5/8위치에 있어서, 판 두께 방향으로 500㎛, 압연 방향으로 1000㎛의 범위를 0.2㎛의 측정 간격으로 EBSD 측정하여 결정 방위 정보를 얻는다. 측정 조건은, 진공 레벨이 9.6×10^-5 이하, 가속 전압이 15㎸, 조사 전류 레벨이 13, Binning 사이즈가 8×8, 노광 시간을 62초로 한다.

측정 데이터를 EBSD 해석 장치에 부속된 소프트웨어 「OIM Analysis(등록 상표)」를 사용하여 해석하고, {112}<111>의 X선 랜덤 강도비를 산출한다. 소프트웨어에 탑재되어 있는 파라미터인 「Texture」 기능과 「결정 방위 분포 함수」 기능을 사용하여, φ₂＝45° 단면의 결정 방위 분포 함수를 묘화한다. 묘화된 화상으로부터, {112}<111> 극점 위치의 X선 랜덤 강도비를 판독한다.

「입경이 50㎚ 이하인 시멘타이트 및 입실론 탄화물의 개수 밀도가 합계 1×10¹⁶개/㎤ 이상」

입경이 50㎚ 이하인 시멘타이트 및 입실론 탄화물의 개수 밀도가 합계 1×10¹⁶개/㎤ 이상이면, 미세하게 분산된 탄화물이 오스테나이트의 역변태 사이트로 됨으로써, 핫 스탬프 성형체의 구 오스테나이트 입자를 미세화할 수 있다. 개수 밀도가 1×10¹⁶개/㎤ 미만이면 효과가 얻어지지 않기 때문에, 1×10¹⁶개/㎤를 하한으로 한다. 바람직하게는, 3×10¹⁶개/㎤이다. 상한은 특별히 정하지 않지만, 요구되는 강도와 조기 파단 억제의 밸런스를 감안하여, 상한을 1000×10¹⁶개/㎤로 한다. 또한, 본원에서 정하는 제조 조건에서 제조된 강판이라면, 생성되는 탄화물은 주로 시멘타이트 및 입실론 탄화물로 된다.

이어서, 금속 조직의 산출 방법에 대하여 설명한다.

핫 스탬프용 강판으로부터 그 표면에 수직인 단면(판 두께 단면)을 관찰할 수 있도록 샘플을 잘라낸다. #600 내지 #1500의 탄화 규소 페이퍼를 사용하여 측정면을 연마한 후, 입도 1㎛ 내지 6㎛의 다이아몬드 파우더를 알코올 등의 희석액이나 순수에 분산시킨 액체를 사용하여 경면으로 마무리한다.

이어서 「구로사와 후미오, 다구치 이사무, 마츠모토 료타로, 일본 금속 학회지, 43, 1068(1979)」에 기재된 비수용성 전계액을 사용한 SPEED법에 의한 전계 에칭을 행하여, 미세 탄화물을 간편하게 관찰할 수 있도록 시료를 조정한다. 이 방법은, 탄소강과 시멘타이트나 입실론 탄화물의 분해 전위가 다른 것을 이용하여, 지철만이 분해되는 전위에서 전해함으로써, 탄화물의 관찰을 용이하게 행하는 것이 가능한 방법이다. 비수용성의 전해액을 사용함으로써, 수용성인 시멘타이트나 입실론 탄화물의 분해가 억제되기 때문에, 미세한 탄화물의 치수 측정이나 개수 밀도의 측정에 적합하다.

시료의 관찰면을 아세틸아세톤계 전해액에 침지하고, 300mV의 전해 전위에서 2초간의 전해를 행한다. 전계 후의 시료를 아세톤 또는 에틸알코올로 세정한 후에 건조시켜, 주사형 전자 현미경 내에 세트한다. 사용하는 주사형 전자 현미경은, 2차 전자 검출기를 장비하고 있는 기종을 사용한다. 9.6×10^-5 이하의 진공에 있어서, 가속 전압 10㎸, 조사 전류 레벨 8에서 시료에 전자선을 조사하여, 샘플의 판 두께 3/8위치 내지 5/8위치에 있어서, 가로 386㎜×세로 290㎜의 화면을 기준으로 하여 배율 30000배의 시야를 10시야 관찰한다.

관찰 시야에 포함되는 입경(장축의 길이)이 50㎚ 이하인 시멘타이트 및 입실론 탄화물의 개수를 측정한다. 하나의 시야에 포함되는 상기 탄화물의 개수를, 관찰 시야의 면적으로 나눈 값을 산출한다. 동일한 조작을 10시야에서 행하고, 전체 시야의 평균값을 시멘타이트 및 입실론 탄화물의 개수 밀도로 한다.

이어서, 본 발명에 관한 핫 스탬프용 강판을 얻기 위한 제조 방법의 형태를 설명한다.

<핫 스탬프용 강판의 제조 방법>

(1) 연속 주조 공정

상술한 화학 조성을 갖는 용강을 연속 주조법에 의해, 강편(슬래브)으로 한다. 이 연속 주조 공정에서는, 단위 시간당의 용강 주입량을 6ton/분 이하로 한다. 연속 주조 시에 용강의 단위 시간당의 주입량(주입 속도)이 6ton/분을 초과하면, Mn의 마이크로 편석이 증가함과 함께, Mo이나 Nb을 주체로 하는 석출물의 핵 생성량이 증가해 버린다. 주입량을 5ton/분을 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 주입량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 조업 비용의 관점에서, 0.1ton/분 이상인 것이 바람직하다.

(2) 열간 압연 공정

상술한 강편을 열간 압연하여 강판으로 한다. 그 때, 식(2)로 정의되는 A3 변태 온도＋30℃ 이상 또한 A3 변태 온도＋200℃ 이하의 온도 영역에서 열간 압연을 종료하고, 그때의 최종단 압하율을 12％ 이상으로 하고, 마무리 압연 종료 후로부터 1초 이내에 냉각을 개시하고, 마무리 압연 종료 온도로부터 550℃까지의 온도역을 100℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 500℃ 미만의 온도에서 권취한다.

A3 변태 온도＝850＋10×(C＋N)×Mn＋350×Nb＋250×Ti＋40×B＋10×Cr＋100×Mo ‥‥식(2)

마무리 압연 온도를 A3 변태 온도＋30℃ 이상으로 함으로써, 오스테나이트의 재결정을 촉진시킨다. 이로써, 결정립 내에 있어서의 소경각입계의 형성이 억제되어, Nb, Mo의 석출 사이트를 감소시킬 수 있다. 바람직하게는, A3 변태 온도＋50℃ 이상이다.

마무리 압연 온도를 A3 변태 온도＋200℃ 이하로 함으로써, 오스테나이트의 과도한 입성장을 억제한다. A3 변태 온도＋200℃ 이하의 온도 영역에서 마무리 압연함으로써, 오스테나이트의 재결정이 촉진되고, 또한 과도한 입성장도 일어나지 않기 때문에, 권취 공정에 있어서, 미세한 탄화물을 얻을 수 있다. 바람직하게는, A3 변태 온도＋150℃ 이하이다.

마무리 압연의 압하율을 12％ 이상으로 함으로써, 오스테나이트의 재결정을 촉진시킨다. 이로써, 결정립 내에 있어서의 소경각입계의 형성이 억제되어, Nb, Mo의 석출 사이트를 감소시킬 수 있다. 바람직하게는, 15％ 이상이다.

마무리 압연 종료 후로부터 1초 이내, 바람직하게는 0.8초 이내에 냉각을 개시하고, 마무리 압연 종료 온도로부터 550℃까지의 온도역을 100℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각함으로써, Nb 및 Mn의 석출이 촉진되는 온도역에서의 정류 시간을 감소시킬 수 있다. 그 결과, 오스테나이트 중에서의 Nb, Mo의 석출을 억제시킬 수 있어, 오스테나이트 입계에 있어서의 Nb 및 Mo의 고용량이 증가한다.

권취 온도를 500℃ 미만으로 함으로써, 상기 효과를 높임과 함께, 탄화물 중으로의 Mn 농화를 억제시켜, 역용해의 미세 탄화물을 생성시키고, 또한 강 중에 고밀도의 전위를 도입한다. 바람직하게는 480℃ 미만이다. 권취 온도가 500℃를 초과하면, 입경이 50㎚ 이하인 시멘타이트 및 입실론 탄화물의 개수 밀도가 합계 1×10¹⁶개/㎤ 이상으로 되지 않는다. 하한은 특별히 정하지 않지만, 실온 이하에서 권취하는 것은 실제 조업상 곤란하기 때문에, 실온이 하한으로 된다.

또한, 마무리 압연 직후에는, Nb이나 Mo은 오스테나이트 중에 고용되어 있고, Nb이나 Mo이 고용된 오스테나이트로부터, 하부 베이나이트, 마르텐사이트, 또는 템퍼링 마르텐사이트로 변태시킴으로써, Nb, Mo이 변태에 의해 발생하는 응력을 완화하기 위해 유리한 결정 방위를 우선적으로 생성시키므로, 상기한 바와 같이, 마무리 압연 종료 후로부터 1초 이내에 냉각을 개시하고, 마무리 압연 종료 온도로부터 550℃까지의 온도역을 100℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각함으로써, 결정립의 {112}<111>의 X선 랜덤 강도비를 제어할 수 있다.

(3) 도금층의 형성

강판의 표면 상에, 내식성의 향상 등을 목적으로 하여, 도금층을 형성해도 된다. 도금층은, 전기 도금층 및 용융 도금층의 어느 것이어도 된다. 전기 도금층으로서는, 전기 아연 도금층, 전기 Zn-Ni 합금 도금층 등이 예시된다. 용융 도금층으로서는, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층, 용융 알루미늄 도금층, 용융 Zn-Al 합금 도금층, 용융 Zn-Al-Mg 합금 도금층, 용융 Zn-Al-Mg-Si 합금 도금층 등이 예시된다. 도금층의 부착량은, 특별히 제한되지 않고 일반적인 부착량이어도 된다.

(4) 기타의 공정

핫 스탬프용 강판의 제조에 있어서는, 기타, 산세, 냉간 압연, 조질 압연 등, 공지의 제법을 포함해도 된다.

<핫 스탬프 성형체의 제조 공정의 일례>

이어서, 본 발명에 관한 핫 스탬프용 강판을 사용하여 핫 스탬프 성형체를 얻기 위한 제조 방법의 형태를 설명한다. 핫 스탬프 성형체를 얻기 위한 방법은, 이하의 형태에 한정되는 것은 아니다.

(제법 A) 강도가 우수한 핫 스탬프 성형체를 얻는 제법

핫 스탬프용 강판을, 500℃ 이상 A3점 이하의 온도역을 100℃/s 이상 200℃/s 미만의 평균 가열 속도로 가열하여 유지한 후, 핫 스탬프 성형하고, 성형 후, 성형체를, 실온까지 냉각한다. 또한, 강도를 조정하기 위해, 핫 스탬프 성형체의 일부 영역 또는 모든 영역을 200℃ 이상, 500℃ 이하의 온도에서 템퍼링해도 된다.

500℃ 이상 A3점 이하의 온도역을 100℃/s 이상 200℃/s 미만의 평균 가열 속도로 가열함으로써, 역용해의 미세 탄화물과 고밀도의 전위의 양쪽을 구 오스테나이트의 핵 생성 사이트로 하고, 구 오스테나이트의 평균 입경을 3㎛ 이하로 제어할 수 있다. 또한, 가열 중의 NbC, MoC의 석출을 억제하여, 구 오스테나이트의 입계에 있어서의 Nb 및 Mo의 1종 또는 2종의 고용비를 증가시키는 것에도 기여한다. 바람직하게는, 120℃/s 이상이다. 평균 가열 속도가 200℃/s를 초과하면, 탄화물의 용해가 미완료인채로 오스테나이트에 대한 변태가 촉진되어 버려, 인성의 열화를 초래하기 때문에, 200℃/s를 상한으로 한다. 바람직하게는 180℃/s 미만이다.

핫 스탬프 시의 유지 온도는, A3점＋50℃ 이상, A3점＋150℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 핫 스탬프 후의 냉각 속도는 10℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다.

(제법 B: 굽힘 변형이 우수한 핫 스탬프 성형체를 얻는 제법)

핫 스탬프용 강판을 그대로, 또는 해당 강판에 냉간 압연을 실시한 강판, 또는 해당 강판에 도금을 실시한 강판을, A3점 이상으로 평균 속도 100℃/s 미만으로 가열하여 유지한 후, 핫 스탬프 성형하고, 성형 후, 성형체를, 실온까지 냉각한다. 또한, 강도를 조정하기 위해, 핫 스탬프 성형체의 일부 영역 또는 모든 영역을 200℃ 이상, 500℃ 이하의 온도로 템퍼링해도 된다.

핫 스탬프 시의 유지 온도는, A3점＋10℃ 이상, A3점＋150℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 핫 스탬프 후의 냉각 속도는 10℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다.

실시예

이어서, 본 발명의 실시예에 대하여 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이고, 본 발명은, 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.

표 1에 나타내는 성분 조성의 용강을 주조하여 제조한 강편에, 표 2에 나타내는 열간 압연을 실시하여 핫 스탬프용 강판으로 했다. 얻어진 핫 스탬프용 강판에 대하여, 상술한 방법에 의해, 하부 베이나이트 및 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적률, Nb 및 Mo의 입계 고용비, 하부 베이나이트 또는 마르텐사이트 또는 템퍼링 마르텐사이트를 구성하는 결정립의 {112}<111>의 X선 랜덤 강도비, 입경이 50㎚ 이하인 시멘타이트 및 입실론 탄화물의 개수 밀도를 측정했다.

또한, 얻어진 핫 스탬프용 강판을 사용하여, 표 3에 나타내는 조건에서, 냉간 압연, 도금을 실시하고, 핫 스탬프 성형체를 작성했다. 핫 스탬프 시의 열처리는, 500℃ 이상 A3점 이하의 온도역의 평균 가열 속도를 다양한 속도로 행하였다.

[표 1-1]

[표 1-2]

[표 1-3]

[표 2-1]

[표 2-2]

[표 2-3]

[표 3-1]

[표 3-2]

[표 3-3]

500℃ 이상 A3점 이하의 온도역의 평균 가열 속도를 100℃/s 이상으로 하여 핫 스탬프 성형체를 제작한 샘플에 대해서는, 인장 강도를 측정하고, 또한, 충격 흡수능에 대하여 평가했다.

500℃ 이상 A3점 이하의 온도역의 평균 가열 속도를 100℃/s 미만으로 하여 핫 스탬프 성형체를 제작한 샘플에 대해서는, 인장 강도를 측정하고, 또한, 굽힘 변형능에 대하여 평가했다.

또한, 충격 흡수능은 조기 파단의 유무로 평가하고, 하기의 평가 기준에 있어서 조기 파단이 일어나지 않은 재료를 합격이라고 했다. 충격 흡수능이 우수하다는 것은, 충돌 시의 에너지 흡수량이 큰 것을 의미한다. 즉, 응력 변형 곡선에 있어서의 적분값이 큰 것이고, 이것은, 조기 파단되지 않음(최대 응력에 도달한 후에 파단함)으로써 평가할 수 있다.

인장 시험에서 얻어진 최대 강도를 재료의 비커스 경도 3.3배의 값으로 나눈 수치가 0.85 이상인 경우를, 조기 파단이 억제되어 있다고 판단했다. 재료의 비커스 경도는 다음의 방법으로 측정했다.

핫 스탬프 성형체로부터, 판면에 수직인 단면을 잘라내고, #600 내지 #1500의 탄화 규소 페이퍼를 사용하여 측정면을 연마한 후, 입도 1 내지 6㎛의 다이아몬드 파우더를 알코올 등의 희석액이나 순수에 분산시킨 액체를 사용하여 경면으로 마무리한다. 비커스 경도를 사용하여, 판 두께 1/4위치에, 하중 1kgf로, 측정 간격은 압흔의 3배 이상의 간격으로 10점 측정하여 평균값을 강판의 경도라고 했다.

굽힘 변형능의 평가는 독일 자동차 공업회에서 규정된 VDA 기준(VDA238-100)에 기초하여 이하의 측정 조건에서 평가를 행하였다. 본 발명에서는 굽힘 시험에서 얻어지는 최대 하중 시의 변위를 VDA 기준으로 각도로 변환하고, 최대 굽힘 각도를 구하고, 최대 굽힘각이 50° 이상으로 된 재료를 합격이라고 했다.

시험편 치수: 60㎜(압연 방향)×30㎜(압연과 수직 방향), 판 두께 1.0㎜

굽힘 능선: 압연과 직각인 방향

시험 방법: 롤 지지, 펀치 압입

롤 직경: φ30㎜

펀치 형상: 선단 R＝0.4㎜

롤간 거리: 2.0×1.0(㎜)＋0.5㎜

압입 속도: 20㎜/min

시험기: SHIMADZU AUTOGRAPH 20kN

본 발명의 핫 스탬프용 강판은, 인장 강도가 2000㎫ 이상이고, 우수한 굽힘 변형능을 갖는 것을 확인할 수 있었다. 한편, 화학 조성, 제조 방법이 적절하지 않은 예에서는, 목표로 하는 특성이 얻어지지 않았다.

Claims (2)

1. 성분 조성이, 질량％로,
   C: 0.35％ 이상, 0.75％ 이하,
   Si: 0.005％ 이상, 0.25％ 이하,
   Mn: 0.5％ 이상, 3.0％ 이하,
   sol.Al: 0.0002％ 이상, 3.0％ 이하,
   Cr: 0.05％ 이상, 1.00％ 이하,
   B: 0.0005％ 이상, 0.010％ 이하,
   Nb: 0.01％ 이상, 0.15％ 이하,
   Mo: 0.005％ 이상, 1.00％ 이하,
   Ti: 0％ 이상, 0.15％ 이하,
   Ni: 0 이상, 3.00％ 이하,
   P: 0.10％ 이하,
   S: 0.10％ 이하,
   N: 0.010％ 이하
   를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물이고,
   마이크로 조직이, 하부 베이나이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 적어도 1종을 면적률로 90％ 이상 포함하고,
   Z＝(입계에 있어서의 Nb 및 Mo의 1종 또는 2종의 질량％)/(용해 시의 Nb 및 Mo의 1종 또는 2종의 질량％)로 정의되는 입계 고용비 Z가 0.4 이상이고,
   상기 하부 베이나이트, 마르텐사이트, 또는 템퍼링 마르텐사이트를 구성하는 결정립의 {112}<111>의 X선 랜덤 강도비가 2.8 이상이고,
   입경이 50㎚ 이하인 시멘타이트 및 입실론 탄화물의 개수 밀도가 합계로 1×10¹⁶개/㎤ 이상인
   것을 특징으로 하는 핫 스탬프용 강판.
2. 제1항에 있어서, 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 핫 스탬프용 강판.

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