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KR101827188B1 - 열간 프레스용 강판 및 프레스 성형품, 및 프레스 성형품의 제조 방법 - Google Patents

열간 프레스용 강판 및 프레스 성형품, 및 프레스 성형품의 제조 방법 Download PDF

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KR101827188B1
KR101827188B1 KR1020167006205A KR20167006205A KR101827188B1 KR 101827188 B1 KR101827188 B1 KR 101827188B1 KR 1020167006205 A KR1020167006205 A KR 1020167006205A KR 20167006205 A KR20167006205 A KR 20167006205A KR 101827188 B1 KR101827188 B1 KR 101827188B1
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도시오 무라카미
준야 나이토우
게이스케 오키타
슈시 이케다
Original Assignee
가부시키가이샤 고베 세이코쇼
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Publication date
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Abstract

소정의 화학 성분 조성을 갖고, 강판 중에 포함되는 Ti 함유 석출물 중, 원 상당 직경이 30㎚ 이하인 것의 평균 원 상당 직경이 3㎚ 이상인 동시에, 강 중의 석출 Ti량과 전체 Ti량이 소정의 관계를 만족하며, 또한 금속 조직을, 페라이트의 분율이 30 면적% 이상으로 함으로써, 열간 프레스 전에 성형이나 가공을 용이하게 할 수 있으며, 또한 성형품 내에서 균일한 특성이 요구되는 경우에는, 고강도와 신율의 밸런스를 고레벨로 달성할 수 있는 열간 프레스 성형품을 얻을 수 있어, 단일 성형품 내에 내충격 부위와 에너지 흡수 부위에 상당하는 영역이 요구되는 경우에는, 각각의 영역에 따라서, 고강도와 신율의 밸런스를 고레벨로 달성할 수 있는 열간 프레스 성형품을 얻는데 있어서 유용한 열간 프레스용 강판을 제공한다.

Description

열간 프레스용 강판 및 프레스 성형품, 및 프레스 성형품의 제조 방법{HOT-PRESSING STEEL PLATE, PRESS-MOLDED ARTICLE, AND METHOD FOR MANUFACTURING PRESS-MOLDED ARTICLE}
본 발명은 자동차의 구조 부품을 제조할 때에 이용되며, 열간 프레스 성형에 적합한 열간 프레스용 강판, 및 이러한 열간 프레스용 강판으로부터 얻어지는 프레스 성형품, 및 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 열간 프레스 성형법에 적용하는데 있어서 유용한 열간 프레스용 강판, 및 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(프레스 성형품)의 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, 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 부품이 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)로 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 냉각함으로써, 강판(4)으로부터 금형(펀치(1) 및 다이(2))으로의 열 배출을 실행하는 동시에, 성형 하사점(펀치 선단이 최심부에 위치한 시점 : 도 1에 도시한 상태)에서 추가로 보지 냉각하는 것에 의해 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 않고, 파단되지 않는 부재)에 적용되고 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 4의 기술도 제안되고 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 1470㎫ 이상이며, 신율(EL)이 최대 10.2% 정도로, 더욱 개선이 요구되고 있다.
한편, 지금까지 검토되고 있는 핫 스탬프 성형품에 비하여, 강도 클래스가 낮은 성형품, 예를 들어 인장 강도(TS)가 980㎫급이나 1180㎫급에 대해서도, 냉간 프레스에서는 성형 정밀도에 문제가 있으며, 그 개선책으로서, 저강도 열간 프레스에 대한 요구가 있다. 그 때에, 성형품에서의 에너지 흡수 특성을 대폭 개선할 필요가 있다.
특히 근래에는, 하나의 부품 내에 강도차를 두는 기술의 개발이 진행되고 있다. 이러한 기술로서, 변형을 방지해야 하는 부위는 고강도(고강도측 : 내충격 부위측)로 하고, 에너지 흡수가 필요한 개소는 저강도이며 또한 고연성(저강도측 : 에너지 흡수 부위측)으로 하는 기술이 제안되고 있다. 예를 들면, 중형 이상의 승용차에서는, 측면 충돌시나 후방 충돌시에 컴패티빌리티(compatibility)(소형차가 충돌해 왔을 때에 상대측도 보호하는 기능)를 고려하여, B 필러나 리어 사이드 멤버의 부품 내에, 내충격성과 에너지 흡수성의 양 기능 부위를 갖게 하는 경우가 있다. 이러한 부품을 제작하려면, (a) 통상의 열간 프레스용 강판에, 동일한 온도로 가열·금형 담금질하여도 저강도가 되는 강판을 접합하는(테일러 웰디드 블랭크(tailor welded blank) : TWB) 방법, (b) 금형에서의 냉각 속도에 차이를 두고 강판의 영역마다 강도차를 두는 방법, (c) 강판의 영역마다의 가열 온도에 차이를 두고 강도차를 두는 방법 등이 제안되고 있다.
이들 기술에서는, 고강도측(내충격 부위측)에서 인장 강도 : 1500㎫급이 달성되지만, 저강도측(에너지 흡수 부위측)에서 최대 인장 강도 : 700㎫, 신율(EL) : 17% 정도이며, 에너지 흡수 특성을 더욱 높이기 위해서는, 보다 고강도로 고연성을 실현하는 것이 요구되고 있다.
또한, 핫 스탬프로 복잡 형상을 실현하기 위해서, 실온에서 프레스 성형을 하여 어느 정도 형태를 만든 후에 핫 스탬프를 실시하는 방향으로의 적용이 요구되거나, 핫 스탬프의 프레스 성형에 제공하는 강판을 절출하기 위해서, 핫 스탬프용 강판의 강도가 너무 높아지지 않는 것도 동시에 요구된다.
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
본 발명은 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, 그 목적은, 열간 프레스 전에 성형이나 가공을 용이하게 할 수 있으며, 또한 성형품 내에서 균일한 특성이 요구되는 경우에는, 고강도와 신율의 밸런스를 고레벨로 달성할 수 있는 프레스 성형품을 얻을 수 있으며, 단일 성형품 내에 내충격 부위와 에너지 흡수 부위에 상당하는 영역이 요구되는 경우에는, 각각의 영역에 따라서, 고강도와 신율의 밸런스를 고레벨로 달성할 수 있는 프레스 성형품을 얻는데 있어서 유용한 열간 프레스용 강판, 및 상기 특성을 발휘하는 프레스 성형품, 및 이러한 프레스 성형품을 제조하기 위한 유용한 방법을 제공하는 것이다.
상기 목적을 달성할 수 있었던 본 발명의 열간 프레스용 강판이란,
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 함유하며, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지며,
강판 중에 포함되는 Ti 함유 석출물 중, 원 상당 직경이 30㎚ 이하인 것의 평균 원 상당 직경이 3㎚ 이상인 동시에, 강 중의 석출 Ti량과 전체 Ti량이 하기 수학식 1의 관계를 만족하며, 또한, 금속 조직이, 페라이트의 분율이 30 면적% 이상인 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 열간 프레스 성형용 강판에 있어서는, 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 Mo로 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)
상기 목적을 달성할 수 있었던 본 발명의 프레스 성형품의 제조 방법이란, 상기와 같은 본 발명의 열간 프레스용 강판을, Ac1 변태점＋20℃ 이상, Ac3 변태점-20℃ 이하의 온도로 가열한 후, 상기 강판의 프레스 성형을 개시하고, 성형 중 및 성형 종료 후는 금형 내에서 20℃/초 이상의 평균 냉각 속도를 확보하면서 베이나이트 변태 개시 온도(Bs)보다 100℃ 낮은 온도 이하까지 냉각하는 것을 특징으로 한다.
본 발명의 프레스 성형품에서는, 프레스 성형품 중의 금속 조직이, 잔류 오스테나이트 : 3~20 면적%, 페라이트 : 30~80 면적%, 베이나이틱 페라이트 : 30 면적% 미만(0 면적%를 포함하지 않음), 마르텐사이트 : 31 면적% 이하(0 면적%를 포함하지 않음)이며, 프레스 성형품 중에 포함되는 Ti 함유 석출물 중, 원 상당 직경이 30㎚ 이하인 것의 평균 원 상당 직경이 3㎚ 이상인 동시에, 상기 잔류 오스테나이트 중의 탄소량이 0.50% 이상이 되며, 프레스 성형품 내에서 고강도와 신율의 밸런스를 고레벨로 균일한 특성으로서 달성할 수 있다.
한편, 상기 목적을 달성할 수 있었던 본 발명의 프레스 성형품의 다른 제조 방법이란, 상기와 같은 열간 프레스용 강판을 이용하여 강판의 가열 영역을 적어도 2개의 영역으로 나누고, 그 하나의 영역을 Ac3 변태점 이상, 950℃ 이하의 온도로 가열하는 동시에, 다른 하나의 영역을 Ac1 변태점＋20℃ 이상, Ac3 변태점-20℃ 이하의 온도로 가열한 후, 양쪽의 영역에 대하여 프레스 성형을 개시하고, 성형 중 및 성형 종료 후에는 어느 영역에서도 금형 내에서 20℃/초 이상의 평균 냉각 속도를 확보하면서 마르텐사이트 변태 개시 온도 Ms 이하의 온도까지 냉각하는 것을 특징으로 한다.
본 발명의 다른 프레스 성형품은, 상기와 같은 화학 성분 조성을 갖는 강판의 프레스 성형품으로서, 상기 프레스 성형품은, 금속 조직이, 잔류 오스테나이트 : 3~20 면적%, 마르텐사이트 : 80 면적% 이상인 제 1 영역과, 금속 조직이, 잔류 오스테나이트 : 3~20 면적%, 페라이트 : 30~80 면적%, 베이나이틱 페라이트 : 30 면적% 미만(0 면적%를 포함하지 않음), 마르텐사이트 : 31 면적% 이하(0 면적%를 포함하지 않음)인 제 2 영역을 갖고 있으며, 이러한 제 2 영역에서의 상기 잔류 오스테나이트 중의 탄소량이 0.50% 이상인 것을 특징으로 한다. 이러한 프레스 성형품에서는, 각각의 영역에 따라서, 고강도와 신율의 밸런스를 고레벨로 달성할 수 있어, 단일 성형품 내에 내충격 부위와 에너지 흡수 부위에 상당하는 영역이 존재하게 된다.
본 발명에 의하면, 화학 성분 조성을 엄밀하게 규정하는 동시에, Ti 함유 석출물의 크기를 제어하고, 또한 TiN을 형성하지 않는 Ti에 대해서는 그 석출률을 제어하며, 또한 금속 조직에 대해서는 페라이트의 비율을 조정한 강판을 이용하고 있기 때문에, 이것을 소정의 조건으로 열간 프레스함으로써, 프레스 성형품의 강도-신율 밸런스를 고레벨로 할 수 있다. 또한 복수의 영역에서 다른 조건으로 열간 프레스하면, 단일 성형품 내에 내충격 부위와 에너지 흡수 부위를 형성할 수 있어, 각각의 부위에서 고강도와 신율의 밸런스를 고레벨로 달성할 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 있어서 고강도를 확보하면서 양호한 연성(신율)도 나타내는 프레스 성형품을 얻을 수 있는 열간 프레스용 강판을 실현하기 위해, 여러 가지 각도로 검토했다.
그 결과, 열간 프레스용 강판의 화학 성분 조성을 엄밀하게 규정하는 동시에, Ti 함유 석출물의 크기 및 석출 Ti량의 제어를 도모하고, 또한 금속 조직을 적절하게 하면, 해당 강판을 소정 조건으로 열간 프레스 성형함으로써, 성형 후에 소정량의 잔류 오스테나이트를 확보하여, 내재하는 연성(잔존 연성)을 높인 프레스 성형품을 얻을 수 있다는 것을 발견하고, 본 발명을 완성했다.
본 발명의 열간 프레스용 강판에서는, 화학 성분 조성을 엄밀하게 규정할 필요가 있는데, 각 화학 성분의 범위 한정 이유는 하기와 같다.
(C : 0.15~0.5%)
C는, 프레스 성형품 내에서 균일한 특성이 요구되는 경우의 고강도와 신율의 밸런스를 고레벨로 달성하기 위해서, 혹은 단일 성형품 내에 내충격 부위와 에너지 흡수 부위에 상당하는 영역이 요구되는 경우의, 특히 저강도·고연성 부위에서 잔류 오스테나이트를 확보하는데 있어서 중요한 원소이다. 또한 열간 프레스 성형에서의 가열시에, C가 오스테나이트로 농화되는 것에 의해, 담금질 후에 잔류 오스테나이트를 형성시킬 수 있다. 또한, 마르텐사이트량의 증가에도 기여하여, 강도를 상승시킨다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는, C 함유량은 0.15% 이상으로 할 필요가 있다.
그렇지만, C 함유량이 과잉으로 되어 0.5%를 초과하면, 2상역 가열 영역이 좁아져, 성형품 내에서 균일한 특성이 요구되는 경우의 고강도와 신율의 밸런스가 고레벨로 달성되지 않거나, 혹은 단일 성형품 내에 내충격 부위와 에너지 흡수 부위에 상당하는 영역이 요구되는 경우의, 특히 저강도·고연성 부위에 있어서 목적으로 하는 금속 조직(페라이트, 베이나이틱 페라이트, 마르텐사이트를 소정량 확보한 조직)으로 조정하는 것이 곤란해진다. C 함유량의 바람직한 하한은 0.17% 이상(보다 바람직하게는 0.20% 이상)이며, 보다 바람직한 상한은 0.45% 이하(더욱 바람직하게는 0.40% 이하)이다.
(Si : 0.2~3%)
Si는, 금형 담금질의 냉각 중에 마르텐사이트가 뜨임되어 시멘타이트가 형성되거나, 미변태의 오스테나이트가 분해되는 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, 고용 강화량이 너무 커져서, 연성이 대폭 저하되게 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 냉각 중의 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 이외의 조직(페라이트, 펄라이트, 베이나이트 등)의 형성을 억제하는데 유효한 원소이다. 또한, 오스테나이트를 안정화시키는 원소이며, 잔류 오스테나이트량의 증가에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Mn은 0.5% 이상 함유시킬 필요가 있다. 특성만을 고려한 경우는, Mn 함유량은 많은 것이 바람직하지만, 합금 첨가의 비용이 상승하므로, 상한을 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 상한을 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 상한을 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 N를 AlN으로서 고정하여, 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. 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, 고강도 부위측에서 페라이트 변태, 펄라이트 변태 및 베이나이트 변태를 억제하는 작용을 갖기 때문에, (Ac1 변태점 내지 Ac3 변태점)의 2상역 온도로 가열 후의 냉각 중에, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트의 형성을 방지하여, 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. 단, Ti 함유량이 과잉이 되어 3.4[N]＋0.1%보다 많아지면, 형성되는 Ti 함유 석출물(예를 들면, TiN)은 미세 분산되어, 오스테나이트 영역에 가열 후의 냉각 중에 라스(lath) 형상으로 형성되는 마르텐사이트의 길이방향으로의 성장을 저해하여, 어스펙트비가 작은 라스 조직이 된다. 반대로, 석출물을 충분히 크게 하면, 어스펙트비가 큰 마르텐사이트 조직이 되어, 잔류 오스테나이트 중의 C량이 동등하여도 안정된 잔류 오스테나이트가 얻어지며, 특성(신율)이 향상하게 된다. Ti 함유량의 것보다 바람직한 하한은 3.4[N]＋0.02% 이상(더욱 바람직하게는 3.4[N]＋0.05% 이상)이며, 보다 바람직한 상한은 3.4[N]＋0.09% 이하(더욱 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, 변형 시효(strain aging)에 의해 연성이 열화되거나 BN로서 석출하여, 고용(B)에 의한 담금질성 개선 효과를 저하시키기 때문에, 상한을 0.01%로 했다. N 함유량의 바람직한 상한은 0.008% 이하(보다 바람직하게는 0.006% 이하)이다.
본 발명의 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 발명의 열간 프레스용 강판에는, 필요에 따라서 추가로, 하기 (a) 내지 (c) 중 적어도 하나를 함유시키는 것도 유용하다. 필요에 따라 함유되는 원소의 종류에 따라서, 열간 프레스용 강판(즉, 프레스 성형품)의 특성이 더욱 개선된다. 이들 원소를 함유할 때의 바람직한 범위 및 그 범위 한정 이유는 하기와 같다.
(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)
(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 형성되며, 파괴의 기점이 되므로 반대로 연성을 열화시킨다. 이러한 점 때문에, 이들 원소는 합계로 0.1% 이하로 하는 것이 바람직하다. 이들 원소의 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, 펄라이트 변태 및 베이나이트 변태를 억제하기 때문에, 가열 후의 냉각 중에, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트의 형성을 방지하여, 잔류 오스테나이트의 확보에 유효하게 작용한다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 합계로 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 특성만을 고려하면 함유량은 많은 것이 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 REM(희토류 원소)으로 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 것이 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 발명의 열간 프레스용 강판에서는, (A) 강판 중에 포함되는 Ti 함유 석출물 중, 원 상당 직경이 30㎚ 이하인 것의 평균 원 상당 직경이 3㎚ 이상인 것, (B) 석출 Ti량(질량%)-3.4[N] ≥ 0.5×[전체 Ti량(질량%)-3.4[N]]의 관계(상기 수학식 1의 관계)를 만족하는 것, (C) 금속 조직이, 페라이트의 분율이 30 면적% 이상인 것도 중요한 요건이다.
성형품 중의 Ti 함유 석출물의 존재 상태나 수학식 1의 조건 자체는, 강판의 강도나 신율에 미치는 영향이 작지만, 강판을 열간 프레스했을 때에 형성되는 조직에 영향을 줌으로써, 최종 성형품에서의 신율이 향상된다. 따라서 성형 전(열간 프레스용 강판)의 단계에서, 이들을 미리 제어해둘 필요가 있다. 성형 전의 강판 중에서 N에 대하여 과잉인 Ti이 열간 프레스 전의 강판 중에 있어서, 미세하게 분산, 혹은 대부분이 고용 상태로 존재하면, 열간 프레스의 가열시에 있어서 미세한 그대로 다량으로 존재하게 된다. 그렇게 하면, 가열 후에, 금형 내에서의 급랭 중에 일어나는 마르텐사이트 변태에 있어서, 마르텐사이트 라스의 길이 방향으로의 성장이 저해되며, 폭 방향으로의 신율이 촉진되어 어스펙트비가 작아진다. 그 결과, 마르텐사이트 라스로부터 주위의 잔류 오스테나이트로의 탄소 토출이 늦어져, 잔류 오스테나이트 중의 탄소량이 저감되고, 잔류 오스테나이트의 안정성이 저하되기 때문에, 신율의 향상 효과를 충분히 얻을 수 없게 된다.
이러한 관점에서, Ti 함유 석출물을 미세하게 분산시켜 둘 필요가 있으며, 그러기 위해서는 강판 중에 포함되는 Ti 함유 석출물 중, 원 상당 직경이 30㎚ 이하인 것의 평균 원 상당 직경을 3㎚ 이상으로 할 필요가 있다(상기 (A)의 요건). 또한, 여기서 대상으로 하는 Ti 함유 석출물의 원 상당 직경을 30㎚ 이하로 규정하고 있는 것은, 용제 단계에서 조대하게 형성되며, 그 후, 조직 변화나 특성에 영향을 미치지 않는 TiN을 제외한 Ti 함유 석출물을 제어할 필요가 있기 때문이다. Ti 함유 석출물의 크기(평균 원 상당 직경)는, 바람직하게는 5㎚ 이상이며, 보다 바람직하게는 10㎚ 이상이다. 또한, 본 발명에서 대상으로 하는 Ti 함유 석출물이란, TiC 이외에, TiVC, TiNbC 등의 Ti을 함유하는 석출물도 포함하는 취지이다.
또한, 열간 프레스용 강판에서는, Ti 중 N를 석출 고정하는데 사용되는 이외의 Ti의 대부분을 석출 상태로 존재시킬 필요가 있다. 그러기 위해서는, TiN 이외의 석출물로서 존재하는 Ti량(즉, 석출 Ti량-3.4[N])은, 전체 Ti 중 TiN을 형성하는 Ti를 뺀 나머지의 0.5배 이상(즉, 0.5×[전체 Ti량(질량%)-3.4[N]] 이상)으로 할 필요가 있다(상기 (B)의 요건). 석출 Ti량(질량%)-3.4[N]는 바람직하게는 0.6×[전체 Ti량(질량%)-3.4[N]] 이상이며, 보다 바람직하게는 0.7×[전체 Ti량(질량%)-3.4[N]] 이상이다.
또한, 핫 스탬프 전에 반드시 강재를 가공할 필요가 있는 동시에, 프레스 성형을 실시하는 경우가 있으며, 이러한 경우에는, 연질인 조직인 소정량의 페라이트를 확보해 둘 필요가 있다. 이러한 관점에서, 열간 프레스용 강판 중의 페라이트의 분율을 30 면적% 이상으로 할 필요가 있다(상기 (C)의 요건). 페라이트의 분율은 바람직하게는 50 면적% 이상이며, 보다 바람직하게는 70 면적% 이상이다.
또한, 열간 프레스용 강판에서, 금속 조직의 잔부는 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 펄라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트 중 적어도 어느 하나를 들 수 있다.
상술한 본 발명의 강판(열간 프레스용 강판)을 제조하려면, 상기 화학 성분 조성을 갖는 강재를 용제한 슬래브를, 가열 온도 1100℃ 이상(바람직하게는 1150℃ 이상), 1300℃ 이하(바람직하게는 1250℃ 이하)로 하고, 마무리 압연 온도를 750℃ 이상(바람직하게는 780℃ 이상), 850℃ 이하(바람직하게는 830℃ 이하)로 하여 열간 압연을 실행하고, 그 후 700~650℃의 온도역을 10초 이상 체재시킨 후, 450℃ 이상(바람직하게는 480℃ 이상), 650℃ 이하(바람직하게는 630℃ 이하)에서 권취하도록 하면 좋다.
상기 방법은, 고온에서 페라이트 변태를 충분히 시킴으로써, 페라이트 변태 중에 형성되는 TiC 등의 Ti 함유 석출물을 조대하게 하는 것이다. 또한, 권취 온도를 고온화함으로써, 형성된 TiC 등의 Ti 함유 석출물을 성장시켜 조대화하는 것이다.
상술한 화학 성분 조성, 금속 조직 및 Ti 석출 상태를 갖는 열간 프레스용 강판을, 그대로 열간 프레스의 제조에 제공해도 좋고, 산세 후에 압하율 : 60% 이하(바람직하게는 40% 이하)로 냉간 압연을 실시하고 나서 열간 프레스의 제조에 제공해도 좋다. 또한, 열간 프레스용 강판 또는 그 냉간 압연재를, Ti 함유 석출물이 전량 고용되지 않는 온도 범위(예를 들면, 1000℃ 이하)에서 열처리를 실시해도 좋다. 또한, 본 발명의 열간 프레스용 강판에는, 그 표면(소지 강판 표면)에, Al, Zn, Mg, Si 중 1종 이상을 포함하는 도금을 실시해도 좋다.
상기와 같은 열간 프레스용 강판을 이용하여 Ac1 변태점＋20℃(Ac1＋20℃) 이상, Ac3 변태점-20℃(Ac3-20℃) 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℃) 이하까지 냉각함으로써, 단일 특성을 갖는 프레스 성형품(이하, 단일 영역 성형품이라 하는 경우가 있음)에서, 저강도이며 또한 고연성으로 하여 최적인 조직으로 만들 수 있다. 이러한 성형법에 있어서의 각 요건을 규정한 이유는 하기와 같다.
페라이트를 소정량 포함하는 강판에서는, 그 페라이트를 일부 잔존시키면서, 부분적으로 오스테나이트로 변태시키기 때문에, 가열 온도는 소정의 범위로 제어할 필요가 있다. 강판의 가열 온도가 Ac1 변태점＋20℃ 미만이면, 가열시에 충분한 양의 오스테나이트가 얻어지지 않아, 최종 조직(성형품의 조직)에서 소정량의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없다. 또한, 강판의 가열 온도가 Ac3 변태점-20℃를 초과하면, 가열시에 오스테나이트로의 변태량이 너무 증가하여, 최종 조직(성형품의 조직)에서 소정량의 페라이트를 확보할 수 없다.
상기 가열 공정에서 형성된 오스테나이트를, 페라이트 혹은 펄라이트 등의 조직의 생성을 저지하면서, 소망의 조직으로 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 이하로 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 베이나이트나 마르텐사이트로 변태시킴으로써, 베이나이트나 마르텐사이트를 확보하면서, 베이나이트나 마르텐사이트의 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 없으며, 성형품에 있어서의 신율(연성)이 열화된다. 또한, 냉각 종료 온도는 Bs보다 100℃ 낮은 온도 이하인 한 특별히 제한되지 않으며, 예를 들어 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms) 이하여도 좋다.
베이나이트 변태 개시 온도(Bs)보다 100℃ 낮은 온도 이하가 된 단계에서, 평균 냉각 속도의 제어는 기본적으로 불필요하게 되지만, 예를 들어 1℃/초 이상, 100℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각해도 좋다. 또한, 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.
상기와 같은 프레스 성형에 의해서 제조되는 프레스 성형품(단일 영역 성형품)에서는, 성형품 중(즉, 성형품을 구성하는 강판 중)의 금속 조직이, 잔류 오스테나이트 : 3~20 면적%, 페라이트 : 30~80 면적%, 베이나이틱 페라이트 : 30 면적% 미만(0 면적%를 포함하지 않음), 마르텐사이트 : 31 면적% 이하(0 면적%를 포함하지 않음)이며, 프레스 성형품 중에 포함되는 Ti 함유 석출물 중, 원 상당 직경이 30㎚ 이하인 것의 평균 원 상당 직경이 3㎚ 이상인 동시에(Ti 함유 석출물의 형태에 대해서는, 강판과 동일함), 잔류 오스테나이트 중의 탄소량이 0.50% 이상이 되며, 성형품 내에서 고강도와 신율의 밸런스를 고레벨로 균일한 특성으로서 달성할 수 있게 된다. 이러한 열간 프레스 성형품에서의 각 요건(기본 조직)의 범위 설정 이유는 다음과 같다.
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 있으며, 20 면적% 정도가 상한이 된다. 잔류 오스테나이트의 바람직한 하한은 5 면적% 이상(보다 바람직하게는 7 면적% 이상)이다.
주요 조직을, 미세하고 또한 연성이 높은 페라이트로 함으로써, 프레스 성형품의 연성(신율)을 높일 수 있다. 이러한 관점에서, 페라이트의 분율은 30 면적% 이상으로 한다. 그렇지만, 이러한 분율이 80 면적%를 초과하면, 성형품의 강도를 확보할 수 없게 된다. 페라이트 분율의 바람직한 하한은 35 면적% 이상(보다 바람직하게는 40 면적% 이상)이며, 보다 바람직한 상한은 75 면적% 이하(보다 바람직하게는 70 면적% 이하)이다.
베이나이틱 페라이트는, 성형품의 강도를 향상시키는데는 유효한 조직이지만, 연성이 약간 부족한 조직이기 때문에, 다량으로 존재하면 신율을 열화시킨다. 이러한 관점에서, 베이나이틱 페라이트의 분율은 30 면적% 미만으로 한다. 베이나이틱 페라이트의 분율의 바람직한 상한은 25 면적% 이하(보다 바람직하게는 20 면적% 이하)이다.
마르텐사이트(담금질한 그대로의 마르텐사이트)는, 프레스 성형품의 강도를 향상시키는데는 유효한 조직이지만, 연성이 부족한 조직이기 때문에, 다량으로 존재하면 신율을 열화시킨다. 이러한 관점에서, 마르텐사이트의 분율은 31 면적% 이하로 한다. 마르텐사이트의 분율의 바람직한 상한은 25 면적% 이하(보다 바람직하게는 20 면적% 이하)이다.
상기 조직 이외는 특별히 한정되지 않으며, 펄라이트 등을 잔부 조직으로서 포함해도 좋지만, 이들 조직은 강도에 대한 기여나, 연성에 대한 기여가 다른 조직에 비해 낮아, 기본적으로 함유하지 않는 것이 바람직하다(0 면적%라도 좋음).
잔류 오스테나이트 중의 탄소량은, 인장 시험 등의 변형시에 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 가공 유기 변태하는 타이밍에 영향을 주고, 탄소량이 많을수록 고변형역에서 가공 유기 변태함으로써 변태 유기 소성(TRIP) 효과를 크게 한다. 본 발명의 프로세스의 경우, 냉각 중에, 형성된 마르텐사이트 라스로부터 주위의 오스테나이트로 탄소가 토출된다. 그 때에, 강 중에 분산되어 있는 Ti 탄화물 혹은 탄질화물이 조대하게 분산되어 있으면, 마르텐사이트 라스의 길이 방향으로의 성장이 저해되지 않고 진행되기 때문에, 폭이 좁고 긴 어스펙트비가 큰 마르텐사이트 라스가 된다. 그 결과, 마르텐사이트 라스로부터 폭 방향으로 탄소가 토출되기 쉬워지고, 잔류 오스테나이트 중의 탄소량이 증가되어, 연성이 향상된다. 이러한 관점에서, 본 발명의 프레스 성형품에서는, 강 중의 잔류 오스테나이트 중의 탄소량은 0.50% 이상(바람직하게는 0.60% 이상)으로 규정했다. 또한, 잔류 오스테나이트 중의 탄소량은 0.70% 정도까지 농화시킬 수 있지만, 1.0% 정도가 한계이다.
본 발명의 열간 프레스용 강판을 이용하면, 프레스 성형 조건(가열 온도나 냉각 속도)을 적절히 조정함으로써, 프레스 성형품의 강도나 신율 등의 특성을 제어할 수 있으며, 게다가 고연성(잔존 연성)의 프레스 성형품을 얻을 수 있으므로, 지금까지의 프레스 성형품에서는 적용하기 어려웠던 부위(예를 들면, 에너지 흡수 부재)에도 적용이 가능해져, 프레스 성형품의 적용 범위를 확장시키는데 있어서 극히 유용하다. 또한, 상술한 단일 영역 성형품뿐만 아니라, 프레스 성형 금형을 이용하여 강판을 프레스 성형하여 프레스 성형품을 제조할 때에, 가열 온도, 및 프레스 성형시의 각 영역의 조건을 적절히 제어하여, 각 영역의 조직을 조정하면, 각 영역에 따른 강도-연성 밸런스를 발휘하는 프레스 성형품(이하, 복수 영역 성형품이라 하는 경우가 있음)을 얻을 수 있다.
본 발명의 열간 프레스용 강판을 이용하여, 상기와 같이 복수 영역 성형품을 제조할 때에는, 강판의 가열 영역을 적어도 2개의 영역으로 나누고, 그 중 하나의 영역(이하, 제 1 영역이라 함)을 Ac3 변태점 이상, 950℃ 이하의 온도로 가열하는 동시에, 다른 하나의 영역(이하, 제 2 영역이라 함)을 Ac1 변태점＋20℃ 이상, Ac3 변태점-20℃ 이하의 온도로 가열한 후, 제 1 및 제 2 양쪽의 영역에 대하여 프레스 성형을 개시하고, 성형 중 및 성형 종료 후에는 제 1 및 제 2 어느 영역에서도 금형 내에서 20℃/초 이상의 평균 냉각 속도를 확보하면서 마르텐사이트 변태 개시 온도 Ms 이하의 온도까지 냉각하면 좋다.
상기 방법에서는, 강판의 가열 영역을 적어도 2개의 영역(고강도측 영역 및 저강도측 영역)으로 나누고, 각각의 영역에 따라서 제조 조건을 제어함으로써, 각 영역에 따른 강도-연성 밸런스를 발휘하는 프레스 성형품을 얻을 수 있다. 2개의 영역 중 제 2 영역이 저강도측 영역에 상당하며, 이러한 영역에서의 제조 조건, 조직 및 특성은 기본적으로 상기한 단일 영역 성형품과 동일하다. 이하에서는, 또 다른 한쪽의 제 1 영역(고강도측 영역에 상당)을 형성시키기 위한 제조 조건에 대하여 설명한다. 또한, 이 제조 방법을 실시할 때에는, 단일의 강판에서 가열 온도가 다른 영역을 형성할 필요가 생기지만, 기존의 가열로(예를 들면, 원적외선로, 전기로＋쉴드)를 이용함으로써, 온도의 경계 부분을 50㎜ 이하로 하면서 제어하는 것은 가능하다.
(제 1 영역· 고강도측 영역의 제조 조건)
열간 프레스 성형품의 조직을 적절히 조정하기 위해서는, 가열 온도는 소정의 범위로 제어할 필요가 있다. 이 가열 온도를 적절히 제어하는 것에 의해, 그 후의 냉각 과정에서, 소정량의 잔류 오스테나이트를 확보하면서, 마르텐사이트를 주체로 하는 조직으로 변태시켜, 최종적인 열간 프레스 성형품의 영역 내에서 소망의 조직으로 만들 수 있다. 이러한 영역에서의 강판의 가열 온도가 Ac3 변태점 미만이면, 가열시에 충분한 양의 오스테나이트가 얻어지지 않아, 최종 조직(성형품의 조직)에서 소정량의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없다. 또한, 강판의 가열 온도가 950℃를 초과하면, 가열시에 오스테나이트의 입경이 커져, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms점) 및 마르텐사이트 변태 종료 온도(Mf점)가 상승하고, 담금질 시에 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없어, 양호한 성형성이 달성되지 않는다. 강판의 가열 온도는 바람직하게는 Ac3 변태점＋50℃ 이상이며, 930℃ 이하이다.
상기 가열 공정으로 형성된 오스테나이트를, 페라이트 혹은 펄라이트 등의 조직의 생성을 저지하면서, 소망의 조직으로 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 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms점) 이하로 할 필요가 있다. 성형 중의 평균 냉각 속도는 바람직하게는 30℃/초 이상(보다 바람직하게는 40℃/초 이상)이다. 냉각 종료 온도를 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms점) 이하로 하는 것에 의해, 페라이트 혹은 펄라이트 등의 조직의 생성을 저지하면서, 가열시에 존재한 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시킴으로써, 마르텐사이트를 확보한다. 냉각 종료 온도는 구체적으로는 400℃ 이하이며, 바람직하게는 300℃ 이하이다.
이러한 방법에 의해서 얻어진 프레스 성형품에서는, 제 1 영역과 제 2 영역에서 금속 조직이 상이하다. 제 1 영역에서는, 금속 조직이, 잔류 오스테나이트 : 3~20 면적%(잔류 오스테나이트의 작용 효과는 상기와 동일함), 마르텐사이트 : 80 면적% 이상으로 되어 있다. 제 2 영역에서는, 상기 단일 영역 성형품과 동일한 금속 조직 및 잔류 오스테나이트 중의 탄소량을 만족한다.
제 1 영역의 주요 조직을, 소정량의 잔류 오스테나이트를 포함하는 고강도의 마르텐사이트로 함으로써, 프레스 성형품에서의 특정 영역의 연성 및 고강도를 확보할 수 있다. 이러한 관점에서, 마르텐사이트의 면적 분율은 80 면적% 이상으로 할 필요가 있다. 마르텐사이트의 분율은 바람직하게는 85 면적% 이상(보다 바람직하게는 90 면적% 이상)이다. 또한, 제 1 영역에서의 잔부 조직으로서 일부에 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 등을 포함하고 있어도 좋다.
이하, 본 발명의 효과를 실시예에 의해 더욱 구체적으로 나타내지만, 하기 실시예는 본 발명을 한정하는 것이 아니며, 상기·후기의 취지에 비추어 보아 설계 변경하는 것은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함되는 것이다.
[실시예]
[실시예 1]
하기 표 1, 표 2에 나타낸 화학 성분 조성을 갖는 강재(강 No. 1~3, 5~15, 17~31)를 진공 용제하여, 실험용 슬래브로 한 후, 열간 압연을 실행하여 강판으로 하고, 그 후에 냉각하여 권취를 모의한 처리를 실시했다(판 두께 : 1.6㎜ 혹은 3.0㎜). 권취 모의 처리 방법은, 권취 온도까지 냉각 후, 권취 온도로 가열한 노에 시료를 넣고, 30분 보지한 후 노 냉각했다. 이 때의 강판 제조 조건을 하기 표 3, 표 4에 나타낸다. 또한, 표 1, 표 2 중의 Ac1 변태점, Ac3 변태점, Ms점 및 Bs점은 하기의 수학식 2 내지 5를 이용하여 구한 것이다(예를 들면, "레슬리 철강재료학" 마루젠, (1985) 참조). 또한, 표 3의 비고란에 나타낸 처리 (1), (2)는, 하기에 나타내는 각 처리(압연, 냉각, 합금화)를 실행한 것이다.
[수학식 2]
Ac1 변태점(℃) = 723＋29.1×[Si]-10.7×[Mn]＋16.9×[Cr]-16.9[Ni]
[수학식 3]
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 4]
Ms점(℃) = 550-361×[C]-39×[Mn]-10×[Cu]-17×[Ni]-20×[Cr]-5×[Mo]＋30×[Al]
[수학식 5]
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 5의 각 항에 나타난 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 모의하여, 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 추가로 500℃×10초 보지한 후, 20℃/초의 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각했다.
[표 1]
Figure 112016022476169-pct00001
[표 2]
Figure 112016022476169-pct00002
[표 3]
Figure 112016022476169-pct00003
[표 4]
Figure 112016022476169-pct00004
얻어진 강판(프레스 성형용 강판)에 대하여, Ti의 석출 상태의 분석, 및 금속 조직의 관찰(각 조직의 분율)을 하기 요령으로 실행했다. 또한, 각 강판의 인장 강도(TS)를 후술하는 방법으로 측정했다. 그 결과를, 0.5×[전체 Ti량(질량%)-3.4[N]]의 계산값[0.5×[전체 Ti량-3.4[N]로 표시]과 함께 하기 표 5, 표 6에 나타낸다.
(강판의 Ti의 석출 상태의 분석)
추출 모형 샘플을 제작하여, 투과형 전자 현미경(TEM)으로 Ti 함유 석출물의 투과형 전자 현미경상(배율 : 10만배)을 촬영했다. 이 때, 에너지 분산형 X선 분광기(EDX)로 석출물의 조성 분석을 하는 것에 의해, Ti 함유 석출물(원 상당 직경으로 30㎚ 이하인 것)을 특정했다. 적어도 100개 이상의 Ti 함유 석출물의 면적을 화상 해석에 의해 측정하고, 그것으로부터 원 상당 직경을 구하고, 그 평균값을 석출물 사이즈(Ti 함유 석출물의 평균 원 상당 직경)로 했다. 또한, 석출 Ti량(질량%)-3.4[N](석출물로서 존재하는 Ti량)는, 메쉬 직경 : 0.1㎛의 메쉬를 이용하여 추출 잔사(殘渣) 분석을 실행하고(추출 처리시에, 석출물이 응집되어 미세한 석출물도 측정할 수 있음), 석출 Ti량(질량%)-3.4[N](표 5, 표 6에서는 석출 Ti량-3.4[N]라 표시)을 구했다. 또한, Ti 함유 석출물이 V이나 Nb를 일부 함유하고 있는 경우는 이들 석출물의 함유량에 대해서도 측정했다.
(금속 조직의 관찰(각 조직의 분율))
(1) 강판 중의 페라이트(및 베이나이틱 페라이트, 펄라이트)의 조직에 대해서는, 강판을 나이탈(nital)로 부식시켜, SEM(배율 : 1000배 또는 2000배) 관찰에 의해, 각 조직을 구별하고, 페라이트의 분율(면적율)을 구했다.
(2) 강판 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). 이 때, 잔류 오스테나이트 중의 탄소량에 대해서도 측정했다.
[표 5]
Figure 112016022476169-pct00005
[표 6]
Figure 112016022476169-pct00006
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 제작했다. 프레스 성형 조건(프레스 성형시의 가열 온도, 평균 냉각 속도, 급속 냉각 종료 온도)을 하기 표 7에 나타낸다.
[표 7]
Figure 112016022476169-pct00007
얻어진 프레스 성형품에 대하여, 인장 강도(TS), 신율(전체 신율(EL)), 금속 조직의 관찰(각 조직의 분율)을 하기의 방법으로 측정하는 동시에, 잔류 오스테나이트 중의 탄소량을 전술한 방법으로 측정했다.
(인장 강도(TS) 및 신율(전체 신율(EL))의 측정)
JIS 5호 시험편을 이용하여 인장 시험을 실행하고, 인장 강도(TS), 신율(EL)을 측정했다. 이 때, 인장 시험의 변형 속도 : 10㎜/초로 했다. 본 발명에서는, 인장 강도(TS)가 980㎫ 이상으로 신율(EL)이 18% 이상을 만족하며, 강도-신율 밸런스(TS×EL)가 20000(㎫·%) 이상일 때에 합격으로 평가했다.
(금속 조직의 관찰(각 조직의 분율))
(1) 강판 중의 페라이트, 베이나이틱 페라이트의 조직에 대해서는, 강판을 나이탈로 부식시켜, SEM(배율 : 1000배 또는 2000배) 관찰에 의해, 페라이트, 베이나이틱 페라이트를 구별하고(어닐링하여 마르텐사이트의 구별도 포함함), 각각의 분율(면적율)을 구했다.
(2) 강판 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).
(3) 마르텐사이트(담금질한 그대로의 마르텐사이트) 분율에 대해서는, 강판을 레페라(LePera) 부식시켜, 흰색 콘트라스트를 담금질한 그대로의 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 혼합 조직으로서 면적율을 측정하고, 그것으로부터 X선 회절에 의해 구한 잔류 오스테나이트 분율을 빼서, 마르텐사이트 분율을 계산했다.
금속 조직의 관찰 결과(각 조직의 분율, 잔류 오스테나이트 중의 탄소량)를 하기 표 8 및 표 9에 나타낸다. 또한, 프레스 성형품의 기계적 특성(인장 강도(TS), 신율(EL) 및 (TS×EL))을 하기 표 10에 나타낸다.
[표 8]
Figure 112016022476169-pct00008
[표 9]
Figure 112016022476169-pct00009
[표 10]
Figure 112016022476169-pct00010
이들 결과로부터, 다음과 같이 고찰할 수 있다. 강 No. 1, 2, 5, 8~10, 14, 15, 18~20, 22~31의 것은, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 실시예이며, 강도-연성 밸런스가 양호한 프레스 성형품이 얻어지고 있다는 것을 알 수 있다.
이에 반하여, 강 No. 3, 6, 7, 11~13, 17, 21의 것은, 본 발명에서 규정하는 어느 요건을 만족하지 않는 비교예이며, 어느 하나의 특성이 열화되고 있다. 즉, 강 No. 3의 것은, Si 함유량이 적은 프레스 성형용 강판을 이용한 것이며, 프레스 성형품 중의 잔류 오스테나이트 분율이 확보되지 않아, 신율이 나오지 않게 되며, 강도-신율 밸런스가 열화되고 있다. 강 No. 6의 것은, 강판 제조시에서의 700℃~650℃까지의 냉각 시간이 부족하여, 페라이트 변태가 충분히 진행되지 않고, 강판에서의 페라이트 분율을 확보할 수 없어, 강도가 높아져 프레스 성형 전의 성형이나 가공이 곤란하게 되는 것이 예상된다.
강 No. 7의 것은, 강판 제조시의 마무리 압연 온도가 높고, 프레스 성형용 강판이 수학식 1의 관계를 만족하지 않는 것으로 되어 있어, 프레스 성형품의 강도-신율 밸런스가 열화되고 있다. 강 No. 11의 것은, 프레스 성형시의 가열 온도가 높게 되어 있으며, 마르텐사이트가 다량으로 생성되어 페라이트가 생성되지 않아, 강도가 높아져 낮은 신율(EL)밖에 얻어지고 있지 않다(강도-신율 밸런스(TS×EL)도 열화).
강철 No. 12의 것은, 프레스 성형시의 평균 냉각 속도가 느리게 되어 있으며, 프레스 성형품의 단계에서 페라이트가 다량으로 생성되어 강도가 저하되어, 강도-신율 밸런스(TS×EL)가 열화되고 있다. 강철 No. 13의 것은, 프레스 성형시의 급속 냉각 종료 온도가 높게 되어 있으며, 프레스 성형품의 단계에서 펄라이트가 다량으로 생성되어 잔류 오스테나이트 분율을 확보할 수 없으며, 또한 잔류 오스테나이트 중의 탄소량도 부족하여, 강도 및 신율이 저하되며, 강도-신율 밸런스(TS×EL)가 열화되고 있다.
강 No. 17의 것은, C 함유량이 과잉인 프레스 성형용 강판을 이용한 것이며, 강판의 페라이트 분율이 낮게 되어 있고, 프레스 성형품에서의 페라이트 분율을 확보할 수 없어, 마르텐사이트 분율이 커지고, 강도가 높아져 낮은 신율(EL)밖에 얻어지고 있지 않다(강도-신율 밸런스(TS×EL)도 열화). 강 No. 21의 것은, Ti 함유량이 과잉인 프레스 성형용 강판을 이용한 것이며(잔류 오스테나이트 중의 탄소량도 부족), 신율 및 강도-신율 밸런스(TS×EL)가 열화되고 있다.
[실시예 2]
하기 표 11에 나타낸 화학 성분 조성을 갖는 강재(강철 No. 32~36)를 진공 용제하여, 실험용 슬래브로 한 후, 열간 압연을 실행하고, 그 후에 냉각하여 권취했다(판 두께 : 3.0mm). 이 때의 강판 제조 조건을 하기 표 12에 나타낸다.
[표 11]
Figure 112016022476169-pct00011
[표 12]
Figure 112016022476169-pct00012
얻어진 강판(프레스 성형용 강판)에 대하여, Ti 함유 석출물의 석출 상태의 분석, 금속 조직의 관찰(각 조직의 분율) 및 인장 강도를 실시예 1과 동일하게 실행했다. 그 결과를, 하기 표 13에 나타낸다.
[표 13]
Figure 112016022476169-pct00013
상기 각 강판(3.0㎜t×150㎜×200㎜)에 대하여, 가열로에서 소정의 온도로 가열한 후, 해트 형상의 금형(상기 도 1)으로 프레스 성형 및 냉각 처리를 실시하여, 성형품으로 제작했다. 이 때, 강판을 적외선로에 넣어, 고강도화하고 싶은 부분(제 1 영역에 상당하는 강판 부분)은 고온 가열할 수 있도록, 적외선이 직접 닿게 하는 동시에, 저강도화하고 싶은 부분(제 2 영역에 상당하는 강판 부분)에는 저온 가열할 수 있도록, 적외선의 일부를 차단하도록 덮개를 씌우는 것에 의해, 가열 온도차를 두었다. 따라서, 프레스 성형품은 단일의 부품 내에 강도가 다른 영역을 갖게 되어 있다. 프레스 성형 조건(프레스 성형시의 각 영역의 가열 온도, 평균 냉각 속도, 급속 냉각 종료 온도)을 하기 표 14에 나타낸다.
[표 14]
Figure 112016022476169-pct00014
얻어진 프레스 성형품에 대하여, 각 영역에서의 인장 강도(TS), 신율(전체 신율(EL)), 금속 조직의 관찰(각 조직의 분율), 잔류 오스테나이트 중의 탄소량의 측정을, 실시예 1과 동일하게 하여 구했다.
금속 조직의 관찰 결과(각 조직의 분율) 및 잔류 오스테나이트 중의 탄소량을 하기 표 15에 나타낸다. 또한, 프레스 성형품의 기계적 특성(인장 강도(TS), 신율(EL) 및 (TS×EL))을 하기 표 16에 나타낸다. 또한, 고강도측에서의 인장 강도(TS)는 1470㎫ 이상이며 신율(EL)이 8% 이상을 만족하고, 강도-신율 밸런스(TS×EL)가 14000(㎫·%) 이상일 때에 합격으로 평가했다(저강도측의 평가 기준은 실시예 1과 동일함).
[표 15]
Figure 112016022476169-pct00015
[표 16]
Figure 112016022476169-pct00016
이 결과로부터, 다음과 같이 고찰할 수 있다. 강 No. 32~35의 것은, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 실시예이며, 각 영역에서의 강도-연성 밸런스의 양호한 부품이 얻어지고 있다는 것을 알 수 있다. 이에 반하여, 강 No. 36의 것은, 프레스 성형시의 가열 온도가 낮게 되어 있으며, 고강도측에서 페라이트 분율이 낮아, 마르텐사이트 분율이 높아져 고강도측에서의 강도가 저하되고 있다(저강도측과의 강도차가 300㎫ 미만).
[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 3㎚ 이상인 동시에, 강 중의 석출 Ti량과 전체 Ti량이 소정의 관계를 만족하며, 또한 금속 조직이 페라이트의 분율을 30 면적% 이상으로 함으로써, 열간 프레스 전에 성형이나 가공을 용이하게 할 수 있으며, 또한 성형품 내에서 균일한 특성이 요구되는 경우에는, 고강도와 신율의 밸런스를 고레벨로 달성할 수 있는 프레스 성형품을 얻을 수 있어, 단일 성형품 내에 내충격 부위와 에너지 흡수 부위에 상당하는 영역이 요구되는 경우에는, 각각의 영역에 따라서, 고강도와 신율의 밸런스를 고레벨로 달성할 수 있는 프레스 성형품을 얻는데 있어서 유용한 열간 프레스용 강판을 실현할 수 있다.
1 : 펀치 2 : 다이
3 : 블랭크 홀더 4 : 강판(블랭크)

Claims (8)

  1. C : 0.15~0.5%(질량%의 의미. 이하, 화학 성분 조성에 대하여 동일함),
    Si : 1.0~3%
    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 3㎚ 이상인 동시에, 강 중의 석출 Ti량과 전체 Ti량이 하기 수학식 1의 관계를 만족하며, 또한 금속 조직이, 페라이트의 분율이 30 면적% 이상인 열간 프레스용 강판을,
    Ac1 변태점＋20℃ 이상, Ac3 변태점-20℃ 이하의 온도로 가열한 후, 상기 강판의 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 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)
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 열간 프레스용 강판에, 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 Mo로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 1% 이하(0%를 포함하지 않음)
    (c) Mg, Ca 및 REM로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음)
  3. C : 0.15~0.5%(질량%의 의미. 이하, 화학 성분 조성에 대하여 동일함),
    Si : 1.0~3%
    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 이루어지는 강판의 프레스 성형품에 있어서,
    프레스 성형품 중의 금속 조직이, 잔류 오스테나이트 : 3~20 면적%, 페라이트 : 30~80 면적%, 베이나이틱 페라이트 : 30 면적% 미만(0 면적%를 포함하지 않음), 마르텐사이트 : 31 면적% 이하(0 면적%를 포함하지 않음)이며, 프레스 성형품 중에 포함되는 Ti 함유 석출물 중, 원 상당 직경이 30㎚ 이하인 것의 평균 원 상당 직경이 3㎚ 이상인 동시에, 상기 잔류 오스테나이트 중의 탄소량이 0.50% 이상인 것을 특징으로 하는
    프레스 성형품.
  4. 제 3 항에 있어서,
    상기 강판에, 또 다른 원소로서, 하기 (a) 내지 (c) 중 적어도 하나를 함유하는 것인
    프레스 성형품.
    (a) V, Nb 및 Zr으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 0. 1% 이하(0%를 포함하지 않음)
    (b) Cu, Ni, Cr 및 Mo로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 1% 이하(0%를 포함하지 않음)
    (c) Mg, Ca 및 REM로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음)
  5. C : 0.15~0.5%(질량%의 의미. 이하, 화학 성분 조성에 대하여 동일함),
    Si : 1.0~3%
    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 3㎚ 이상인 동시에, 강 중의 석출 Ti량과 전체 Ti량이 하기 수학식 1의 관계를 만족하며, 또한 금속 조직이, 페라이트의 분율이 30 면적% 이상인 열간 프레스용 강판을 이용하여, 강판의 가열 영역을 적어도 2개의 영역으로 나누고, 그 하나의 영역을 Ac3 변태점 이상, 950℃ 이하의 온도로 가열하는 동시에, 다른 하나의 영역을 Ac1 변태점＋20℃ 이상, Ac3 변태점-20℃ 이하의 온도로 가열한 후, 양쪽의 영역에 대하여 프레스 성형을 개시하고, 성형 중 및 성형 종료 후에는 어느 영역에서도 금형 내에서 20℃/초 이상의 평균 냉각 속도를 확보하면서 마르텐사이트 변태 개시 온도 Ms 이하의 온도까지 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)
  6. 제 5 항에 있어서,
    상기 열간 프레스용 강판에, 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 Mo로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 1% 이하(0%를 포함하지 않음)
    (c) Mg, Ca 및 REM로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음)
  7. C : 0.15~0.5%(질량%의 의미. 이하, 화학 성분 조성에 대하여 동일함),
    Si : 1.0~3%
    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 이루어지는 강판의 프레스 성형품에 있어서,
    상기 프레스 성형품은, 금속 조직이, 잔류 오스테나이트 : 3~20 면적%, 마르텐사이트 : 80 면적% 이상인 제 1 영역과, 금속 조직이, 잔류 오스테나이트 : 3~20 면적%, 페라이트 : 30~80 면적%, 베이나이틱 페라이트 : 30 면적% 미만(0 면적%를 포함하지 않음), 마르텐사이트 : 31 면적% 이하(0 면적%를 포함하지 않음)인 제 2 영역을 갖고 있으며, 상기 제 2 영역에서의 상기 잔류 오스테나이트 중의 탄소량이 0.50% 이상인 것을 특징으로 하는
    프레스 성형품.
  8. 제 7 항에 있어서,
    상기 강판에, 또 다른 원소로서, 하기 (a) 내지 (c) 중 적어도 하나를 함유하는 것인
    프레스 성형품.
    (a) V, Nb 및 Zr으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 0. 1% 이하(0%를 포함하지 않음)
    (b) Cu, Ni, Cr 및 Mo로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 1% 이하(0%를 포함하지 않음)
    (c) Mg, Ca 및 REM로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계로 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음)
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2021125577A1 (ko) * 2019-12-20 2021-06-24 현대제철 주식회사 핫 스탬핑 부품, 및 이의 제조 방법

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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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CN105899699B (zh) 2014-01-06 2017-07-28 新日铁住金株式会社 钢材及其制造方法
CN107075644B (zh) * 2014-10-30 2019-03-29 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
KR101913053B1 (ko) * 2014-10-30 2018-10-29 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판, 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 용융 알루미늄 도금 강판 및 고강도 전기 아연 도금 강판, 그리고 그것들의 제조 방법
CA2971368A1 (en) * 2014-12-25 2016-06-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Panel-shaped formed product and method for producing panel-shaped formed product
MX2018001635A (es) 2015-08-11 2018-05-28 Jfe Steel Corp Material para laminas de acero de alta resistencia, material para laminas de acero de alta resistencia laminado en caliente, material para laminas de acero de alta resistencia recocido y laminado en caliente, lamina de acero de alta resistencia, lamina de acero recubierta por inmersion en caliente de alta resistencia, lamina de acero electrolitica de alta resistencia, y metodo para fabricar los mismos.
US10876184B2 (en) 2016-03-30 2020-12-29 Tata Steel Limited Hot rolled high strength steel (HRHSS) product with tensile strength of 1000-1200 MPa and total elongation of 16%-17%
RU2019101812A (ru) * 2016-07-13 2020-08-13 Ниппон Стил Корпорейшн Формованное горячей штамповкой изделие, элемент транспортного средства и способ изготовления формованного горячей штамповкой изделия
US10650621B1 (en) 2016-09-13 2020-05-12 Iocurrents, Inc. Interfacing with a vehicular controller area network
DE102017124724B4 (de) 2016-10-25 2022-01-05 Koki Technik Transmission Systems Gmbh Verfahren zur Herstellung einer Schaltgabel
JP6424195B2 (ja) * 2016-11-14 2018-11-14 株式会社豊田中央研究所 熱間プレス成形方法
US11447841B2 (en) 2016-11-16 2022-09-20 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for producing same
EP3592871B1 (en) 2017-03-10 2024-11-27 Tata Steel Limited Hot rolled steel product with ultra-high strength minimum 1100mpa and good elongation of at least 21%
CA3057815C (en) * 2017-04-07 2022-06-21 Jfe Steel Corporation Steel member, hot-rolled steel sheet for steel member, and production method therefor
JP6950514B2 (ja) * 2017-12-20 2021-10-13 トヨタ自動車株式会社 鋼板部材及びその製造方法
US11447228B2 (en) * 2020-04-23 2022-09-20 The Boeing Company Methods of manufacture for aircraft substructure
CN115398025B (zh) * 2020-05-13 2023-12-29 日本制铁株式会社 热压用钢板

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100996395B1 (ko) * 2006-07-05 2010-11-24 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 자동차 구조 부재용 고장력 용접 강관 및 그 제조 방법
KR101133870B1 (ko) * 2006-05-10 2012-04-06 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 열간 프레스 성형 강판 부재 및 그 제조 방법
JP2012237066A (ja) * 2011-04-28 2012-12-06 Kobe Steel Ltd 熱間プレス成形品、その製造方法および熱間プレス成形用薄鋼板
JP2013014841A (ja) 2011-06-10 2013-01-24 Kobe Steel Ltd 熱間プレス成形品、その製造方法および熱間プレス成形用薄鋼板

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4325277B2 (ja) * 2003-05-28 2009-09-02 住友金属工業株式会社 熱間成形法と熱間成形部材
JP4735211B2 (ja) * 2004-11-30 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車用部材およびその製造方法
JP2006224162A (ja) * 2005-02-18 2006-08-31 Nippon Steel Corp ホットプレス成形方法
JP3816937B1 (ja) * 2005-03-31 2006-08-30 株式会社神戸製鋼所 熱間成形品用鋼板およびその製造方法並びに熱間成形品
WO2007048883A1 (fr) * 2005-10-27 2007-05-03 Usinor Procede de fabrication d'une piece a tres hautes caracteristiques mecaniques a partir d'une tole laminee et revetue
PL3290200T3 (pl) * 2006-10-30 2022-03-28 Arcelormittal Powlekane taśmy stalowe, sposoby wytwarzania takich powlekanych taśm, sposoby zastosowania takich powlekanych taśm, półfabrykaty do wytłaczania przygotowane z powlekanych taśm, wyroby wytłaczane przygotowane z powlekanych taśm, wyroby zawierające takie wyroby wytłaczane
JP2009061473A (ja) * 2007-09-06 2009-03-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度部品の製造方法
KR101482258B1 (ko) * 2007-12-26 2015-01-13 주식회사 포스코 열간성형 가공성이 우수한 고강도 열연강판 및 이를 이용한성형품 및 그 제조방법
JP5131844B2 (ja) * 2008-08-12 2013-01-30 新日鐵住金株式会社 熱間プレス用熱延鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス鋼板部材の製造方法
JP5347394B2 (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
JP5347392B2 (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
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
JP5347393B2 (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
US20140065007A1 (en) * 2011-06-10 2014-03-06 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Hot press-formed product, process for producing same, and thin steel sheet for hot press forming
CN103597107B (zh) * 2011-06-10 2016-06-22 株式会社神户制钢所 热压成形品、其制造方法和热压成形用薄钢板
ES2666968T3 (es) * 2012-01-13 2018-05-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Artículo moldeado por estampado en caliente y método para producir un artículo moldeado por estampado en caliente
JP5894470B2 (ja) * 2012-03-09 2016-03-30 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
JP5756773B2 (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
JP6001884B2 (ja) * 2012-03-09 2016-10-05 株式会社神戸製鋼所 プレス成形品の製造方法およびプレス成形品
JP5890710B2 (ja) * 2012-03-15 2016-03-22 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス成形品およびその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101133870B1 (ko) * 2006-05-10 2012-04-06 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 열간 프레스 성형 강판 부재 및 그 제조 방법
KR100996395B1 (ko) * 2006-07-05 2010-11-24 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 자동차 구조 부재용 고장력 용접 강관 및 그 제조 방법
JP2012237066A (ja) * 2011-04-28 2012-12-06 Kobe Steel Ltd 熱間プレス成形品、その製造方法および熱間プレス成形用薄鋼板
JP2013014841A (ja) 2011-06-10 2013-01-24 Kobe Steel Ltd 熱間プレス成形品、その製造方法および熱間プレス成形用薄鋼板

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2021125577A1 (ko) * 2019-12-20 2021-06-24 현대제철 주식회사 핫 스탬핑 부품, 및 이의 제조 방법
US11583909B2 (en) 2019-12-20 2023-02-21 Hyundai Steel Company Hot-stamped part and method of manufacturing the same
US11931786B2 (en) 2019-12-20 2024-03-19 Hyundai Steel Company Method of manufacturing a hot-stamped part
US11931785B2 (en) 2019-12-20 2024-03-19 Hyundai Steel Company Method of manufacturing a hot-stamped part
US11938530B2 (en) 2019-12-20 2024-03-26 Hyundai Steel Company Method of manufacturing a hot-stamped part
US12070785B2 (en) 2019-12-20 2024-08-27 Hyundai Steel Company Hot-stamped part
US12070786B2 (en) 2019-12-20 2024-08-27 Hyundai Steel Company Method of manufacturing a hot-stamped part

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