KR101716624B1

KR101716624B1 - 프레스 성형품의 제조 방법 및 프레스 성형품

Info

Publication number: KR101716624B1
Application number: KR1020167006199A
Authority: KR
Inventors: 도시오 무라카미; 준야 나이토우; 게이스케 오키타; 슈시 이케다
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2013-09-10
Filing date: 2013-09-10
Publication date: 2017-03-14
Anticipated expiration: 2033-09-10
Also published as: CA2923582A1; CA2923582C; CN105518162A; CN105518162B; US20160222483A1; MX2016003258A; KR20160042070A; WO2015037059A1; EP3045550A1; EP3045550A4; RU2633416C1

Abstract

소정의 화학 성분 조성을 갖고, 강판 중에 포함되는 Ti 함유 석출물 중, 원 상당 직경이 30㎚ 이하인 것의 평균 원 상당 직경이 6㎚ 이하인 동시에, 강 중의 석출 Ti량과 전체 Ti량이 소정의 관계를 만족하는 열간 프레스용 강판을, 900℃ 이상, 1100℃ 이하의 온도로 가열한 후, 프레스 성형을 개시하고, 성형 중 및 성형 종료 후에는 금형 내에서 20℃/초 이상의 평균 냉각 속도를 확보하면서 베이나이트 변태 개시 온도(Bs)보다 100℃ 낮은 온도 이하, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms) 이상의 온도까지 냉각한 후, 20℃/초 미만의 평균 냉각 속도로 200℃ 이하까지 냉각하는 것에 의해, 고강도와 신율의 밸런스를 고레벨로 달성할 수 있는 프레스 성형품을 얻을 수 있으며, 게다가 HAZ에서의 연화 방지 특성이 양호한 프레스 성형품을 얻는데 있어서 유용한 방법을 제공한다.

Description

프레스 성형품의 제조 방법 및 프레스 성형품{METHOD FOR MANUFACTURING PRESS-MOLDED ARTICLE, AND PRESS-MOLDED ARTICLE}

본 발명은 자동차의 구조 부품을 제조할 때에 이용되는 프레스 성형품, 및 이러한 프레스 성형품의 제조 방법에 관한 것이다. 특히 미리 가열된 강판(블랭크)을 소정의 형상으로 성형 가공할 때에, 형상 부여와 동시에 열처리를 실시하여 소정의 강도를 얻는 프레스 성형법에 적용하여 제조되는 프레스 성형품, 및 그러한 프레스 성형품을 제조하기 위한 유용한 방법에 관한 것이다.

지구 환경 문제에서 발단된 자동차의 연비 향상 대책 중 하나로서, 차체의 경량화가 진행되고 있으며, 자동차에 사용되는 강판을 가능한 한 고강도화하는 것이 필요해진다. 반면에, 강판을 고강도화하면, 프레스 성형시의 형상 정밀도가 저하되게 된다.

이러한 점 때문에, 강판을 소정의 온도(예를 들면, 오스테나이트상이 되는 온도)로 가열하여 강도를 낮춘 후, 강판에 비하여 저온(예를 들면, 실온)의 금형으로 성형하는 것에 의해, 형상의 부여와 동시에, 양자의 온도차를 이용한 급랭 열처리(담금질)를 실행하여, 성형 후의 강도를 확보하는 열간 프레스 성형법이 부품 제조에 채용되고 있다. 또한, 이러한 열간 프레스 성형법은, 핫 프레스법 이외에, 핫 포밍(hot forming)법, 핫 스탬핑(hot stamping)법, 핫 스탬프(hot stamp)법, 다이 ??칭(die quenching)법 등, 여러 가지 명칭으로 불리고 있다.

도 1은 상기와 같은 열간 프레스 성형을 실시하기 위한 금형 구성을 도시하는 개략 설명도이다. 도 1 중, 1은 펀치, 2는 다이, 3은 블랭크 홀더, 4는 강판(블랭크), BHF는 블랭크 홀더력, rp는 펀치 노우즈 반경(punch nose radius), rd는 다이 반경(die radius), CL은 펀치/다이간 클리어런스를 각각 나타내고 있다. 또한, 이들 부품 중, 펀치(1)와 다이(2)에는 냉각 매체(예를 들면 물)를 통과시킬 수 있는 통로(1a, 2a)가 각각의 내부에 형성되어 있으며, 이 통로에 냉각 매체를 통과시키는 것에 의해 이들 부재가 냉각되도록 구성되어 있다.

이러한 금형을 이용하여 열간 프레스 성형(예를 들면, 열간 딥 드로잉 가공)할 때에는, 강판(블랭크)(4)을, (Ac₁ 변태점 내지 Ac₃ 변태점)의 2상역 온도 또는 Ac₃ 변태점 이상의 단상역 온도로 가열하여 연화시킨 상태에서 성형을 개시한다. 즉, 고온 상태인 강판(4)을 다이(2)와 블랭크 홀더(3) 사이에 끼운 상태에서, 펀치(1)에 의해 다이(2)의 구멍 내(도 1의 2, 2 사이)에 강판(4)을 압입하여, 강판(4)의 외경을 축소하면서 펀치(1)의 외형에 대응한 형상으로 성형한다. 또한, 성형과 병행하여 펀치 및 다이를 냉각하는 것에 의해, 강판(4)으로부터 금형(펀치 및 다이)으로의 열 배출을 실행하는 동시에, 성형 하사점(펀치 선단이 최심부에 위치한 시점 : 도 1에 도시한 상태)에서 추가로 보지 냉각함으로써 소재의 담금질을 실시한다. 이러한 성형법을 실시함으로써, 치수 정밀도가 양호한 1500㎫급의 성형품을 얻을 수 있으며, 게다가 냉간에서 동일한 강도 클래스의 부품을 성형하는 경우와 비교하여, 성형 하중을 저감할 수 있으므로 프레스기의 용량이 작아도 된다.

현재 널리 사용되고 있는 열간 프레스용 강판으로서는, 22MnB5강을 소재로 하는 것이 알려져 있다. 이러한 강판은, 인장 강도가 1500㎫이고 신율이 6~8% 정도이며, 내충격 부재(충돌시에 극히 변형되지 않으며, 파단되지 않는 부재)에 적용되어 있다. 그렇지만, 에너지 흡수 부재와 같이 변형을 필요로 하는 부품에는, 신율(연성)이 낮아지기 때문에 적용이 곤란하다.

양호한 신율을 발휘하는 열간 프레스용 강판으로서, 예를 들면 특허문헌 1 내지 4와 같은 기술도 제안되어 있다. 이들 기술에서는, 강판 중의 탄소 함유량을 여러 가지 범위로 설정함으로써, 각각의 강판의 기본적인 강도 클래스를 조정하는 동시에, 변형능이 높은 페라이트를 도입하고, 페라이트 및 마르텐사이트의 평균 입경을 작게 함으로써, 신율의 향상을 도모하고 있다. 이들 기술은, 신율의 향상에는 유효하지만, 강판의 강도에 따른 신율 향상의 관점에서 보자면, 여전히 불충분하다. 예를 들면, 인장 강도(TS)가 1270㎫ 이상이며 신율(EL)이 최대 12.7% 정도로, 더욱 개선이 요구되고 있다.

한편, 자동차 부품은, 스팟 용접으로 접합할 필요가 있지만, 조직이 마르텐사이트를 주체로 하는 핫 스탬프 성형품에서는, 용접 열영향부(HAZ)에서의 강도 저하가 현저하며, 용접 이음매의 강도가 저하(연화)되는 것이 알려져 있다(예를 들면, 비특허문헌 1).

일본 특허 공개 제 2010-65292 호 공보 일본 특허 공개 제 2010-65293 호 공보 일본 특허 공개 제 2010-65294 호 공보 일본 특허 공개 제 2010-65295 호 공보

히로스에 등 "신일철기보(新日鐵技報)" 제 378 호 제 15~20 페이지(2003)

본 발명은 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, 그 목적은, 고강도와 신율의 밸런스를 고레벨로 달성할 수 있는 프레스 성형품을 얻을 수 있으며, 게다가 HAZ에서의 연화 방지 특성이 양호한 프레스 성형품을 얻는데 있어서 유용한 방법, 및 상기 특성을 발휘하는 프레스 성형품을 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성할 수 있었던 본 발명의 프레스 성형품의 제조 방법이란,

C : 0.15~0.5%(질량%의 의미. 이하, 화학 성분 조성에 대하여 동일함),

Si : 0.2~3%,

Mn : 0.5~3%,

P : 0.05% 이하(0%를 포함하지 않음),

S : 0.05% 이하(0%를 포함하지 않음),

Al : 0.01~1%,

B : 0.0002~0.01%

Ti : 3.4[N]＋0.01% 이상, 3.4[N]＋0.1% 이하(단, [N]은 N의 함유량(질량%)을 나타냄), 및

N : 0.001~0.01%,

를 각각 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지며,

강판 중에 포함되는 Ti 함유 석출물 중, 원 상당 직경이 30㎚ 이하인 것의 평균 원 상당 직경이 6㎚ 이하인 동시에, 강 중의 석출 Ti량과 전체 Ti량이 하기 수학식 1의 관계를 만족하는 열간 프레스용 강판을, 900℃ 이상, 1100℃ 이하의 온도로 가열한 후, 프레스 성형을 개시하고, 성형 중 및 성형 종료 후에는 금형 내에서 20℃/초 이상의 평균 냉각 속도를 확보하면서 베이나이트 변태 개시 온도(Bs)보다 100℃ 낮은 온도 이하, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms) 이상의 온도까지 냉각한 후, 20℃/초 미만의 평균 냉각 속도로 200℃ 이하까지 냉각하는 것을 특징으로 한다. 또한, "원 상당 직경"이란, Ti 함유 석출물(예를 들면, TiC)의 크기(면적)에 주목했을 때에, 동일 면적의 원으로 환산했을 때의 직경("평균 원 상당 직경"은 그 평균값)이다.

[수학식 1]

석출 Ti량(질량%)-3.4[N] ＜ 0.5×[전체 Ti량(질량%)-3.4[N]]

(수학식 1 중, [N]은 강 중의 N의 함유량(질량%)을 나타냄)

본 발명의 제조 방법에서 이용하는 열간 프레스용 강판은, 필요에 따라서, 또 다른 원소로서, 하기 (a) 내지 (c) 중 적어도 하나를 함유시키는 것도 유용하다. 필요에 따라 함유되는 원소의 종류에 따라서, 프레스 성형품의 특성이 더욱 개선된다.

(a) V, Nb 및 Zr으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음)

(b) Cu, Ni, Cr 및 Mo으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 1% 이하(0%를 포함하지 않음)

(c) Mg, Ca 및 REM으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음)

이러한 제조 방법에 의해서 얻어진 프레스 성형품에서는, 금속 조직이, 베이나이틱 페라이트(bainitic ferrite) : 60~97 면적%, 마르텐사이트 : 37 면적% 이하, 잔류 오스테나이트 : 3~20 면적%, 잔부 조직 : 5 면적% 이하이며, 프레스 성형품 중에 포함되는 Ti 함유 석출물 중, 원 상당 직경이 30㎚ 이하인 것의 평균 원 상당 직경이 10㎚ 이하인 동시에, 상기 수학식 1의 관계를 만족하게 되며, 프레스 성형품 내에서 고강도와 신율의 밸런스를 고레벨로 균일한 특성으로서 달성할 수 있게 된다.

본 발명에 의하면, 화학 성분 조성을 엄밀하게 규정하는 동시에, Ti 함유 석출물의 크기를 제어하고, 또한 TiN을 형성하지 않는 Ti에 대해서는 그 석출률을 제어한 강판을 이용하고 있기 때문에, 이것을 소정의 조건으로 열간 프레스함으로써, 성형품의 강도-신율 밸런스를 고레벨로 할 수 있으며, 게다가 HAZ에서의 연화 방지 특성을 양호하게 할 수 있다.

도 1은 열간 프레스 성형을 실시하기 위한 금형 구성을 도시하는 개략 설명도.

본 발명자들은, 강판을 소정의 온도로 가열한 후, 열간 프레스 성형하여 프레스 성형품을 제조할 때에, 프레스 성형 후에 고강도를 확보하면서 양호한 연성(신율)도 나타내는 프레스 성형품을 실현하기 위해, 다양한 각도로 검토했다.

그 결과, 열간 프레스용 강판의 화학 성분 조성을 엄밀하게 규정하는 동시에, Ti 함유 석출물의 크기 및 석출 Ti량의 제어를 도모한 것으로 하면, 해당 강판을 소정 조건으로 열간 프레스 성형함으로써, 성형 후에 소정량의 잔류 오스테나이트를 확보하여, 내재하는 연성(잔존 연성)을 높이며, 게다가 HAZ에서의 연화 방지 특성이 양호한 프레스 성형품이 얻어진다는 것을 발견하여, 본 발명을 완성했다.

본 발명에서 이용하는 열간 프레스용 강판에서는, 화학 성분 조성을 엄밀하게 규정할 필요가 있지만, 각 화학 성분의 범위 한정 이유는 하기와 같다.

(C : 0.15~0.5%)

C는, 베이나이트 변태 개시 온도(Bs)를 저하시킴으로써, 냉각 과정에서 생성되는 베이나이틱 페라이트를 미세하게 하고, 또한 베이나이틱 페라이트 중의 전위 밀도를 상승시킴으로써 강도를 향상시키는데 있어서 중요한 원소이다. 또한, 베이나이틱 페라이트의 라스(lath) 사이에 형성되는 미세한 잔류 오스테나이트량을 증가시킴으로써, 고강도와 신율의 밸런스를 고레벨로 확보할 수 있다. C 함유량이 0.15% 미만에서는, 베이나이트 변태 개시 온도(Bs)가 상승하고, 베이나이틱 페라이트가 조대·저전위 밀도가 되어, 열간 프레스 성형품의 강도를 확보할 수 없다. 또한, C 함유량이 과잉으로 되어 0.5%를 초과하면, 강도가 너무 높아져서 양호한 연성을 얻을 수 없다. C 함유량의 바람직한 하한은 0.18% 이상(보다 바람직하게는 0.20% 이상)이며, 바람직한 상한은 0.45% 이하(보다 바람직하게는 0.40% 이하)이다.

(Si : 0.2~3%)

Si는, 금형 담금질의 냉각 중에 베이나이틱 페라이트의 라스 사이에 형성된 잔류 오스테나이트가 분해되어 시멘타이트가 형성되는 것을 억제함으로써, 잔류 오스테나이트를 형성시키는 효과를 발휘한다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Si 함유량은 0.2% 이상으로 할 필요가 있다. 또한, Si 함유량이 과잉으로 되어 3%를 초과하면, 페라이트가 형성되기 쉬워져서, 가열시에 오스테나이트 단상화가 어려워지고, 열간 프레스용 강판에 있어서 베이나이틱 페라이트 및 잔류 오스테나이트 이외의 조직 분율이 5 면적%를 초과하게 된다. Si 함유량의 바람직한 하한은 0.5% 이상(보다 바람직하게는 1.0% 이상)이며, 바람직한 상한은 2.5% 이하(보다 바람직하게는 2.0% 이하)이다.

(Mn : 0.5~3%)

Mn은, 담금질성을 높여, 금형 담금질의 냉각중에 페라이트나 펄라이트 등의 연질인 조직의 형성을 억제하는데 유효한 원소이다. 또한, 베이나이트 변태 개시 온도(Bs)를 저하시킴으로써, 냉각 과정에서 생성되는 베이나이틱 페라이트를 미세하게 하고, 또한 베이나이틱 페라이트 중의 전위 밀도를 상승시킴으로써, 강도를 향상시키는데 있어서 중요한 원소이다. 또한, 오스테나이트를 안정화시키는 원소이며, 잔류 오스테나이트량의 증가에 기여하는 원소이다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는, Mn은 0.5% 이상 함유시킬 필요가 있다. 특성만을 고려한 경우는, Mn 함유량은 많은 것이 바람직하지만, 합금 첨가의 비용이 상승하므로, 3% 이하로 했다. Mn 함유량의 바람직한 하한은 0.7% 이상(보다 바람직하게는 1.0% 이상)이며, 바람직한 상한은 2.5% 이하(보다 바람직하게는 2.0% 이하)이다.

(P : 0.05% 이하(0%를 포함하지 않음))

P는 강 중에 불가피적으로 포함되는 원소이지만 연성을 열화시키므로, P는 극히 저감하는 것이 바람직하다. 그렇지만, 극단적인 저감은 제강 비용의 증대를 초래하며, 0%로 하는 것은 제조상 곤란하므로 0.05% 이하(0%를 포함하지 않음)로 했다. P 함유량의 바람직한 상한은 0.045% 이하(보다 바람직하게는 0.040% 이하)이다.

(S : 0.05% 이하(0%를 포함하지 않음))

S도 P과 마찬가지로 강 중에 불가피적으로 포함되는 원소이며, 연성을 열화시키므로, S은 극히 저감하는 것이 바람직하다. 그렇지만, 극단적인 저감은 제강 비용의 증대를 초래하며, 0%로 하는 것은 제조상 곤란하므로 0.05% 이하(0%를 포함하지 않음)로 했다. S 함유량의 바람직한 상한은 0.045% 이하(보다 바람직하게는 0.040% 이하)이다.

(Al : 0.01~1%)

Al은, 탈산 원소로서 유용한 동시에, 강 중에 존재하는 고용 N을 AlN으로서 고정하며, 연성의 향상에 유용하다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Al 함유량은 0.01% 이상으로 할 필요가 있다. 그렇지만, Al 함유량이 과잉으로 되어 1%를 초과하면, Al₂O₃이 과잉으로 생성되어, 연성을 열화시킨다. 또한, Al 함유량의 바람직한 하한은 0.02% 이상(보다 바람직하게는 0.03% 이상)이며, 바람직한 상한은 0.8% 이하(보다 바람직하게는 0.6% 이하)이다.

(B : 0.0002~0.01%)

B는, 페라이트 변태나 펄라이트 변태를 억제하는 작용을 갖기 때문에, (Ac₁ 변태점 내지 Ac₃ 변태점)의 2상역 온도로 가열 후의 냉각 중에, 페라이트, 펄라이트의 형성을 방지하고, 잔류 오스테나이트의 확보에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, B는 0.0002% 이상 함유시킬 필요가 있지만, 0.01%를 초과하여 과잉으로 함유시켜도 효과가 포화된다. B 함유량의 바람직한 하한은 0.0003% 이상(보다 바람직하게는 0.0005% 이상)이며, 바람직한 상한은 0.008% 이하(보다 바람직하게는 0.005% 이하)이다.

(Ti : 3.4[N]＋0.01% 이상, 3.4[N]＋0.1% 이하 : [N]은 N의 함유량(질량%))

Ti는 N를 고정하고, B를 고용 상태로 유지시킴으로써 담금질성의 개선 효과를 발현시킨다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Ti과 N의 화학량론비(N의 함유량의 3.4배)보다 0.01% 이상 많이 함유시키는 것이 중요하다. 또한, N에 대하여 과잉으로 첨가된 Ti을 핫 스탬프 성형품 내에 고용 상태로 존재시키고, 또한 석출한 화합물을 미세하게 분산시켜 둠으로써, 핫 스탬프 성형품을 용접했을 때에 고용된 Ti이 TiC로서 형성되는 것에 의한 석출 강화나, TiC에 의한 전위의 이동 방지 효과에 의한 전위 밀도의 증가 지연 등의 효과에 의해, HAZ에서의 강도 저하를 억제할 수 있다. 단, Ti 함유량이 과잉으로 되어 3.4[N]＋0.1%보다 많아지면, 형성되는 Ti 함유 석출물(예를 들면, TiN)이 조대화되며, 강판의 연성이 저하된다. Ti 함유량의 바람직한 하한은 3.4[N]＋0.02% 이상(보다 바람직하게는 3.4[N]＋0.05% 이상)이며, 바람직한 상한은 3.4[N]＋0.09% 이하(보다 바람직하게는 3.4[N]＋0.08% 이하)이다.

(N : 0.001~0.01%)

N는, B를 BN로서 고정하는 것에 의해, 담금질성 개선 효과를 저하시키기 때문에, 가능한 한 저감하는 것이 바람직하지만, 실제 프로세스 내에서 저감하려면 한계가 있기 때문에, 0.001%를 하한으로 했다. 또한, N 함유량이 과잉으로 되면, 형성되는 Ti 함유 석출물(예를 들면, TiN)이 조대화되고, 이 석출물이 파괴의 기점으로 작용하여, 강판의 연성을 저하시키기 때문에, 상한을 0.01%로 했다. N 함유량의 바람직한 상한은 0.008% 이하(보다 바람직하게는 0.006% 이하)이다.

본 발명에서 이용하는 열간 프레스용 강판에 있어서의 기본적인 화학 성분은 상기와 같으며, 잔부는 철, 및 P, S, N 이외의 불가피 불순물(예를 들면, O, H 등)이다. 또한 본 발명에서 이용하는 열간 프레스용 강판에는, 필요에 따라서 또 다른 원소로서, 하기 (a) 내지 (c) 중 적어도 하나를 함유시키는 것도 유용하다. 필요에 따라 함유되는 원소의 종류에 따라서, 프레스 성형품의 특성이 더욱 개선된다. 이들 원소를 함유할 때의 바람직한 범위 및 그 범위 한정 이유는 하기와 같다.

(V, Nb 및 Zr으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음))

V, Nb 및 Zr은, 미세한 탄화물을 형성하고, 피닝(pinning) 효과에 의해 조직을 미세하게 하는 효과가 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 합계로 0.001% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그렇지만, 이들 원소의 함유량이 과잉으로 되면, 조대한 탄화물이 형성되어, 파괴의 기점이 되므로 반대로 연성을 열화시킨다. 이러한 점 때문에, 이들 원소는 합계로 0.1% 이하로 하는 것이 바람직하다. 이들 원소 함유량의 보다 바람직한 하한은 합계로 0.005% 이상(더욱 바람직하게는 0.008% 이상)이며, 보다 바람직한 상한은 합계로 0.08% 이하(더욱 바람직하게는 0.06% 이하)이다.

(Cu, Ni, Cr 및 Mo으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상 : 합계로 1% 이하(0%를 포함하지 않음))

Cu, Ni, Cr 및 Mo는, 페라이트 변태 및 펄라이트 변태를 억제하기 때문에, 가열 후의 냉각 중에, 페라이트, 펄라이트의 형성을 방지하여, 잔류 오스테나이트의 확보에 유효하게 작용한다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 합계로 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 특성만을 고려하면 함유량은 많은 편이 바람직하지만, 합금 첨가의 비용이 상승하므로, 합계로 1% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 오스테나이트의 강도를 대폭 높이는 작용을 갖기 때문에, 열간 압연의 부하가 커져, 강판의 제조가 곤란하게 되므로, 제조성의 관점에서도 1% 이하로 하는 것이 바람직하다. 이들 원소 함유량의 보다 바람직한 하한은 합계로 0.05% 이상(더욱 바람직하게는 0.06% 이상)이며, 보다 바람직한 상한은 합계로 0.5% 이하(더욱 바람직하게는 0.3% 이하)이다.

(Mg, Ca 및 REM으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음))

이들 원소는, 개재물을 미세화하기 때문에, 연성 향상에 유효하게 작용한다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 합계로 0.0001% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 특성만을 고려하면 함유량은 많은 편이 바람직하지만, 효과가 포화되므로, 합계로 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하다. 이들 원소 함유량의 보다 바람직한 하한은 합계로 0.0002% 이상(더욱 바람직하게는 0.0005% 이상)이며, 보다 바람직한 상한은 합계로 0.005% 이하(더욱 바람직하게는 0.003% 이하)이다.

본 발명에서 이용하는 열간 프레스용 강판에서는, (A) 강판 중에 포함되는 Ti 함유 석출물 중, 원 상당 직경이 30㎚ 이하인 것의 평균 원 상당 직경이 6㎚ 이하인 것, (B) 석출 Ti량(질량%)-3.4[N] ＜ 0.5×[전체 Ti량(질량%)-3.4[N]]의 관계(상기 수학식 1의 관계)를 만족하는 것도 중요한 요건이다.

Ti 함유 석출물이나 수학식 1의 제어는, HAZ의 연화를 방지하기 위한 것으로서, 본래, 성형품에 대하여 필요한 제어이지만, 열간 프레스 성형 전후에서 이들 값의 변화는 작다. 따라서 성형 전(열간 프레스용 강판)의 단계에서 미리 제어해 둘 필요가 있다. 성형 전의 강판 중에서 N에 대하여 과잉인 Ti을, 고용 상태 혹은 미세 상태로 존재시켜 둠으로써, 열간 프레스의 가열시에서 Ti 함유 석출물을 고용 상태 혹은 미세 상태로 유지할 수 있게 된다. 이에 의해서, 프레스 성형품 중의 석출 Ti량을 소정량 이하로 제어할 수 있어, HAZ에서의 연화를 방지함으로써 이음매 특성을 개선할 수 있다.

이러한 관점에서, Ti 함유 석출물을 미세하게 분산시켜 둘 필요가 있으며, 그렇게 하기 위해서는 강판 중에 포함되는 Ti 함유 석출물 중, 원 상당 직경이 30㎚ 이하인 것의 평균 원 상당 직경이 6㎚ 이하로 할 필요가 있다(상기 (A)의 요건). Ti 함유 석출물의 크기(평균 원 상당 직경)는 바람직하게는 5㎚ 이하이며, 보다 바람직하게는 3㎚ 이하이다. 또한, 본 발명에서 대상으로 하는 Ti 함유 석출물이란, TiC 및 TiN 이외에, TiVC, TiNbC, TiVCN, TiNbCN 등의 Ti을 함유하는 석출물도 포함하는 취지이다.

또한, 후술하는 바와 같이, 프레스 성형품에서의 Ti 함유 석출물의 평균 원 상당 직경을 10㎚ 이하로 규정하고 있는 것에 반하여, 성형 전(열간 프레스용 강판)에서는 6㎚ 이하로 규정하고 있다. 그 이유는, 강판 중에 미세한 석출물 혹은 고용 상태로 Ti이 존재하고 있지만, 800℃ 부근에 15분 이상의 가열을 가하면, Ti 함유 석출물이 약간 조대화되기 때문에, 강판보다 성형품이 석출물 사이즈를 크게 규정하고 있다. 성형품으로서의 특성을 확보하려면, Ti 함유 석출물의 평균 원 상당 직경이 10㎚ 이하인 것이 필요하며, 그 석출 상태를 핫 스탬프 성형품으로 실현하려면, 핫 스탬프용 강판의 단계에서 30㎚ 이하의 미세한 석출물의 평균 원 상당 직경을 6㎚ 이하로 하고, 또한 Ti의 대부분을 고용 상태로 존재시킬 필요가 있다.

또한, 열간 프레스용 강판에 있어서는, Ti 중 N를 석출 고정하는데 사용되는 이외의 Ti의 대부분을 고용 상태 혹은 미세 상태로 존재시킬 필요가 있다. 그러기 위해서는, TiN 이외의 석출물로서 존재하는 Ti량(즉, 석출 Ti량-3.4[N])은 전체 Ti 중 TiN을 형성하는 Ti을 뺀 나머지의 0.5배보다 적게(즉, 0.5×[전체 Ti량(%)-3.4[N]]보다 적게) 할 필요가 있다(상기 (B)의 요건). 석출 Ti량-3.4[N]은 바람직하게는 0.4×[전체 Ti량(%)-3.4[N]]이하이며, 보다 바람직하게는 0.3×[전체 Ti량(%)-3.4[N]] 이하이다.

상기와 같은 강판(열간 프레스용 강판)을 제조하려면, 상기와 같은 화학 성분 조성을 갖는 강재를 용제한 슬래브를, 가열 온도 : 1100℃ 이상(바람직하게는 1150℃ 이상), 1300℃ 이하(바람직하게는 1250℃ 이하)로 하고, 마무리 압연 온도를 850℃ 이상(바람직하게는 900℃ 이상), 1000℃ 이하(바람직하게는 950℃ 이하)로 하여 열간 압연을 실행하고, 그 후 바로, 500℃ 이하(바람직하게는 450℃ 이하)까지 20℃/초 이상(바람직하게는 30℃/초 이상)의 평균 냉각 속도로 냉각(급랭)하고, 200℃ 이상(바람직하게는 250℃ 이상), 500℃ 이하(바람직하게는 450℃ 이하)에서 권취하도록 하면 좋다.

상기 방법은, (1) 열간 압연에 의해서 오스테나이트 중에 도입된 전위가 잔존하는 온도역에서 압연을 종료하고, (2) 그 직후에 급랭함으로써 전위상에 TiC 등의 Ti 함유 석출물을 미세하게 형성시키고, (3) 더욱 급랭시킨 후 권취함으로써, 베이나이트 변태 혹은 마르텐사이트 변태하도록 제어하는 것이다.

상기와 같은 화학 성분 조성 및 Ti 석출 상태를 갖는 열간 프레스용 강판을, 그대로 열간 프레스의 제조에 제공해도 좋고, 산세(酸洗) 후에 압하율 : 10~80%(바람직하게는 20~70%)로 냉간 압연을 실시하고 나서 열간 프레스의 제조에 제공해도 좋다. 또한, 열간 프레스용 강판 또는 그 냉간 압연재를, 830℃ 이상(바람직하게는 850℃ 이상, 900℃ 이하)으로 가열 후, 500℃ 이하(바람직하게는 450℃ 이하)까지 20℃/초 이상(바람직하게는 30℃/초 이상)의 냉각 속도로 급랭시킨 후, 500℃ 이하에서 10초 이상, 1000초 이하의 보지, 또는 500℃ 이하의 온도에서 뜨임을 실시하는 열처리를 실시해도 좋다. 또한, 본 발명의 열간 프레스용 강판에는, 그 표면(소지(素地) 강판 표면)에, Al, Zn, Mg, Si 중 1종 이상을 포함한 도금을 실시해도 좋다.

상기와 같은 열간 프레스용 강판을 이용하여, 900℃ 이상, 1100℃ 이하의 온도로 가열한 후, 프레스 성형을 개시하고, 성형 중 및 성형 종료 후에는 금형 내에서 20℃/초 이상의 평균 냉각 속도를 확보하면서 베이나이트 변태 개시 온도(Bs)보다 100℃ 낮은 온도(Bs-100℃) 이하, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms) 이상의 온도까지 냉각한 후, 20℃/초 미만의 평균 냉각 속도로 200℃ 이하까지 냉각함으로써, 단일 특성을 갖는 프레스 성형품이며, 소정의 강도이고 또한 고연성인 것으로서 최적인 조직(베이나이틱 페라이트를 주체로 하는 조직)으로 만들 수 있다. 이러한 성형법에 있어서의 각 요건을 규정한 이유는 하기와 같다.

강판의 가열 온도가 900℃보다 낮으면, 가열시에 충분한 오스테나이트가 얻어지지 않으며, 최종 조직(성형품의 조직)에서 마르텐사이트 분율이 과잉으로 된다. 또한, 강판의 가열 온도가 1100℃를 초과하면, 가열시에 오스테나이트의 입경이 커지고, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms) 및 마르텐사이트 종료 온도(Mf)가 상승하여, 담금질 시에 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없으며, 양호한 성형성이 달성되지 않는다. 가열 온도는 바람직하게는 950℃ 이상, 1050℃ 이하이다. 또한, 이 때의 가열 시간이 너무 길면 강판 중의 Ti 함유 석출물이 미세화되기 어렵고, 또한 소량인 것으로 해도 가열 중에 Ti 함유 석출물이 형성, 조대화되어 용접성의 개선 효과가 작아지기 때문에, 가열 시간은 짧은 것이 바람직하다. 가열 시간의 바람직한 범위는 3600초 이하, 보다 바람직하게는 20초 이하이다.

상기 가열 공정에서 형성된 오스테나이트를, 페라이트 혹은 펄라이트 등의 조직의 생성을 저지하면서, 소망의 조직(베이나이틱 페라이트를 주체로 하는 조직)으로 하기 위해서는, 성형 중 및 성형 후의 평균 냉각 속도 및 냉각 종료 온도를 적절히 제어할 필요가 있다. 이러한 관점에서, 성형 중의 평균 냉각 속도는 20℃/초 이상으로 하고, 냉각 종료 온도는 베이나이트 변태 개시 온도(Bs)보다 100℃ 낮은 온도 이하, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms) 이상으로 할 필요가 있다. 성형 중의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 30℃/초 이상(보다 바람직하게는 40℃/초 이상)이다. 냉각 종료 온도를 베이나이트 변태 개시 온도(Bs)보다 100℃ 낮은 온도 이하로 하는 것에 의해, 페라이트 혹은 펄라이트 등의 조직의 생성을 저지하면서, 가열시에 존재한 오스테나이트를 베이나이트로 변태시켜, 베이나이틱 페라이트량을 확보하면서, 베이나이틱 페라이트의 라스의 사이에 미세한 오스테나이트를 잔류시켜 소정량의 잔류 오스테나이트를 확보한다.

상기 냉각 종료 온도가 베이나이트 변태 개시 온도(Bs)보다 100℃ 낮은 온도보다 높아지거나, 평균 냉각 속도가 20℃/초 미만에서는, 페라이트나 펄라이트 등의 조직이 형성되어, 소정량의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없어, 성형품의 신율(연성)이 열화된다. 또한, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms)보다 낮은 온도까지 냉각하면, 마르텐사이트의 생성량이 증가하여, 성형품의 신율(연성)이 열화된다.

베이나이트 변태 개시 온도(Bs)보다 100℃ 낮은 온도 이하, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms) 이상의 온도가 된 단계에서 급속 냉각을 정지하고, 그 후 20℃/초 미만의 평균 냉각 속도로 200℃ 이하까지의 냉각을 실행한다. 이러한 냉각 공정을 부가하는 것에 의해, 베이나이틱 페라이트 변태가 촉진되게 된다. 이 때의 평균 냉각 속도가 20℃/초 이상이 되면, 마르텐사이트가 형성되어, 강도는 높아지지만 양호한 신율이 얻어지지 않게 된다. 이 때의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 15℃/초 이하이며, 보다 바람직하게는 10℃/초 이하이다. 또한, 이러한 냉각으로 200℃ 이하까지 냉각하는 것은 베이나이틱 페라이트로부터 미변태 오스테나이트에 탄소를 분배시켜 실온에서 잔존하는 잔류 오스테나이트의 양을 증가시킨다는 이유 때문이다.

상기와 같은 2단계의 냉각을 실행한 후에는, 평균 냉각 속도의 제어는 기본적으로 불필요하게 되지만, 예를 들어 1℃/초 이상, 100℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각해도 좋다. 또한, 프레스 성형 중 및 성형 종료 후의 평균 냉각 속도의 제어는, (a) 성형 금형의 온도를 제어하는 것(상기 도 1에 도시한 냉각 매체), (b) 금형의 열전도율을 제어하는 것 등의 수단에 의해서 달성할 수 있다.

이러한 제조 방법에 의해서 얻어진 프레스 성형품에서는, 금속 조직이, 베이나이틱 페라이트 : 60~97 면적%, 마르텐사이트 : 37 면적% 이하, 잔류 오스테나이트 : 3~20 면적%, 잔부 조직 : 5 면적% 이하이고, 잔류 오스테나이트 중의 탄소량이 0.50% 이상인 것으로 되어, 성형품 내에서 고강도와 신율의 밸런스를 고레벨로 균일한 특성으로서 달성할 수 있게 된다. 이러한 열간 프레스 성형품에서의 각 요건(기본 조직 및 잔류 오스테나이트 중의 탄소량)의 범위 설정 이유는 다음과 같다.

프레스 성형품의 주요 조직을, 고강도이며 또한 연성이 풍부한 베이나이틱 페라이트로 함으로써, 프레스 성형품의 고강도와 고연성을 양립시킬 수 있다. 이러한 관점에서, 베이나이틱 페라이트의 면적 분율은 60 면적% 이상으로 할 필요가 있다. 그렇지만, 이 분율이 97 면적%를 초과하면, 잔류 오스테나이트의 분율이 부족하여, 연성(잔존 연성)이 저하된다. 베이나이틱 페라이트 분율의 바람직한 하한은 65 면적% 이상(보다 바람직하게는 70 면적% 이상)이며, 바람직한 상한은 95 면적% 이하(보다 바람직하게는 90 면적% 이하)이다.

고강도의 마르텐사이트를 일부 포함시킴으로써, 열간 프레스 성형품의 고강도화를 도모할 수 있지만, 그 양이 많아지면 연성(잔존 연성)이 저하된다. 이러한 관점에서, 마르텐사이트의 면적 분율은 37 면적% 이하로 할 필요가 있다. 마르텐사이트 분율의 바람직한 하한은 5 면적% 이상(보다 바람직하게는 10 면적% 이상)이며, 바람직한 상한은 30 면적% 이하(보다 바람직하게는 25 면적% 이하)이다.

잔류 오스테나이트는, 소성 변형 중에 마르텐사이트로 변태함으로써, 가공 경화율을 상승시켜(변태 유기 소성), 성형품의 연성을 향상시키는 효과가 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 잔류 오스테나이트 분율을 3 면적% 이상으로 할 필요가 있다. 연성에 대해서는, 잔류 오스테나이트 분율이 많으면 많을수록 양호하게 된다. 자동차용 강판에 이용되는 조성에서는, 확보할 수 있는 잔류 오스테나이트는 한정되어 있고, 20 면적% 정도가 상한이 된다. 잔류 오스테나이트의 바람직한 하한은 5 면적% 이상(보다 바람직하게는 7 면적% 이상)이다.

상기 조직 이외에는, 페라이트, 펄라이트 등을 잔부 조직으로서 포함할 수 있지만, 이들 조직은 강도에 대한 기여나, 연성에 대한 기여가 다른 조직에 비해 낮아, 기본적으로 함유하지 않는 것이 바람직하다(0 면적%라도 좋음). 단, 5 면적%까지라면 허용할 수 있다. 잔부 조직은 보다 바람직하게는 4 면적% 이하이며, 더욱 바람직하게는 3 면적% 이하이다.

상기 프레스 성형품에서는, 프레스 성형품 중(즉, 프레스 성형품을 구성하는 강판 중)에 포함되는 Ti 함유 석출물 중, 원 상당 직경이 30㎚ 이하인 것의 평균 원 상당 직경이 10㎚ 이하이다. 이러한 요건을 만족시키는 것에 의해, 고강도와 신율의 밸런스를 고레벨로 달성할 수 있는 프레스 성형품을 얻을 수 있다. Ti 함유 석출물의 평균 원 상당 직경은 바람직하게는 8㎚ 이하이며, 보다 바람직하게는 6㎚ 이하이다.

또한 프레스 성형품에서는, TiN 이외의 석출물로서 존재하는 Ti량(석출 Ti량-3.4[N])이, 전체 Ti 중 TiN을 형성하는 Ti을 뺀 나머지의 Ti의 0.5배보다 적게(즉, 0.5×[전체 Ti량(%)-3.4[N]]보다 적게) 되어 있다. 이러한 요건을 만족시킴으로써, 용접시에 고용되어 있는 Ti이 HAZ에 미세 석출되거나 기존의 미세 Ti 함유 석출물이 전위의 회복 등을 억제함으로써, HAZ에서의 연화를 방지하여, 용접성이 양호해진다. 석출 Ti량-3.4[N]은 바람직하게는 0.4×[전체 Ti량(%)-3.4[N]] 이하이며, 보다 바람직하게는 0.3×[전체 Ti량(%)-3.4[N]] 이하이다.

본 발명의 방법에 의하면, 프레스 성형 조건(가열 온도나 냉각 속도)을 적절히 조정하는 것에 의해, 성형품의 강도나 신율 등의 특성을 제어할 수 있으며, 게다가 고연성(잔존 연성)의 프레스 성형품을 얻을 수 있으므로, 지금까지의 열간 프레스 성형품에서는 적용하기 어려웠던 부위(예를 들면, 에너지 흡수 부재)에도 적용이 가능해져, 열간 프레스 성형품의 적용 범위를 확장시키는데 있어서 극히 유용하다.

이하, 본 발명의 효과를 실시예에 의해 더욱 구체적으로 나타내지만, 하기 실시예는 본 발명을 한정하는 것이 아니며, 상기·후기의 취지에 비추어보아 설계 변경하는 것은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함되는 것이다.

[실시예]

하기 표 1에 나타낸 화학 성분 조성을 갖는 강재(강 No. 1~31)를 진공 용제하여, 실험용 슬래브로 한 후, 열간 압연을 실행하여 강판으로 하고, 그 후에 냉각하여 권취를 모의한 처리를 실시했다(판 두께 : 3.0㎜). 권취 모의 처리 방법은, 권취 온도까지 냉각한 후, 권취 온도로 가열한 노에 시료를 넣고 30분 보지한 후 노 냉각했다. 이 때의 강판 제조 조건을 하기 표 2에 나타낸다. 또한, 표 1 중의 Ac₃ 변태점, Ms점 및 Bs점은, 하기의 수학식 2 내지 4를 이용하여 구한 것이다(예를 들면, "레슬리 철강재료학" 마루젠,(1985) 참조). 또한, 표 2의 비고란에 나타낸 처리 (1) 및 (2)는, 하기에 나타내는 각 처리(압연, 냉각, 합금화)를 실행한 것이다.

[수학식 2]

Ac₃ 변태점(℃) = 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]

[수학식 3]

Ms점(℃) = 550-361×[C]-39×[Mn]-10×[Cu]-17×[Ni]-20×[Cr]-5×[Mo]＋30×[Al]

[수학식 4]

Bs점(℃)=830-270×[C]-90×[Mn]-37×[Ni]-70×[Cr]-83×[Mo]

단, [C], [Si], [Mn], [P], [Al], [Ti], [V], [Cr], [Mo], [Cu] 및 [Ni]는, 각각 C, Si, Mn, P, Al, Ti, V, Cr, Mo, Cu 및 Ni의 함유량(질량%)을 나타낸다. 또한, 상기 수학식 2 내지 4의 각 항에 나타낸 원소가 포함되지 않는 경우는, 그 항이 없는 것으로 계산한다.

처리 (1) : 열간 압연 강판을 냉간 압연 후(판 두께 : 1.6㎜), 열처리 시뮬레이터로 연속 어닐링을 모의하고, 800℃로 가열한 후 90초 보지하고, 20℃/초의 평균 냉각 속도로 500℃까지 냉각하고, 300초 보지했다.

처리 (2) : 열간 압연 강판을 냉간 압연 후(판 두께 : 1.6㎜), 열처리 시뮬레이터로 연속 용융 아연 도금 라인을 모의하기 위해 860℃로 가열한 후, 30℃/초의 평균 냉각 속도로 400℃까지 냉각하고, 보지한 후, 도금욕으로의 침지-합금화 처리를 모의하기 위해서 500℃×10초 더 보지한 후, 20℃/초의 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각했다.

[표 1]

[표 2]

얻어진 강판(프레스 성형용 강판)에 대하여, Ti의 석출 상태의 분석(석출 Ti량-3.4[N], Ti 함유 석출물의 평균 원 상당 직경)을 하기 요령으로 실행했다. 그 결과를, 0.5×[전체 Ti량-3.4[N]]의 계산값과 함께 하기 표 3에 나타낸다.

(강판의 Ti의 석출 상태의 분석)

추출 모형 샘플을 제작하고, 투과형 전자 현미경(TEM)으로 Ti 함유 석출물의 투과형 전자 현미경상(배율 : 10만배)을 촬영했다. 이 때, 에너지 분산형 X선 분광기(EDX)에 의해 석출물의 조성 분석을 하는 것에 의해, Ti 함유 석출물(원 상당 직경에서 30㎚ 이하인 것)을 특정했다. 적어도 100개 이상의 Ti 함유 석출물의 면적을 화상 해석에 의해 측정하고, 그것으로부터 원 상당 직경을 구하여, 그 평균값을 석출물 사이즈(Ti 함유 석출물의 평균 원 상당 직경)로 했다. 또한, 석출 Ti량-3.4[N](석출물로서 존재하는 Ti량)은, 메쉬 직경 : 0.1㎛의 메쉬를 이용하여 추출 잔사(殘渣) 분석을 실행하고(추출 처리 시에, 석출물이 응집되어 미세한 석출물도 측정할 수 있음), 석출 Ti량-3.4[N]을 구했다. 또한, Ti 함유 석출물이 V이나 Nb을 일부 함유하고 있는 경우는, 이들 석출물의 함유량에 대해서도 측정했다.

[표 3]

상기 각 강판(1.6㎜^t×150㎜×200㎜)에 대하여(상기 처리 (1), (2) 이외의 것에 대해서는 열간 압연에 의해서 두께(t)를 1.6㎜로 조정), 가열로에서 소정의 온도로 가열한 후, 해트(hat) 형상의 금형(상기 도 1)으로 프레스 성형 및 냉각 처리를 실시하여, 성형품으로 했다. 프레스 성형 조건(프레스 성형시의 가열 온도, 가열 시간, 평균 냉각 속도, 급속 냉각 종료 온도)을 하기 표 4에 나타낸다.

[표 4]

얻어진 프레스 성형품에 대하여, 인장 강도(TS), 신율(전체 신율(EL)), 금속 조직의 관찰(각 조직의 분율), 및 열처리 후의 경도 저하량을 하기의 방법으로 측정하는 동시에, Ti의 석출 상태를 상기한 방법으로 측정했다.

(인장 강도(TS) 및 신율(전체 신율(EL))의 측정)

JIS 5호 시험편을 이용하여 인장 시험을 실행하여, 인장 강도(TS), 신율(EL)을 측정했다. 이 때, 인장 시험의 변형 속도 : 10㎜/초로 했다. 본 발명에서는, 인장 강도(TS)가 1180㎫ 이상이며 신율(EL)이 12.0% 이상을 만족하고, 강도-신율 밸런스(TS×EL)가 16000(㎫·%) 이상일 때에 합격으로 평가했다.

(금속 조직의 관찰(각 조직의 분율))

(1) 성형품 중의, 베이나이틱 페라이트, 마르텐사이트, 페라이트의 조직에 대해서는, 강판을 나이탈(nital)로 부식시키고, SEM(배율 : 1000배 또는 2000배) 관찰에 의해, 베이나이틱 페라이트, 마르텐사이트, 페라이트를 구별하여, 각각의 분율(면적율)을 구했다.

(2) 성형품 중의 잔류 오스테나이트 분율은, 강판의 1/4의 두께까지 연삭한 후, 화학 연마하고 나서 X선 회절법에 의해서 측정했다(예를 들면, ISJJ Int. Vol.33. 1933, No.7, P.776).

(열처리 후의 경도 저하량)

스팟 용접에 준하는 열이력으로 하여, 열처리 시뮬레이터로 평균 가열 속도 50℃/초로 700℃로 가열한 후, 평균 냉각 속도 50℃/초로 냉각하고, 원래의 경도(비커스 경도)에 대한 경도 저하량(△Hv)을 측정했다. 경도 저하량(△Hv)이 50Hv 이하일 때에, HAZ에서의 연화 방지 특성이 양호하다고 판단했다.

금속 조직의 관찰 결과(각 조직의 분율, Ti의 석출 상태, 석출 Ti량-3.4[N])를 하기 표 5에 나타낸다. 또한, 프레스 성형품의 기계적 특성(인장 강도(TS), 신율(ELTS×EL) 및 경도 저하량(△Hv))을 하기 표 6에 나타낸다. 또한, 프레스 성형품에서의 석출 Ti량-3.4[N]의 값은, 프레스 성형용 강판에 있어서의 석출 Ti량-3.4[N]의 값과 약간 상이하지만,이것은 측정 오차이다.

[표 5]

[표 6]

이들 결과로부터, 다음과 같이 고찰할 수 있다. 강 No. 1, 2, 4~6, 8~10, 15, 16, 18~20, 22~31의 것은, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 실시예이며, 강도-연성 밸런스가 양호하며, 연화 방지 특성이 양호한 성형품이 얻어지고 있다는 것을 알 수 있다.

이에 반하여, 강 No. 3, 7, 11~14, 17, 21의 것은, 본 발명에서 규정하는 어느 하나의 요건을 만족하지 않는 비교예이며, 어느 하나의 특성이 열화되어 있다. 즉, 강 No. 3의 것은, Si 함유량이 적은 강판을 이용한 것이며, 프레스 성형품 중의 잔류 오스테나이트 분율이 확보되지 않아, 낮은 신율(EL)밖에 얻어지지 않으며, 강도-신율 밸런스(TS×EL)도 열화되어 있다. 강 No. 7의 것은, 강판 제조시의 마무리 압연 온도가 낮고, 수학식 1의 관계를 만족하지 않은 것으로 되어 있으며, Ti 함유 석출물이 조대화되어 강도-신율 밸런스(TS×EL)가 저하되는 동시에, 연화 방지 특성이 열화되고 있다.

강 No. 11의 것은, 프레스 성형시의 급속 냉각 후의 냉각 속도가 빠르게 되어 있고, 마르텐사이트의 생성이 과잉으로 되어, 강도가 너무 높아져 낮은 신율(EL)밖에 얻어지지 않으며, 강도-신율 밸런스(TS×EL)도 열화되고 있다. 강 No. 12의 것은, 프레스 성형시의 급속 냉각 종료 온도가 낮게 되어 있고, 마르텐사이트의 생성이 과잉으로 되어, 강도가 너무 높아져 낮은 신율(EL)밖에 얻어지지 않으며, 강도-신율 밸런스(TS×EL)도 열화되고 있다.

강 No. 13의 것은, 프레스 성형시의 평균 냉각 속도가 느리게 되어 있고, 베이나이틱 페라이트의 면적율을 확보할 수 없어, 강도가 너무 낮아져, 강도-신율 밸런스(TS×EL)도 열화되고 있다. 강 No. 14의 것은, 프레스 성형시의 급속 냉각 종료 온도가 높게 되어 있고, 페라이트가 생성되어 베이나이틱 페라이트의 면적율을 확보할 수 없어, 강도가 너무 낮아져, 강도-신율 밸런스(TS×EL)도 열화되고 있다.

강 No. 17의 것은, C 함유량이 과잉인 강판을 이용한 것이며, 성형품의 강도가 높아져 낮은 신율(EL)밖에 얻어지지 않는다. 강 No. 21의 것은, Ti 함유량이 과잉인 강판을 이용한 것이며, 프레스 성형품이 수학식 1의 관계를 만족하지 않게 되어 있고, 성형품에서의 Ti 함유 석출물이 조대화되는 동시에, 연화 방지 특성이 열화되고 있다.

[산업상의 이용 가능성]

본 발명에서는, 소정의 화학 성분 조성을 갖고, 강판 중에 포함되는 Ti 함유 석출물 중, 원 상당 직경이 30㎚ 이하인 것의 평균 원 상당 직경이 6㎚ 이하인 동시에, 강 중의 석출 Ti량과 전체 Ti량이 소정의 관계를 만족하는 열간 프레스용 강판을, 900℃ 이상, 1100℃ 이하의 온도로 가열한 후, 프레스 성형을 개시하고, 성형 중 및 성형 종료 후에는 금형 내에서 20℃/초 이상의 평균 냉각 속도를 확보하면서 베이나이트 변태 개시 온도(Bs)보다 100℃ 낮은 온도 이하, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms) 이상의 온도까지 냉각한 후, 20℃/초 미만의 평균 냉각 속도로 200℃ 이하까지 냉각함으로써, 고강도와 신율의 밸런스를 고레벨로 달성할 수 있는 프레스 성형품을 얻을 수 있으며, 게다가 HAZ에서의 연화 방지 특성이 양호한 프레스 성형품을 실현할 수 있다.

1 : 펀치 2 : 다이
3 : 블랭크 홀더 4 : 강판(블랭크)

Claims

C : 0.15~0.5%(질량%의 의미. 이하, 화학 성분 조성에 대하여 동일함),
Si : 0.2~3%,
Mn : 0.5~3%,
P : 0.05% 이하(0%를 포함하지 않음),
S : 0.05% 이하(0%를 포함하지 않음),
Al : 0.01~1%,
B : 0.0002~0.01%,
Ti : 3.4[N]＋0.01% 이상, 3.4[N]＋0.1% 이하(단, [N]은 N의 함유량(질량%)을 나타냄), 및
N : 0.001~0.01%
를 각각 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지며,
강판 중에 포함되는 Ti 함유 석출물 중, 원 상당 직경이 30㎚ 이하인 것의 평균 원 상당 직경이 6㎚ 이하인 동시에, 강 중의 석출 Ti량과 전체 Ti량이 하기 수학식 1의 관계를 만족하는 열간 프레스용 강판을, 900℃ 이상, 1100℃ 이하의 온도로 가열한 후, 프레스 성형을 개시하고, 성형 중 및 성형 종료 후에는 금형 내에서 20℃/초 이상의 평균 냉각 속도를 확보하면서 베이나이트 변태 개시 온도(Bs)보다 100℃ 낮은 온도 이하, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms) 이상의 온도까지 냉각한 후, 20℃/초 미만의 평균 냉각 속도로 200℃ 이하까지 냉각하는 것을 특징으로 하는
프레스 성형품의 제조 방법.
[수학식 1]
석출 Ti량(질량%)-3.4[N] ＜ 0.5×[전체 Ti량(질량%)-3.4[N]]
(수학식 1 중, [N]은 강 중의 N의 함유량(질량%)을 나타냄)
제 1 항에 있어서,
상기 열간 프레스용 강판은 또 다른 원소로서, 하기 (a) 내지 (c) 중 적어도 하나를 함유하는 것인
프레스 성형품의 제조 방법.
(a) V, Nb 및 Zr으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음)
(b) Cu, Ni, Cr 및 Mo으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 1% 이하(0%를 포함하지 않음)
(c) Mg, Ca 및 REM으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음)
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 화학 성분을 갖는 강판의 프레스 성형품에 있어서,
상기 프레스 성형품의 금속 조직이, 베이나이틱 페라이트 : 60~97 면적%, 마르텐사이트 : 37 면적% 이하, 잔류 오스테나이트 : 3~20 면적%, 잔부 조직 : 5 면적% 이하이며, 프레스 성형품 중에 포함되는 Ti 함유 석출물 중, 원 상당 직경이 30㎚ 이하인 것의 평균 원 상당 직경이 10㎚ 이하인 동시에, 상기 수학식 1의 관계를 만족하는 것을 특징으로 하는
프레스 성형품.