KR101609968B1

KR101609968B1 - 열간 프레스용 강판 및 프레스 성형품, 및 프레스 성형품의 제조 방법

Info

Publication number: KR101609968B1
Application number: KR1020147024783A
Authority: KR
Inventors: 도시오 무라카미; 준야 나이토; 게이스케 오키타; 슈시 이케다
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2012-03-09
Filing date: 2013-03-01
Publication date: 2016-04-06
Also published as: US20150090377A1; EP2824204A1; CN104160051B; EP2824204A4; JP2013185243A; KR20140127857A; CN104160051A; WO2013133165A1; JP5756774B2

Abstract

본 발명의 열간 프레스용 강판은, 소정의 화학 성분 조성을 갖고, 강판 중에 포함되는 Ti 함유 석출물 중, 원상당 직경이 30㎚ 이하인 것의 평균 원상당 직경이 6㎚ 이하임과 함께, 강 중의 석출 Ti량과 전체 Ti량이 하기 (1)식의 관계를 만족시키고, 또한 금속 조직이, 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계 분율이 80면적％ 이상이다.

((1)식 중, [N]은 강 중의 N의 함유량(질량％)을 나타냄)

Description

열간 프레스용 강판 및 프레스 성형품, 및 프레스 성형품의 제조 방법 {STEEL SHEET FOR HOT PRESSING USE, PRESS-MOLDED ARTICLE, AND METHOD FOR PRODUCING PRESS-MOLDED ARTICLE}

본 발명은, 자동차의 구조 부품을 제조할 때에 사용되고, 열간 프레스 성형에 적합한 열간 프레스용 강판, 및 이러한 열간 프레스용 강판으로부터 얻어지는 프레스 성형품, 및 프레스 성형품의 제조 방법에 관한 것으로, 특히 미리 가열된 강판(블랭크)을 소정의 형상으로 성형 가공할 때, 형상 부여와 동시에 열처리를 실시하여 소정의 강도를 얻는 열간 프레스 성형법에 적용하는 데 있어서 유용한 열간 프레스용 강판 및 프레스 성형품, 및 그러한 프레스 성형품을 제조하기 위한 유용한 방법에 관한 것이다.

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

이러한 것으로부터, 강판을 소정의 온도(예를 들어, 오스테나이트상으로 되는 온도)로 가열하여 강도를 낮춘 후, 강판에 비해 저온(예를 들어, 실온)인 금형에서 성형함으로써, 형상의 부여와 동시에, 양자의 온도차를 이용한 급냉 열처리(켄칭)를 행하여, 성형 후의 강도를 확보하는 열간 프레스 성형법이 부품 제조에 채용되고 있다. 또한, 이러한 열간 프레스 성형법은, 핫 프레스법 외에, 핫 포밍법, 핫 스탬핑법, 핫 스탬프법, 다이켄칭법 등, 다양한 명칭으로 불리고 있다.

도 1은, 상기한 바와 같은 열간 프레스 성형을 실시하기 위한 금형 구성을 도시하는 개략 설명도로, 도면 중 부호 1은 펀치, 2는 다이, 3은 블랭크 홀더, 4는 강판(블랭크), BHF는 블랭크 홀더력, rp는 펀치 견부 반경, rd는 다이 견부 반경, CL은 펀치/다이간 클리어런스를 각각 나타내고 있다. 또한, 이들 부품 중, 펀치(1)와 다이(2)에는 냉각 매체(예를 들어, 물)를 통과시킬 수 있는 통로(1a, 2a)가 각각의 내부에 형성되어 있고, 이 통로에 냉각 매체를 통과시킴으로써 이들 부재가 냉각되도록 구성되어 있다.

이러한 금형을 사용하여 열간 프레스 성형(예를 들어, 열간 딥 드로잉 가공)할 때에는, 강판(블랭크)(4)을, (A_c1 변태점∼A_c3 변태점)의 2상역 온도 또는 A_c3 변태점 이상의 단상역 온도로 가열하여 연화시킨 상태에서 성형을 개시한다. 즉, 고온 상태에 있는 강판(4)을 다이(2)와 블랭크 홀더(3) 사이에 끼운 상태에서, 펀치(1)에 의해 다이(2)의 구멍 내에 강판(4)을 밀어넣고, 강판(4)의 외경을 줄이면서 펀치(1)의 외형에 대응한 형상으로 성형한다. 또한, 성형과 병행하여 펀치(1) 및 다이(2)를 냉각함으로써, 강판(4)으로부터 금형[펀치(1) 및 다이(2)]으로의 발열(拔熱)을 행함과 함께, 성형 하사점(펀치 선단이 최심부에 위치한 시점:도 1에 도시한 상태)에서 더 유지 냉각함으로써 소재의 켄칭을 실시한다. 이러한 성형법을 실시함으로써, 치수 정밀도가 좋은 1500㎫급의 성형품을 얻을 수 있고, 또한 냉간에서 동일한 강도 클래스의 부품을 성형하는 경우와 비교하여, 성형 하중을 저감시킬 수 있으므로 프레스기의 용량이 작아도 되게 된다.

현재 널리 사용되고 있는 열간 프레스용 강판으로서는, 22MnB5강을 소재로 하는 것이 알려져 있다. 이 강판은, 인장 강도가 1500㎫이고, 연신율이 6∼8％ 정도로, 내 충격 부재(충돌시에 최대한 변형시키지 않고, 파단되지 않는 부재)에 적용되고 있다. 그러나, 에너지 흡수 부재와 같이 변형을 필요로 하는 부품에는, 연신율(연성)이 낮으므로 적용이 곤란하다.

양호한 연신율을 발휘하는 열간 프레스용 강판으로서, 예를 들어 특허문헌 1∼4와 같은 기술도 제안되어 있다. 이들 기술에서는, 강판 중의 탄소 함유량을 다양한 범위로 설정함으로써, 각각의 강판의 기본적인 강도 클래스를 조정함과 함께, 변형능이 높은 페라이트를 도입하고, 페라이트 및 마르텐사이트의 평균 입경을 작게 함으로써, 연신율의 향상을 도모하고 있다. 이들 기술은, 연신율의 향상에는 유효하지만, 강판의 강도에 따른 연신율 향상의 관점에서 보면, 여전히 불충분하다. 예를 들어, 인장 강도 TS가 1470㎫ 이상인 것에서 연신율 EL이 최대 10.2％ 정도로, 가일층의 개선이 요구되고 있다.

한편, 지금까지 검토되고 있는 핫 스탬프 성형품에 비해, 강도 클래스가 낮은 성형품, 예를 들어 인장 강도 TS가 980㎫급이나 1180㎫급에 대해서도, 냉간 프레스에서는 성형 정밀도에 문제가 있고, 그 개선책으로서, 저강도 열간 프레스에 대한 요구가 있다. 그때, 성형품에 있어서의 에너지 흡수 특성을 대폭 개선할 필요가 있다.

특히 최근에는, 하나의 부품 내에 강도차를 부여하는 기술의 개발이 진행되고 있다. 이러한 기술로서, 변형을 방지해야 하는 부위는 고강도(고강도측:내 충격 부위측)이고, 에너지 흡수가 필요한 개소는 저강도이며 또한 고연성(저강도측:에너지 흡수 부위측)으로 하는 기술이 제안되어 있다. 예를 들어, 중형 이상의 승용차에서는, 측면 충돌시나 후방 충돌시에 컴패티빌리티(소형차가 충돌해 왔을 때, 상대측도 보호하는 기능)를 고려하여, B 필러나 리어 사이드 멤버의 부품 내에, 내 충격성과 에너지 흡수성의 양 기능 부위를 갖게 하는 경우가 있다. 이러한 부품을 제작하는 데에는, (a) 통상의 열간 프레스용 강판에, 동일한 온도로 가열·금형 켄칭해도 저강도로 되는 강판을 접합하는(테일러드 웰드 블랭크 : TWB) 방법, (b) 금형에서의 냉각 속도에 차이를 부여하여 강판의 영역마다 강도차를 부여하는 방법, (c) 강판의 영역 마다의 가열 온도에 차이를 부여하여 강도차를 부여하는 방법, 등이 제안되어 있다.

이들 기술에서는, 고강도측(내 충격 부위측)에서 인장 강도:1500㎫급이 달성되지만, 저강도측(에너지 흡수 부위측)에서 최대 인장 강도:700㎫, 연신율 EL:17％ 정도로, 에너지 흡수 특성을 더욱 높이기 위해서는, 보다 고강도로 고연성을 실현하는 것이 요구되고 있다.

그런데 자동차 부품은, 주로 스폿 용접에 의해 접합할 필요가 있지만, 용접 열영향부(HAZ)에서의 강도 저하가 현저하여, 용접 조인트의 강도가 저하(연화)되는 것이 알려져 있다(예를 들어, 비특허문헌 1).

일본 특허 공개2010-65292호 공보 일본 특허 공개2010-65293호 공보 일본 특허 공개2010-65294호 공보 일본 특허 공개2010-65295호 공보

히로스에 외 「신일철 기보」 제378호 제15∼20페이지(2003)

본 발명은 상기 사정에 비추어 이루어진 것이며, 그 목적은, 성형품 내에서 균일한 특성이 요구되는 경우에는, 고강도와 연신율의 밸런스를 고레벨로 달성할 수 있는 프레스 성형품을 얻을 수 있고, 단일 성형품 내에 내 충격 부위와 에너지 흡수 부위에 상당하는 영역이 요구되는 경우에는, 각각의 영역에 따라서, 고강도와 연신율의 밸런스를 고레벨로 달성할 수 있고, 또한 HAZ에서의 연화 방지 특성이 양호한 프레스 성형품을 얻는 데 있어서 유용한 열간 프레스용 강판, 및 상기 특성을 발휘하는 프레스 성형품, 및 이러한 프레스 성형품을 제조하기 위한 유용한 방법을 제공하는 데 있다.

상기 목적을 달성할 수 있는 본 발명의 열간 프레스용 강판이라 함은,

C:0.15∼0.5％(질량％의 의미. 이하, 화학 성분 조성에 대해 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]＋0.002％ 이상, 3.4[N]＋0.1％ 이하[단, [N]은 N의 함유량(질량％)을 나타냄], 및

N:0.0010∼0.01％,

를 각각 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지고,

강판 중에 포함되는 Ti 함유 석출물 중, 원상당 직경이 30㎚ 이하인 것의 평균 원상당 직경이 6㎚ 이하임과 함께, 강 중의 석출 Ti량과 전체 Ti량이 하기 (1)식의 관계를 만족시키고, 또한 금속 조직이, 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계 분율이 80면적％ 이상인 것을 특징으로 한다. 또한, 「원상당 직경」이라 함은, Ti 함유 석출물(예를 들어, TiC)의 크기(면적)에 착안하였을 때, 동일 면적의 원으로 환산하였을 때의 직경(「평균 원상당 직경」은 그 평균값)이다.

((1)식 중, [N]은 강 중의 N의 함유량(질량％)을 나타냄)

본 발명의 열간 프레스 성형용 강판에 있어서는, 필요에 따라서, 다른 원소로서, (a) V, Nb 및 Zr로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계 0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음), (b) Cu, Ni, Cr 및 Mo로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계 1％ 이하(0％를 포함하지 않음), (c) Mg, Ca 및 REM으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계 0.01％ 이하(0％를 포함하지 않음), 등을 더 함유시키는 것도 유용하고, 함유되는 원소의 종류에 따라서, 프레스 성형품의 특성이 더욱 개선된다.

상기 목적을 달성할 수 있었던 본 발명의 프레스 성형품의 제조 방법이라 함은, 상기한 바와 같은 본 발명의 열간 프레스용 강판을, A_c1 변태점＋20℃ 이상, A_c3 변태점－20℃ 이하의 온도로 가열한 후, 상기 강판의 프레스 성형을 개시하고, 하사점에서 유지하여 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 강 중의 금속 조직이, 잔류 오스테나이트:3∼20면적％, 어닐링 마르텐사이트 및/또는 어닐링 베이나이트:30∼87면적％, 켄칭 상태 마르텐사이트:10∼67면적％이고, 프레스 강에 포함되는 Ti 함유 석출물 중, 원상당 직경이 30㎚ 이하인 것의 평균 원상당 직경이 10㎚ 이하임과 함께, 강 중의 석출 Ti량과 전체 Ti량이 하기 (1)식의 관계를 만족시키는 것으로 되어, 성형품 내에서 고강도와 연신율의 밸런스를 고레벨로 균일한 특성으로서 달성할 수 있는 것으로 된다. 또한, 어닐링 마르텐사이트 및/또는 어닐링 베이나이트의 면적률은, 양쪽의 조직을 포함하는 경우에는, 양 조직의 합계 면적률이고, 어느 한쪽의 조직으로 이루어지는 경우에는 그 조직의 면적률을 의미한다.

((1)식 중, [N]은 강 중의 N의 함유량(질량％)을 나타냄)

한편, 상기 목적을 달성할 수 있었던 본 발명의 프레스 성형품의 다른 제조 방법이라 함은, 상기한 바와 같은 열간 프레스용 강판을 사용하여, 강판의 가열 영역을 적어도 2개의 영역으로 나누고, 그 하나의 영역을 A_c3 변태점 이상, 950℃ 이하의 온도로 가열함과 함께, 다른 하나의 영역을 A_c1 변태점＋20℃ 이상, A_c3 변태점－20℃ 이하의 온도로 가열한 후, 양쪽의 영역에 대해 프레스 성형을 개시하고, 두 영역 모두 하사점에서 유지하여 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, 상기한 바와 같은 화학 성분 조성을 갖는 강판의 프레스 성형품이며, 상기 프레스 강은, 금속 조직이, 잔류 오스테나이트:3면적％ 이상, 20면적％ 이하, 켄칭 상태 마르텐사이트:80면적％ 이상인 제1 영역과, 금속 조직이, 잔류 오스테나이트:3∼20면적％, 어닐링 마르텐사이트 및/또는 어닐링 베이나이트:30∼87면적％, 켄칭 상태 마르텐사이트:10∼67％인 제2 영역을 갖고 있고, 이 제2 영역의 강 중에 포함되는 Ti 함유 석출물 중, 원상당 직경이 30㎚ 이하인 것의 평균 원상당 직경이 10㎚ 이하임과 함께, 강 중의 석출 Ti량과 전체 Ti량이 하기 (1)식의 관계를 만족시키는 것을 특징으로 한다. 이러한 프레스 성형품에서는, 각각의 영역에 따라서, 고강도와 연신율의 밸런스를 고레벨로 달성할 수 있어, 단일 성형품 내에 내 충격 부위와 에너지 흡수 부위에 상당하는 영역이 존재하는 것으로 되고, 또한 제2 영역에 있어서 스폿 용접하였을 때의 HAZ의 연화 방지 특성이 양호한 것으로 된다.

((1)식 중, [N]은 강 중의 N의 함유량(질량％)을 나타냄)

본 발명에 따르면, 화학 성분 조성을 엄밀하게 규정함과 함께, Ti 함유 석출물의 크기를 제어하고, 또한 TiN을 형성하지 않는 Ti에 대해서는 그 석출률을 제어하고, 또한 금속 조직에 대해서는 템퍼링 경질상(마르텐사이트상, 베이나이트상 등)과 경질상(켄칭 상태 마르텐사이트상)과 잔류 오스테나이트상의 비율을 조정한 강판을 사용하고 있으므로, 이것을 소정의 조건에서 열간 프레스함으로써, 프레스 성형품의 강도-연신율 밸런스를 고레벨로 할 수 있다. 또한 복수의 영역에서 서로 다른 조건으로 열간 프레스하면, 단일 성형품 내에 내 충격 부위와 에너지 흡수 부위를 형성할 수 있어, 각각의 부위에서 고강도와 연신율의 밸런스를 고레벨로 달성할 수 있고, 또한 HAZ에서의 연화 방지 특성이 양호해진다.

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

본 발명자들은, 강판을 소정의 온도로 가열한 후, 열간 프레스 성형하여 프레스 성형품을 제조할 때, 프레스 성형 후에 있어서 고강도를 확보하면서 양호한 연성(연신율)도 나타내는 프레스 성형품이 얻어지는 열간 프레스용 강판을 실현하기 위해, 다양한 각도에서 검토하였다.

그 결과, 열간 프레스용 강판의 화학 성분 조성을 엄밀하게 규정함과 함께, Ti 함유 석출물의 크기 및 석출 Ti량의 제어를 도모하고, 또한 금속 조직을 적정한 것으로 하면, 상기 강판을 소정 조건에서 열간 프레스 성형함으로써, 프레스 성형 후에 소정량의 잔류 오스테나이트를 확보하여, 내재하는 연성(잔존 연성)을 높게 한 프레스 성형품이 얻어지는 것을 발견하고, 본 발명을 완성하였다.

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

[C:0.15∼0.5％]

C는, 성형품 내에서 균일한 특성이 요구되는 경우의 고강도와 연신율의 밸런스를 고레벨로 달성하기 위해, 혹은 단일 성형품 내에 내 충격 부위와 에너지 흡수 부위에 상당하는 영역이 요구되는 경우의, 특히 저강도·고연성 부위에 있어서 잔류 오스테나이트를 확보하는 데 있어서 중요한 원소이다. 또한 열간 프레스 성형에서의 가열시에, C가 오스테나이트에 농화됨으로써, 켄칭 후에 잔류 오스테나이트를 형성시킬 수 있다. 또한, 마르텐사이트량의 증가에도 기여하여, 강도를 상승시킨다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는, C 함유량은 0.15％ 이상으로 할 필요가 있다.

그러나, C 함유량이 과잉으로 되어 0.5％를 초과하면, 2상역 가열 영역이 좁아져, 성형품 내에서 균일한 특성이 요구되는 경우의 고강도와 연신율의 밸런스가 고레벨로 달성되지 않거나, 혹은 단일 성형품 내에 내 충격 부위와 에너지 흡수 부위에 상당하는 영역이 요구되는 경우의, 특히 저강도·고연성 부위에 있어서 목표로 하는 금속 조직(어닐링 마르텐사이트 및/또는 어닐링 베이나이트를 소정량 확보한 조직)으로 조정하는 것이 곤란해진다. C 함유량의 바람직한 하한은 0.17％ 이상(보다 바람직하게는 0.20％ 이상)이고, 보다 바람직한 상한은 0.45％ 이하(더욱 바람직하게는 0.40％ 이하)이다.

[Si:0.2∼3％]

Si는, 금형 켄칭의 냉각 중에 마르텐사이트가 템퍼링되어 시멘타이트가 형성되거나, 미변태 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, 페라이트가 형성되기 쉬워지고, 가열시에 단상화가 어려워져, 열간 프레스용 강판에 있어서 베이나이트 및 마르텐사이트의 필요 분율을 확보할 수 없게 된다. Si 함유량의 바람직한 하한은 0.5％ 이상(보다 바람직하게는 1.0％ 이상)이고, 바람직한 상한은 2.5％ 이하(보다 바람직하게는 2.0％ 이하)이다.

[Mn:0.5∼3％]

Mn은, 켄칭성을 높여, 금형 켄칭의 냉각 중의 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 이외의 조직(페라이트, 펄라이트, 베이나이트 등)의 형성을 억제하는 데 유효한 원소이다. 또한, 오스테나이트를 안정화시키는 원소로, 잔류 오스테나이트량의 증가에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Mn은 0.5％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 특성만을 고려한 경우는, Mn 함유량은 많은 쪽이 바람직하지만, 합금 첨가의 비용이 상승하므로, 3％ 이하로 하였다. Mn 함유량의 바람직한 하한은 0.7％ 이상(보다 바람직하게는 1.0％ 이상)이고, 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 떨어뜨리므로, P는 최대한 저감시키는 것이 바람직하다. 그러나, 극단적인 저감은 제강 비용의 증대를 초래하고, 0％로 하는 것은 제조상 곤란하므로, 0.05％ 이하(0％를 포함하지 않음)로 하였다. P 함유량의 바람직한 상한은 0.045％ 이하(보다 바람직하게는 0.040％ 이하)이다.

[S:0.05％ 이하(0％를 포함하지 않음)]

S도 P와 마찬가지로 강 중에 불가피적으로 포함되는 원소로, 연성을 떨어뜨리므로, S는 최대한 저감시키는 것이 바람직하다. 그러나, 극단적인 저감은 제강 비용의 증대를 초래하고, 0％로 하는 것은 제조상 곤란하므로, 0.05％ 이하(0％를 포함하지 않음)로 하였다. S 함유량의 바람직한 상한은 0.045％ 이하(보다 바람직하게는 0.040％ 이하)이다.

[Al:0.01∼1％]

Al은, 탈산 원소로서 유용함과 함께, 강 중에 존재하는 고용 N을 AlN으로서 고정하여, 연성의 향상에 유용하다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Al 함유량은 0.01％ 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, Al 함유량이 과잉으로 되어 1％를 초과하면, Al₂O₃이 과잉으로 생성되어, 연성을 떨어뜨린다. 또한, Al 함유량의 바람직한 하한은 0.02％ 이상(보다 바람직하게는 0.03％ 이상)이고, 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 가지므로, (A_c1 변태점∼A_c3 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)이고, 바람직한 상한은 0.008％ 이하(더욱 바람직하게는 0.005％ 이하)이다.

[Ti:3.4[N]＋0.002％ 이상, 3.4[N]＋0.1％ 이하:[N]은 N의 함유량(질량％)]

Ti는, N을 고정하고, B를 고용 상태로 유지시킴으로써 켄칭성의 개선 효과를 발현시킨다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Ti와 N의 화학 양론비[N의 함유량의 3.4배]보다도 0.002％ 이상 많이 함유시키는 것이 중요하다. 또한 N에 대해 과잉으로 첨가된 Ti를 핫 스탬프 성형품 내에 고용 상태로 존재시키고, 또한 석출된 화합물을 미세하게 분산시켜 둠으로써, 핫 스탬프 성형품을 용접하였을 때에 고용된 Ti가 TiC로서 형성되는 것에 의한 석출 강화나, TiC에 의한 전위의 이동 방지 효과에 의한 전위 밀도의 증가 지연 등의 효과에 의해, HAZ에 있어서의 강도 저하를 억제할 수 있다. 단, Ti 함유량이 과잉으로 되어 3.4[N]＋0.1％보다도 많아지면, 형성되는 Ti 함유 석출물(예를 들어, TiN)이 조대화되어, 강판의 연성이 저하된다. Ti 함유량의 보다 바람직한 하한은 3.4[N]＋0.005％ 이상(더욱 바람직하게는 3.4[N]＋0.01％ 이상)이고, 보다 바람직한 상한은 3.4[N]＋0.09％ 이하(더욱 바람직하게는 3.4[N]＋0.08％ 이하)이다.

[N:0.001∼0.01％]

N은, 불가피적으로 혼입되는 원소로, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 실제 프로세스 중에서 저감시키는 데에는 한계가 있으므로, 0.001％를 하한으로 하였다. 또한, N 함유량이 과잉으로 되면, 형성되는 Ti 함유 석출물(예를 들어 TiN)이 조대화되고, 이 석출물이 파괴의 기점으로 하여 작용하여, 강판의 연성을 저하시키므로, 상한을 0.01％로 하였다. N 함유량의 보다 바람직한 상한은 0.008％ 이하(더욱 바람직하게는 0.006％ 이하)이다.

본 발명의 열간 프레스용 강판에 있어서의 기본적인 화학 성분은, 상기한 바와 같으며, 잔량부는 철 및 P, S 이외의 불가피 불순물(예를 들어, O, H 등)이다. 또한 본 발명의 열간 프레스용 강판에는, 필요에 따라, (a) V, Nb 및 Zr로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계 0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음), (b) Cu, Ni, Cr 및 Mo로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계 1％ 이하(0％를 포함하지 않음), (c) Mg, Ca 및 REM으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계 0.01％ 이하(0％를 포함하지 않음), 등을 더 함유시키는 것도 유용하고, 함유되는 원소의 종류에 따라서, 열간 프레스용 강판의 특성이 더욱 개선된다. 이들 원소를 함유할 때의 바람직한 범위 및 그 범위 한정 이유는 하기와 같다.

[V, Nb 및 Zr로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계 0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음)]

V, Nb 및 Zr은, 미세한 탄화물을 형성하여, 피닝 효과에 의해 조직을 미세하게 하는 효과가 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 합계 0.001％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 이들 원소의 함유량이 과잉으로 되면, 조대한 탄화물이 형성되어, 파괴의 기점으로 됨으로써 반대로 연성을 떨어뜨린다. 이러한 것으로부터, 이들 원소는 합계 0.1％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 이들 원소의 함유량의 보다 바람직한 하한은 합계 0.005％ 이상(더욱 바람직하게는 0.008％ 이상)이고, 보다 바람직한 상한은 합계 0.08％ 이하(더욱 바람직하게는 0.06％ 이하)이다.

[Cu, Ni, Cr 및 Mo로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상:합계 1％ 이하(0％를 포함하지 않음)]

Cu, Ni, Cr 및 Mo는, 페라이트 변태, 펄라이트 변태 및 베이나이트 변태를 억제하므로, 가열 후의 냉각 중에, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트의 형성을 방지하여, 잔류 오스테나이트의 확보에 유효하게 작용한다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 합계 0.01％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 특성만을 고려하면 함유량은 많은 쪽이 바람직하지만, 합금 첨가의 비용이 상승하므로, 합계 1％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 오스테나이트의 강도를 대폭 높이는 작용을 가지므로, 열간 압연의 부하가 커지고, 강판의 제조가 곤란해지므로, 제조성의 관점에서도 1％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 이들 원소 함유량의 보다 바람직한 하한은 합계 0.05％ 이상(더욱 바람직하게는 0.06％ 이상)이고, 보다 바람직한 상한은 합계 0.5％ 이하(더욱 바람직하게는 0.3％ 이하)이다.

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

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

본 발명의 열간 프레스용 강판에서는, (A) 강판 중에 포함되는 Ti 함유 석출물 중, 원상당 직경이 30㎚ 이하인 것의 평균 원상당 직경이 6㎚ 이하인 것, (B) 석출 Ti량(질량％)－3.4[N]≤0.5×[전체 Ti량(질량％)－3.4[N]]의 관계[상기 (1)식의 관계]를 만족시키는 것, (C) 금속 조직이, 베이나이트 및 마르텐사이트 중 적어도 한쪽을 포함하고 있고, 또한 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계 분율이 80면적％ 이상인 것도 중요한 요건이다.

Ti 함유 석출물이나 (1)식의 제어는, HAZ의 연화를 방지하기 위한 것이며, 본래, 성형품에 있어서 필요한 제어이지만, 열간 프레스 성형 전후에서 이들 값의 변화는 작고, 따라서 성형 전(열간 프레스용 강판)의 단계에서 미리 제어해 둘 필요가 있다. 성형 전의 강판 중에서 N에 대해 과잉인 Ti를, 고용 상태 혹은 미세 상태로 존재시켜 둠으로써, 열간 프레스의 가열시에 있어서 Ti 함유 석출물을 고용 상태 혹은 미세 상태로 유지할 수 있게 된다. 이에 의해, 프레스 성형품 중의 석출 Ti량을 소정량 이하로 제어할 수 있어, HAZ에 있어서의 연화를 방지함으로써 조인트 특성을 개선할 수 있다.

이러한 관점에서, Ti 함유 석출물을 미세하게 분산시켜 둘 필요가 있고, 그러기 위해서는 강판 중에 포함되는 Ti 함유 석출물 중, 원상당 직경이 30㎚ 이하인 것의 평균 원상당 직경을 6㎚ 이하로 할 필요가 있다[상기 (A)의 요건]. 또한, 여기서 대상으로 하는 Ti 함유 석출물의 원상당 직경을 30㎚ 이하로 규정하고 있는 것은, 용제 단계에서 조대하게 형성되어, 그 후, 조직 변화나 특성에 영향을 미치지 않는 TiN을 제외한 Ti 함유 석출물을 제어할 필요가 있기 때문이다. Ti 함유 석출물의 크기(원상당 직경이 30㎚ 이하인 Ti 함유 석출물의 평균 원상당 직경)는, 바람직하게는 5㎚ 이하이고, 보다 바람직하게는 3㎚ 이하이다. 또한, 본 발명에서 대상으로 하는 Ti 함유 석출물이라 함은, TiC 및 TiN 외에, TiVC, TiNbC, TiVCN, TiNbCN 등의 Ti를 함유하는 석출물도 포함하는 취지이다.

또한, 후술하는 바와 같이, 프레스 성형품에서의 원상당 직경이 30㎚ 이하인 Ti 함유 석출물의 평균 원상당 직경을 10㎚ 이하로 규정하고 있는 것에 반해, 성형 전(열간 프레스용 강판)에서는 6㎚ 이하로 규정하고 있다. 그 이유는, 강판 중에 미세한 석출물 혹은 고용 상태로 Ti가 존재하고 있지만, 800℃ 부근에 15분 이상의 가열을 가하면, Ti 함유 석출물이 약간 조대화되므로, 강판보다도 성형품의 쪽이 석출물 사이즈를 크게 규정하고 있다. 성형품으로서의 특성을 확보하기 위해서는, 원상당 직경이 30㎚ 이하인 Ti 함유 석출물의 평균 원상당 직경을 10㎚ 이하인 것으로 하는 것이 필요하고, 그 석출 상태를 핫 스탬프 성형품에서 실현하기 위해서는, 핫 스탬프용 강판의 단계에서 30㎚ 이하의 미세한 석출물의 평균 원상당 직경을 6㎚ 이하로 하고, 또한 Ti의 대부분을 고용 상태로 존재시킬 필요가 있다.

또한, 열간 프레스용 강판에 있어서는, Ti 중 N을 석출 고정하는 데 사용되는 것 이외의 Ti의 대부분을 고용 상태 혹은 미세 상태로 존재시킬 필요가 있다. 그러가 위해서는, TiN 이외의 석출물로서 존재하는 Ti량(즉, 석출 Ti량(질량％)－3.4[N])은, 전체 Ti 중 TiN을 형성하는 Ti를 뺀 나머지의 0.5배 이하(즉, 0.5×[전체 Ti량(질량％)－3.4[N]] 이하)로 할 필요가 있다[상기 (B)의 요건]. 석출 Ti량(질량％)－3.4[N]은, 바람직하게는 0.4×[전체 Ti량(질량％)－3.4[N]] 이하이고, 보다 바람직하게는 0.3×[전체 Ti량(질량％)－3.4[N]] 이하이다.

금속 조직은, 본래, 성형품에 있어서 원하는 강도-연신율 밸런스를 달성하는 데 필요한 제어이지만, 금속 조직을 열간 프레스 조건만으로 제어할 수는 없고, 그 원료 강(열간 프레스용 강판)의 조직에 대해서도 미리 제어해 둘 필요가 있다. 프레스 성형품에 있어서, 미세하고 연성에의 기여가 큰 어닐링 마르텐사이트 및 어닐링 베이나이트를 적정량 확보하기 위해서는, 열간 프레스용 강판 중의 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계 분율을 80면적％ 이상으로 할 필요가 있다. 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계 분율이 80면적％ 미만이면, 성형 강판에서 목표로 하는 어닐링 마르텐사이트 및/또는 어닐링 베이나이트 분율을 확보하는 것이 어려워지고, 또한 다른 조직(예를 들어, 페라이트)량을 증가시켜 강도-연성 밸런스를 저하시키게 된다. 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계 분율은, 바람직하게는 90면적％ 이상이고, 보다 바람직하게는 95면적％ 이상이다.

또한, 본 발명의 열간 프레스용 강판에서, 금속 조직의 잔량부는 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 페라이트, 펄라이트 또는 잔류 오스테나이트 중 적어도 어느 하나를 들 수 있다.

상기한 바와 같은 본 발명의 강판(열간 프레스용 강판)을 제조하기 위해서는, 상기한 바와 같은 화학 성분 조성을 갖는 강재를 용제한 주조편을, 가열 온도:1100℃ 이상(바람직하게는 1150℃ 이상), 1300℃ 이하(바람직하게는 1250℃ 이하)로 하고, 마무리 압연 온도를 930℃ 이상(바람직하게는 950℃ 이상), 1050℃ 이하(바람직하게는 1000℃ 이하)로 하여 열간 압연을 행하고, 그 후 즉시, 450℃ 이하(바람직하게는 400℃ 이하)까지 20℃/초 이상(바람직하게는 30℃/초 이상)의 평균 냉각 속도로 냉각(급냉)하고, 100℃ 이상(바람직하게는 150℃ 이상), 450℃ 이하(바람직하게는 400℃ 이하)에서 권취하도록 하면 된다.

상기 방법은, (1) 오스테나이트 중에 열간 압연에 의해 도입된 전위가 잔존하는 온도 영역에서 압연을 종료하고, (2) 그 직후에 급냉함으로써 전위 상에 TiC 등의 Ti 함유 석출물을 미세하게 형성시키고, (3) 다시 급냉한 후 권취함으로써, 베이나이트 변태 혹은 마르텐사이트 변태하도록 제어하는 것이다.

상기한 바와 같은 화학 성분 조성, 금속 조직 및 Ti 석출 상태를 갖는 열간 프레스용 강판을, 그대로 열간 프레스의 제조에 제공해도 되고, 산세 후에 압하율:10∼80％(바람직하게는 20∼70％)로 냉간 압연을 실시하고 나서 열간 프레스의 제조에 제공해도 된다. 또한, 열간 프레스용 강판 또는 그 냉간 압연재를, 830℃ 이상(바람직하게는 850℃ 이상, 900℃ 이하)으로 가열 후, 450℃ 이하(바람직하게는 400℃ 이하)까지 20℃/초 이상(바람직하게는 30℃/초 이상)의 냉각 속도로 급냉한 후, 450℃ 이하에서 10초 이상, 1000초 이하의 유지 또는 450℃ 이하의 온도에서 템퍼링을 실시하는 열처리를 실시하고 나서 열간 프레스의 제조에 제공해도 된다. 이러한 냉간 압연이나 열처리를 실시한 강판도, 요구 특성을 만족시키고 있는 한, 본 발명의 열간 프레스용 강판에 포함된다. 또한, 본 발명의 열간 프레스용 강판에는, 그 표면(소지 강판 표면)에, Al, Zn, Mg, Si 중 1종 이상을 포함하는 도금을 실시해도 된다.

상기한 바와 같은 열간 프레스용 강판을 사용하여, A_c1 변태점＋20℃ 이상, A_c3 변태점－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 이하까지 냉각함으로써, 단일 특성을 갖는 프레스 성형품(이하, 단일 영역 성형품이라 하는 경우가 있음)에서, 저강도 또한 고연성의 것으로 하여 최적의 조직으로 만들 수 있다. 이 성형법에 있어서의 각 요건을 규정한 이유는, 하기와 같다.

강판 중의 마르텐사이트나 베이나이트의 라스 사이에, 오스테나이트를 형성시킴과 함께, 마르텐사이트나 베이나이트를 어닐링함으로써, 연성이 우수한 어닐링 마르텐사이트나 어닐링 베이나이트를 형성하기 위해, 가열 온도는 소정의 범위로 제어할 필요가 있다. 강판의 가열 온도가 A_c1 변태점＋20℃ 미만이면, 가열시에 충분한 양의 오스테나이트가 얻어지지 않아, 최종 조직(성형품의 조직)에서 소정량의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없다. 또한, 강판의 가열 온도가 A_c3 변태점－20℃를 초과하면, 가열시에 오스테나이트에의 변태량이 지나치게 증가하여, 최종 조직(성형품의 조직)에서 소정량의 어닐링 마르텐사이트나 어닐링 베이나이트를 확보할 수 없다.

상기 가열 공정에서 형성된 오스테나이트를, 페라이트 혹은 펄라이트 등의 조직의 생성을 저지하면서, 원하는 조직으로 하기 위해서는, 하사점에서 유지하여 금형 내에서 평균 냉각 속도 및 냉각 종료 온도를 적절하게 제어할 필요가 있다. 이러한 관점에서, 금형 내의 평균 냉각 속도는 20℃/초 이상으로 하고, 냉각 종료 온도는 베이나이트 변태 개시 온도(Bs)보다 100℃ 낮은 온도 이하로 할 필요가 있다. 이때의 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 함으로써, 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 온도보다도 높아지거나, 평균 냉각 속도가 20℃/초 미만에서는, 페라이트나 펄라이트 등의 조직이 형성되어, 소정량의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없어, 성형품에 있어서의 연신율(연성)이 떨어진다. 또한, 냉각 종료 온도는 Bs보다 100℃ 낮은 온도 이하인 한 특별히 제한되지 않고, 예를 들어 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms) 이하여도 된다.

베이나이트 변태 개시 온도(Bs)보다 100℃ 낮은 온도 이하의 온도로 된 단계에서, 평균 냉각 속도의 제어는 기본적으로 불필요해지지만, 예를 들어 1℃/초 이상, 100℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각해도 된다. 또한, 하사점에서 유지하여 금형 내에서의 평균 냉각 속도의 제어는, (a) 성형 금형의 온도를 제어하거나(상기 도 1에 도시한 냉각 매체), (b) 금형의 열전도율을 제어하는 등의 수단에 의해 달성할 수 있다.

상기한 바와 같은 열간 프레스에 의해 제조되는 프레스 성형품(단일 영역 성형품)에서는, 금속 조직이, 잔류 오스테나이트:3∼20면적％, 어닐링 마르텐사이트 및/또는 어닐링 베이나이트:30∼87면적％, 켄칭 상태 마르텐사이트:10∼67면적％인 것으로 되어, 성형품 내에서 고강도와 연신율의 밸런스를 고레벨로 균일한 특성으로서 달성할 수 있는 것으로 된다. 이러한 열간 프레스 성형품에 있어서의 각 요건(기본 조직)의 범위 설정 이유는 다음과 같다.

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

주요 조직을, 미세하고 또한 전위 밀도가 낮은 어닐링 마르텐사이트 및/또는 어닐링 베이나이트로 함으로써, 소정의 강도를 확보하면서, 프레스 성형품의 연성(연신율)을 높일 수 있다. 이러한 관점에서, 어닐링 마르텐사이트 및/또는 어닐링 베이나이트의 분율은, 30면적％ 이상으로 한다. 그러나, 이 분율이 87면적％를 초과하면, 잔류 오스테나이트의 분율이 부족하여, 연성(잔존 연성)이 저하된다. 어닐링 마르텐사이트 및/또는 어닐링 베이나이트의 분율의 바람직한 하한은 40면적％ 이상(보다 바람직하게는 50면적％ 이상)이고, 바람직한 상한은 80면적％ 미만(보다 바람직하게는 70면적％ 미만)이다.

켄칭 상태 마르텐사이트는, 연성이 부족한 조직이므로, 다량으로 존재하면 연신율을 떨어뜨리지만, 어닐링 마르텐사이트와 같이 매트릭스가 강도가 낮은 조직에 있어서 100㎏ 초과급의 고강도를 실현하기 위해서는, 켄칭 상태 마르텐사이트를 소정량 확보할 필요가 있다. 이러한 관점에서, 켄칭 상태 마르텐사이트의 분율은 10면적％ 이상으로 한다. 그러나, 켄칭 상태 마르텐사이트의 분율이 지나치게 많아지면, 강도가 지나치게 높아져 연신율이 부족해지므로, 그 분율은, 67면적％ 이하로 할 필요가 있다. 켄칭 상태 마르텐사이트의 분율의 바람직한 하한은 20면적％ 이상(보다 바람직하게는 30면적％ 이상)이고, 바람직한 상한은 60면적％ 이하(보다 바람직하게는 50면적％ 이하)이다.

상기 조직 외에는 특별히 한정되지 않고, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 등을 잔량부 조직으로서 포함해도 되지만, 이들 조직은 강도에 대한 기여나, 연성에 대한 기여가 다른 조직에 비해 낮아, 기본적으로 함유하지 않는 것이 바람직하다(0면적％여도 됨). 단, 20면적％까지라면 허용할 수 있다. 잔량부 조직은, 보다 바람직하게는 10면적％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 5면적％ 이하이다.

상기 프레스 성형품(단일 영역 성형품)에서는, 강판 중에 포함되는 Ti 함유 석출물 중, 원상당 직경이 30㎚ 이하인 것의 평균 원상당 직경이 10㎚ 이하이다. 이러한 요건을 만족시킴으로써 고강도와 연신율의 밸런스를 고레벨로 달성할 수 있는 프레스 성형품을 얻을 수 있다. 원상당 직경이 30㎚ 이하인 Ti 함유 석출물의 평균 원상당 직경은, 바람직하게는 8㎚ 이하이고, 보다 바람직하게는 6㎚ 이하이다.

또한 프레스 성형품(단일 영역 성형품)에서는, TiN 이외의 석출물로서 존재하는 Ti량(석출 Ti량(질량％)－3.4[N])이, 전체 Ti 중 TiN을 형성하는 Ti를 뺀 나머지의 Ti의 0.5배 이하(즉, 0.5×[전체 Ti량(질량％)－3.4[N]] 이하)로 되어 있다. 이러한 요건을 만족시킴으로써 용접시에 고용되어 있는 Ti가 HAZ에 미세 석출되거나, 기존의 미세 Ti 함유 석출물이 전위의 회복 등을 억제함으로써, HAZ에서의 연화를 방지하여, 용접성이 양호해진다. 석출 Ti량(질량％)－3.4[N]은, 바람직하게는 0.4×[전체 Ti량(질량％)－3.4[N]] 이하이고, 보다 바람직하게는 0.3×[전체 Ti량(질량％)－3.4[N]] 이하이다.

본 발명의 열간 프레스용 강판을 사용하면, 프레스 성형 조건(가열 온도나 냉각 속도)을 적절하게 조정함으로써, 프레스 성형품의 강도나 연신율 등의 특성을 제어할 수 있고, 또한 고연성(잔존 연성)의 프레스 성형품이 얻어지므로, 지금까지의 프레스 성형품에서는 적용하기 어려웠던 부위(예를 들어, 에너지 흡수 부재)에도 적용이 가능해져, 프레스 성형품의 적용 범위를 넓히는 데 있어서 극히 유용하다. 또한, 상술한 단일 영역 성형품뿐만 아니라, 프레스 성형 금형을 사용하여 강판을 프레스 성형하여 프레스 성형품을 제조할 때, 가열 온도 및 성형시의 각 영역의 조건을 적절하게 제어하고, 각 영역의 조직을 조정하면, 각 영역에 따른 강도-연성 밸런스를 발휘하는 프레스 성형품(이하, 복수 영역 성형품이라 하는 경우가 있음)이 얻어진다.

본 발명의 열간 프레스용 강판을 사용하여, 상기한 바와 같이 복수 영역 성형품을 제조하는 데 있어서는, 강판의 가열 영역을 적어도 2개의 영역으로 나누어, 그 중 하나의 영역(이하, 제1 영역이라 함)을 A_c3 변태점 이상, 950℃ 이하의 온도로 가열함과 함께, 다른 하나의 영역(이하, 제2 영역이라 함)을 A_c1 변태점＋20℃ 이상, A_c3 변태점－20℃ 이하의 온도로 가열한 후, 제1 및 제2 양쪽의 영역에 대해 프레스 성형을 개시하고, 제1 및 제2 영역 모두 하사점에서 유지하여 금형 내에서 20℃/초 이상의 평균 냉각 속도를 확보하면서 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms) 이하의 온도까지 냉각하면 된다.

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 성형품이 얻어진다. 2개의 영역 중 제2 영역이 저강도측 영역에 상당하고, 이 영역에 있어서의 제조 조건, 조직 및 특성은 기본적으로 상기한 단일 영역 성형품과 동일하다. 이하에서는, 다른 한쪽의 제1 영역(고강도측 영역에 상당)을 형성시키기 위한 제조 조건에 대해 설명한다. 또한, 이 제조 방법을 실시할 때에는, 단일의 강판에서 가열 온도가 서로 다른 영역을 형성할 필요가 발생하지만, 기존의 가열로(예를 들어, 원적외선로, 전기로＋실드)를 사용함으로써, 온도의 경계 부분을 50㎜ 이하로 하면서 제어하는 것은 가능하다.

(제1 영역·고강도측 영역의 제조 조건)

프레스 성형품의 조직을 적절하게 조정하기 위해서는, 가열 온도는 소정의 범위로 제어할 필요가 있다. 이 가열 온도를 적절하게 제어함으로써, 그 후의 냉각 과정에서, 소정량의 잔류 오스테나이트를 확보하면서, 마르텐사이트를 주체로 하는 조직으로 변태시켜, 최종적인 열간 프레스 성형품의 영역 내에서 원하는 조직으로 만들 수 있다. 이 영역에서의 강판 가열 온도가 A_c3 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, 켄칭시에 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없어, 양호한 성형성이 달성되지 않는다. 강판의 가열 온도는, 바람직하게는 A_c3 변태점＋50℃ 이상이고, 930℃ 이하이다.

상기 가열 공정에서 형성된 오스테나이트를, 페라이트 혹은 펄라이트 등의 조직의 생성을 저지하면서, 원하는 조직으로 하기 위해서는, 하사점에서 유지하여 금형 내에서의 평균 냉각 속도 및 냉각 종료 온도를 적절하게 제어할 필요가 있다. 이러한 관점에서, 평균 냉각 속도는 20℃/초 이상으로 하고, 냉각 종료 온도는 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms점) 이하로 할 필요가 있다. 이때의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 30℃/초 이상(보다 바람직하게는 40℃/초 이상)이다. 냉각 종료 온도를 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms점) 이하로 함으로써, 페라이트 혹은 펄라이트 등의 조직의 생성을 저지하면서, 가열시에 존재한 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시킴으로써 마르텐사이트를 확보한다. 냉각 종료 온도는, 구체적으로는 400℃ 이하이고, 바람직하게는 300℃ 이하이다.

이러한 방법에 의해 얻어진 프레스 성형품에서는, 제1 영역과 제2 영역에서, 금속 조직이나 석출물 등이 다르다. 제1 영역에서는, 금속 조직이, 잔류 오스테나이트:3∼20면적％(잔류 오스테나이트의 작용 효과는 상기한 바와 동일함), 켄칭 상태 마르텐사이트:80면적％ 이상으로 되어 있다. 제2 영역에서는, 상기 단일 영역 성형품과 동일한 금속 조직, Ti 상태(Ti 함유 석출물의 평균 원상당 직경, 석출 Ti량(질량％)－3.4[N]의 값 등)를 만족시킨다.

제1 영역의 주요 조직을, 소정량의 잔류 오스테나이트를 포함하는 고강도의 마르텐사이트로 함으로써, 프레스 성형품에 있어서의 특정 영역의 연성 및 고강도를 확보할 수 있다. 이러한 관점에서, 켄칭 상태 마르텐사이트의 면적 분율은, 80면적％ 이상으로 할 필요가 있다. 켄칭 상태 마르텐사이트의 분율은, 바람직하게는 85면적％ 이상(보다 바람직하게는 90면적％ 이상)이다. 또한, 제1 영역에 있어서의 조직으로서, 일부에 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 등을 포함하고 있어도 된다.

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

실시예

[실시예 1]

하기 표 1, 2에 나타낸 화학 성분 조성을 갖는 강재(강 No.1∼32)를 진공 용제하여, 실험용 슬래브로 한 후, 열간 압연을 행하여 강판으로 하고, 그 후에 냉각하여 권취를 모의한 처리를 실시하였다(판 두께:3.0㎜). 권취 모의 처리 방법은, 권취 온도까지 냉각 후, 권취 온도로 가열한 노에 시료를 넣고, 30분 유지한 후 노냉하였다. 이때의 강판 제조 조건을 하기 표 3에 나타낸다. 또한, 표 1, 2 중의 A_c1 변태점, A_c3 변태점, Ms점 및 Bs점은, 하기의 (2)식∼(5)식을 사용하여 구한 것이다[예를 들어, 「레슬리 철강 재료학」마루젠(丸善), (1985) 참조]. 또한, 표 3의 비고란에 나타낸 처리 (1)∼(3)은, 하기에 나타내는 각 처리(압연, 냉각, 합금화)를 행한 것이다.

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 (2)식∼(5)식의 각 항에 나타내어진 원소가 포함되지 않는 경우는, 그 항이 없는 것으로 하여 계산한다.

처리 (1) : 열간 압연 강판을 냉간 압연하였다(판 두께:1.6㎜)

처리 (2) : 열간 압연 강판을 냉간 압연 후(판 두께:1.6㎜), 연속 어닐링을 모의하여, 860℃로 가열한 후, 30℃/초의 평균 냉각 속도로 400℃까지 냉각하고, 유지하였다.

처리 (3) : 열간 압연 강판을 냉간 압연 후(판 두께:1.6㎜), 연속 용융 아연 도금 라인을 모의하기 위해 860℃로 가열한 후, 30℃/초의 평균 냉각 속도로 400℃까지 냉각하고, 유지 후, 다시 500℃×10초 가열 후 냉각하였다.

얻어진 강판에 대해, Ti의 석출 상태의 분석 및 금속 조직의 관찰(각 조직의 분율)을 하기 요령으로 행하였다. 그 결과를, 0.5×[전체 Ti량(질량％)－3.4[N]]의 계산값[0.5×(전체 Ti량－3.4[N])으로 표시]과 함께 하기 표 4, 5에 나타낸다.

[강판의 Ti의 석출 상태의 분석]

추출 레플리카 샘플을 제작하고, 투과형 전자 현미경(TEM)으로 Ti 함유 석출물의 투과형 전자 현미경 이미지(배율:10만배)를 촬영하였다. 이때, 에너지 분산형 X선 분광기(EDX)에 의해 석출물의 조성 분석을 함으로써, Ti 함유 석출물을 특정하였다. 적어도 100개 이상의 Ti 함유 석출물의 면적을 화상 해석에 의해 측정하여, 원상당 직경이 30㎚ 이하인 것을 추출하고, 그 평균값을 석출물 사이즈로 하였다. 또한, 표 중에는 「Ti 함유 석출물의 평균 원상당 직경」으로서 나타낸다. 또한, 석출 Ti량(질량％)－3.4[N](석출물로서 존재하는 Ti량)은, 메쉬 직경:0.1㎛인 메쉬를 사용하여 추출 잔사 분석을 행하여(추출 처리시에, 석출물이 응집되어 미세한 석출물도 측정할 수 있음), 석출 Ti량(질량％)－3.4[N](표 4, 5에서는 석출 Ti량－3.4[N]이라 표시)을 구하였다. 또한, Ti 함유 석출물이 V나 Nb를 일부 함유하고 있는 경우는, 이들 석출물의 함유량에 대해서도 측정하였다.

[금속 조직의 관찰(각 조직의 분율)]

(1) 강판 중의 마르텐사이트, 베이나이트의 조직에 대해서는, 강판을 나이탈에 의해 부식시키고, SEM(배율:1000배 또는 2000배) 관찰에 의해, 마르텐사이트, 베이나이트를 구별하여, 각각의 분율(면적률)을 구하였다.

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

상기 각 강판(1.6㎜^t×150㎜×200㎜)에 대해[상기 처리 (1)∼(3) 이외의 것에 대해서는, 열간 압연에 의해 두께를 1.6㎜로 조정], 가열로에서 소정의 온도로 가열한 후, 햇 형상의 금형(상기 도 1)에서 프레스 성형 및 냉각 처리를 실시하여, 성형품으로 하였다. 프레스 성형 조건(프레스 성형시의 가열 온도, 평균 냉각 속도, 급속 냉각 종료 온도)을 하기 표 6에 나타낸다.

얻어진 성형품에 대해, 인장 강도(TS), 연신율(전연신율 EL), 금속 조직의 관찰(각 조직의 분율) 및 열처리 후의 경도 저하량을 다음의 방법으로 측정하였다.

[인장 강도(TS) 및 연신율(전연신율 EL)의 측정]

JIS 5호 시험편을 사용하여 인장 시험을 행하여, 인장 강도(TS), 연신율(EL)을 측정하였다. 이때, 인장 시험의 변형 속도:10㎜/초로 하였다. 본 발명에서는, 인장 강도(TS)가 780∼1270㎫이고 연신율(EL)이 20％ 이상을 만족시키고, 강도-연신율 밸런스(TS×EL)가 20000(㎫·％) 이상일 때에 합격이라 평가하였다.

[금속 조직의 관찰(각 조직의 분율)]

(1) 강판 중의 어닐링 마르텐사이트, 베이나이트, 어닐링 베이나이트의 조직에 대해서는, 강판을 나이탈에 의해 부식시키고, SEM(배율:1000배 또는 2000배) 관찰에 의해, 어닐링 마르텐사이트, 베이나이트, 어닐링 베이나이트를 구별하여, 각각의 분율(면적률)을 구하였다.

(3) 켄칭 상태 마르텐사이트 분율에 대해서는, 강판을 레페라 부식하고, 백색 콘트라스트를 켄칭 상태 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 혼합 조직으로 하여 면적률을 측정하고, 그것으로부터 X선 회절에 의해 구한 잔류 오스테나이트 분율을 빼, 켄칭 상태 마르텐사이트 분율을 계산하였다.

[열처리 후의 경도 저하량]

스폿 용접에 준하는 열이력으로서, 열처리 시뮬레이터에 의해 평균 가열 속도 50℃/초로 700℃로 가열 후, 평균 냉각 속도 50℃/초로 냉각하여, 원래의 경도(비커스 경도)에 대한 경도 저하량(ΔHv)을 측정하였다. 경도 저하량(ΔHv)이 50Hv 이하일 때, HAZ에서의 연화 방지 특성이 양호하다고 판단하였다.

금속 조직의 관찰 결과(각 조직의 분율, 석출 Ti량－3.4[N])를 하기 표 7, 8에 나타낸다. 또한, 성형품의 기계적 특성(인장 강도 TS, 연신율 EL, TS×EL 및 경도 저하량 ΔHv)을 하기 표 9에 나타낸다. 또한, 성형품에 있어서의 석출 Ti량－3.4[N]의 값은, 프레스 성형용 강판에 있어서의 석출 Ti량－3.4[N]의 값과 약간 다르지만, 이것은 측정 오차이다.

이들 결과로부터, 다음과 같이 고찰할 수 있다. 강 No.1, 2, 4, 5, 8, 10∼12, 14∼17, 19∼21, 23∼32의 것은, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족시키는 실시예로, 강도-연성 밸런스가 양호하고, 연화 방지 특성이 양호한 부품이 얻어져 있는 것을 알 수 있다.

이에 반해, 강 No.3, 6, 7, 9, 13, 18, 22의 것은, 본 발명에서 규정하는 어느 하나의 요건을 만족시키지 않는 비교예로, 어느 하나의 특성이 열화되어 있다. 즉, 강 No.3의 것은, Si 함유량이 적은 강판을 사용한 것으로, 성형품 중의 잔류 오스테나이트 분율이 확보되지 않아, 연신율이 나오지 않는 것으로 되어, 강도-연신율 밸런스가 열화되어 있다. 강 No.6의 것은, 강판 제조시의 마무리 압연 온도가 낮아, 열간 프레스용 강판 및 성형품 중 어느 단계에서도 (1)식의 관계를 만족시키지 않는 것으로 되어 있고, 연신율이 나오지 않는 것으로 되어, 강도-연신율 밸런스가 떨어져 있는 것 외에, 연화 방지 특성도 떨어져 있다.

강 No.7의 것은, 강판 제조시의 마무리 압연 온도∼권취까지의 평균 냉각 속도가 낮게 되어 있어, 성형품의 단계에서 페라이트가 생성되어 켄칭 상태 마르텐사이트 분율을 확보할 수 없고, 강도 및 연신율이 저하되어, 강도-연신율 밸런스(TS×EL)가 떨어져 있다. 강 No.9의 것은, 강판 제조시의 권취 온도가 높게 되어 있어, 열간 프레스용 강판의 단계에서 석출 Ti량이 과잉으로 되어 있고, 이러한 강판을 사용하여 프레스 성형하였을 때에는, 성형 조건이 적절해도, 성형품에서도 석출 Ti량이 지나치게 많고, 연화 방지 특성도 떨어져 있다.

강 No.13의 것은, 프레스 성형시의 냉각 속도가 느리게 되어 있어, 성형품의 단계에서 베이나이트나 펄라이트가 생성되어 켄칭 상태 마르텐사이트 분율을 확보할 수 없고, 강도 및 연신율이 저하되어, 강도-연신율 밸런스(TS×EL)가 떨어져 있다. 강 No.18의 것은, C 함유량이 과잉인 강판을 사용한 것으로, 강판의 마르텐사이트 분율이 낮게 되어 있고, 또한 프레스 성형시의 가열 온도도 높게 되어 있어, 성형품에서의 마르텐사이트 및/또는 어닐링 베이나이트 분율을 확보할 수 없고, 강도가 높아져 낮은 연신율 EL밖에 얻어져 있지 않다[강도-연신율 밸런스(TS×EL)도 떨어짐]. 강 No.22의 것은, Ti 함유량이 과잉인 강판을 사용한 것으로, 강도-연신율 밸런스(TS×EL)가 떨어지고, 연화 방지 특성도 떨어져 있다.

[실시예 2]

하기 표 10에 나타낸 화학 성분 조성을 갖는 강재(강 No.33∼37)를 진공 용제하여, 실험용 슬래브로 한 후, 열간 압연을 행하고, 그 후에 냉각하여 권취하였다(판 두께:3.0㎜). 이때의 강판 제조 조건을 하기 표 11에 나타낸다.

얻어진 강판에 대해, Ti 함유 석출물의 석출 상태의 분석 및 금속 조직의 관찰(각 조직의 분율)을 실시예 1과 마찬가지로 하여 행하였다. 그 결과를, 하기 표 12에 나타낸다.

상기 각 강판(3.0㎜^t×150㎜×200㎜)에 대해, 가열로에서 소정의 온도로 가열한 후, 햇 형상의 금형(상기 도 1)에서 프레스 성형 및 냉각 처리를 실시하여, 성형품으로 하였다. 이때, 강판을 적외선로에 넣고, 고강도화하고자 하는 부분(제1 영역에 상당하는 강판 부분)은 고온 가열할 수 있도록, 적외선이 직접 닿도록 함과 함께, 저강도화하고자 하는 부분에는(제2 영역에 상당하는 강판 부분)에는 저온 가열할 수 있도록, 적외선의 일부를 차단하도록 덮개를 덮음으로써, 가열 온도차를 부여하였다. 따라서, 성형품은 단일의 부품 내에 강도가 서로 다른 영역을 갖는 것으로 되어 있다. 프레스 성형 조건(프레스 성형시의 각 영역의 가열 온도, 평균 냉각 속도, 급속 냉각 종료 온도)을 하기 표 13에 나타낸다.

얻어진 성형품에 대해, 각 영역에 있어서의 인장 강도(TS), 연신율(전연신율 EL), 금속 조직의 관찰(각 조직의 분율)을 실시예 1과 마찬가지로 하여 구하였다.

금속 조직의 관찰 결과(각 조직의 분율)를 하기 표 14에 나타낸다. 또한, 성형품의 기계적 특성(인장 강도 TS, 연신율 EL, TS×EL 및 경도 저하량)을 하기 표 15에 나타낸다. 또한, 고강도측에서의 인장 강도(TS)는 1470㎫ 이상이고 연신율(EL)이 8％ 이상을 만족시키고, 강도-연신율 밸런스(TS×EL)가 14000(㎫·％) 이상일 때에 합격으로 평가하였다(저강도측의 평가 기준은 실시예 1과 동일함).

이 결과로부터, 다음과 같이 고찰할 수 있다. 강 No.33, 35∼37의 것은, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족시키는 실시예로, 각 영역에 있어서의 강도-연성 밸런스가 양호한 부품이 얻어져 있는 것을 알 수 있다. 이에 반해, 강 No.34의 것은, 프레스 성형시의 가열 온도가 낮게 되어 있어, 고강도측에서의 강도가 저하되어 있다(저강도측과의 강도차가 300㎫ 미만).

본 발명을 상세하게, 또한 특정 실시 형태를 참조하여 설명하였지만, 본 발명의 정신과 범위를 벗어나는 일 없이 다양한 변경이나 수정을 가할 수 있는 것은 당업자에게 있어서 명백하다.

본 출원은, 2012년 3월 9일에 출원된 일본 특허 출원(일본 특허 출원 제2012-053845)에 기초하는 것이며, 그 내용은 여기에 참조로서 포함된다.

본 발명의 열간 프레스용 강판은, 자동차의 구조 부품용으로서 적합하다.

1 : 펀치
2 : 다이
3 : 블랭크 홀더
4 : 강판(블랭크)

Claims

C:0.15∼0.5％(질량％의 의미. 이하, 화학 성분 조성에 대해 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]＋0.002％ 이상, 3.4[N]＋0.1％ 이하[단, [N]은 N의 함유량(질량％)을 나타냄], 및
N:0.001∼0.01％,
를 각각 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지고,
강판 중에 포함되는 Ti 함유 석출물 중, 원상당 직경이 30㎚ 이하인 것의 평균 원상당 직경이 6㎚ 이하임과 함께, 강 중의 석출 Ti량과 전체 Ti량이 하기 (1)식의 관계를 만족시키고, 또한 금속 조직이, 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계 분율이 80면적％ 이상인 것을 특징으로 하는, 열간 프레스용 강판.

((1)식 중, [N]은 강 중의 N의 함유량(질량％)을 나타냄)
제1항에 있어서, 다른 원소로서, 하기 (a)∼(c) 중 적어도 하나를 함유하는 것인, 열간 프레스용 강판.
(a) V, Nb 및 Zr로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계 0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음)
(b) Cu, Ni, Cr 및 Mo로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계 1％ 이하(0％를 포함하지 않음)
(c) Mg, Ca 및 REM으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 합계 0.01％ 이하(0％를 포함하지 않음).
제1항 또는 제2항에 기재된 열간 프레스용 강판을, A_c1 변태점＋20℃ 이상, A_c3 변태점－20℃ 이하의 온도로 가열한 후, 상기 강판의 프레스 성형을 개시하고, 하사점에서 유지하여 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.
제1항 또는 제2항에 기재된 화학 성분 조성을 갖는 강판의 프레스 성형품이며, 프레스 성형품 중의 금속 조직이, 잔류 오스테나이트:3∼20면적％, 어닐링 마르텐사이트 및 어닐링 베이나이트 중 하나 이상:30∼87면적％, 켄칭 상태 마르텐사이트:10∼67면적％이고, 프레스 강 중에 포함되는 Ti 함유 석출물 중, 원상당 직경이 30㎚ 이하인 것의 평균 원상당 직경이 10㎚ 이하임과 함께, 성형품 중의 석출 Ti량과 전체 Ti량이 하기 (1)식의 관계를 만족시키는 것을 특징으로 하는, 프레스 성형품.

((1)식 중, [N]은 강 중의 N의 함유량(질량％)을 나타냄)
제1항 또는 제2항에 기재된 열간 프레스용 강판을 사용하여, 강판의 가열 영역을 2개의 영역으로 나누고, 그 하나의 영역을 A_c3 변태점 이상, 950℃ 이하의 온도로 가열함과 함께, 다른 하나의 영역을 A_c1 변태점＋20℃ 이상, A_c3 변태점－20℃ 이하의 온도로 가열한 후, 양쪽의 영역에 대해 프레스 성형을 개시하고, 두 영역 모두 성형 하사점에서 유지하여 금형 내에서 20℃/초 이상의 평균 냉각 속도를 확보하면서 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms) 이하의 온도까지 냉각하는 것을 특징으로 하는, 프레스 성형품의 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 기재된 화학 성분 조성을 갖는 강판의 프레스 성형품이며, 상기 프레스 성형품은, 금속 조직이, 잔류 오스테나이트:3∼20면적％, 켄칭 상태 마르텐사이트:80면적％ 이상인 제1 영역과, 금속 조직이, 잔류 오스테나이트:3∼20면적％, 어닐링 마르텐사이트 및 어닐링 베이나이트 중 하나 이상:30∼87면적％, 켄칭 상태 마르텐사이트:10∼67％인 제2 영역을 갖고 있고, 이 제2 영역의 강 중에 포함되는 Ti 함유 석출물 중, 원상당 직경이 30㎚ 이하인 것의 평균 원상당 직경이 10㎚ 이하임과 함께, 성형품 중의 석출 Ti량과 전체 Ti량이 하기 (1)식의 관계를 만족시키는 것을 특징으로 하는, 프레스 성형품.

((1)식 중, [N]은 강 중의 N의 함유량(질량％)을 나타냄)