KR102296359B1

KR102296359B1 - 열간 프레스 부재 및 그 제조 방법 그리고 열간 프레스용 냉연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR102296359B1
Application number: KR1020197035929A
Authority: KR
Inventors: 가츠토시 다카시마; 다카시 고바야시; 요시마사 후나카와; 세이지 나카지마
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2017-06-30
Filing date: 2018-03-30
Publication date: 2021-08-31
Also published as: CN110799662A; EP3647447A4; WO2019003541A1; US20200131597A1; EP3647447A1; JP6501046B1; EP3647447B1; JPWO2019003541A1; MX2019015317A; WO2019003449A1; KR20200004363A; US11111558B2

Abstract

열간 프레스 부재에 대하여, 그 성분 조성을 적정히 조정한 후, 그 마이크로 조직에 대하여, 구오스테나이트 결정립의 평균 입경을 7.5 ㎛ 이하로 하고, 또한 마텐자이트의 체적률을 95 ％ 이상으로 하고, 부재 표면으로부터 판 두께 방향으로 100 ㎛ 이내의 범위에 있어서, 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Nb 및 Ti 계 석출물을 부재의 두께 방향으로 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 10 개 이상 존재시키고, 또한 구오스테나이트 입계의 B 농도를 그 입계로부터 5 ㎚ 떨어진 위치에 있어서의 B 농도의 3.0 배 이상으로 함으로써, 열간 프레스 후에 TS : 1780 ㎫ 이상이라는 매우 높은 인장 강도와, 우수한 내저항 용접 균열성을 겸비시킬 수 있다.

Description

열간 프레스 부재 및 그 제조 방법 그리고 열간 프레스용 냉연 강판 및 그 제조 방법

본 발명은, 열간 프레스 부재 및 그 제조 방법 그리고 열간 프레스용 냉연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히 열간 프레스 부재에 대하여, 내저항 용접 균열성의 향상을 도모하고자 하는 것이다.

본 발명에 있어서 열간 프레스 부재란, 퀀칭성을 갖는 냉연 강판을 열간 프레스 성형하여 고강도화한 부재를 의미한다.

또한, 본 발명의 냉연 강판은, 일반적인 냉연 강판뿐만 아니라, 용융 아연 도금 냉연 강판 (합금화 용융 아연 도금 냉연 강판을 포함한다) 이나 전기 아연 도금 냉연 강판 (전기 아연니켈 합금 도금 냉연 강판을 포함한다), 알루미늄 도금 냉연 강판 등을 포함한다.

최근, 환경 문제의 고조로부터 CO₂ 배출 규제가 엄격화하고 있고, 자동차 분야에 있어서는 연비 향상을 위한 차체의 경량화가 과제가 되고 있다. 그 때문에 자동차 부품에 대한 고강도 강판의 적용에 의한 박육화가 진행되고 있고, 인장 강도 (TS) 가 1780 ㎫ 이상인 강판의 적용이 검토되고 있다.

자동차의 구조용 부재나 보강용 부재에 사용되는 고강도 강판은, 성형성이 우수한 것이 요구된다. 그러나, TS : 1780 ㎫ 이상의 강판은 연성이 낮기 때문에, 냉간 프레스 성형시에 균열이 발생하거나, 항복 강도가 높은 것에서 기인하여 큰 스프링·백이 발생하기 때문에, 냉간 프레스 성형 후에 높은 치수 정밀도가 얻어지지 않는다.

이와 같은 상황에서, 고강도를 얻는 수법으로서, 최근에는, 열간 프레스 (핫 스탬프, 다이 퀀치, 프레스 퀀치 등이라고도 호칭된다) 로의 프레스 성형이 주목 받고 있다. 열간 프레스란, 강판을 오스테나이트 단상의 온도역까지 가열한 후에, 고온인 채로 성형 (가공) 함으로써, 높은 치수 정밀도로의 성형을 가능하게 하고, 성형 후의 냉각에 의해 퀀칭을 실시함으로써 고강도화를 가능하게 한 성형 방법이다.

그러나, 자동차 조립 공정의 상당수는 저항 스폿 용접에 의해 조립되지만, 그 때, 열간 프레스용 냉연 강판의 표면에 Zn 을 포함한 도금이 존재하는 경우나, 열간 프레스용 냉연 강판은 비도금 (도금 처리 없음) 이어도 Zn 을 포함한 도금 강판과 저항 스폿 용접에 의해 조립되는 경우에는, 용접시에 강판 표면의 아연이 용융되는 것, 또한 용접부 근방에 잔류 응력이 생성되는 것에 의해, 액체 금속 취성이 발생하여, 강판에 균열이 발생하게 되는 저항 용접 균열이 염려된다.

종래, 열간 프레스시의 액체 금속 취성을 억제하는 방법으로서, 특허문헌 1 에는, 프레스시의 금형의 숄더부의 곡률 반경, 강판의 판 두께 및 성형 개시 온도를 제어하는 방법이 개시되어 있다.

일본 공개특허공보 2013-226599호

그러나, 저항 스폿 용접시에 발생하는 액체 금속 취성은, 열간 프레스시에 발생하는 액체 금속 취성과 비교하여, 단시간 그리고 고온역에서 발생하는 취성이기 때문에, 양자에서 액체 금속 취성의 발생 메커니즘이 완전히 상이하다.

또한, 용접 조건을 변화시킴으로써 액체 금속 취성의 발생을 억제하는 것도 생각할 수 있지만, 그 경우에는 용접기의 갱신이 필요하게 되어 고비용이 되는 것으로부터, 강판 그 자체가 액체 금속 취성에 대하여 내성을 갖고, 내저항 용접 균열성이 우수한 것이 요망되고 있었다.

그래서, 본 발명자들은, 상기의 실정을 감안하여 예의 검토를 거듭한 결과, 열간 프레스 부재의 저항 용접 균열을 억제하기 위해서는, 부재의 마이크로 조직으로서, 미세한 Nb 및 Ti 계 석출물을 부재의 표층에 분산시킴과 함께, 구오스테나이트 입계를 B 로 입계 강화하는 것이 유효하고, 이에 의해 높은 인장 강도를 가지고 또한, 열간 프레스 부재의 저항 용접 균열을 억제할 수 있는 것을 알아냈다.

열간 프레스 부재의 저항 스폿 용접시의 액체 금속 취성은, 저항 스폿 용접시에 너깃 근방의 HAZ (용접열 영향부) 에 있어서, 구오스테나이트 입계에 Zn 이 침입하여, 응고 수축에 의한 인장 응력이나, 타각 등이 발생했을 때에 굽힘 모멘트가 발생함으로써 전극 개방시에 인장 응력이 발생함으로써, 액체 금속 취성이 발생한다.

이 문제의 대책으로는, 미세한 Ti 및 Nb 계 석출물을 부재 표면으로부터 판 두께 방향으로 100 ㎛ 이내에 분산시켜, 구오스테나이트 평균 결정 입경을 미세화하고, 저항 스폿 용접 중에도 이 미세화를 유지함으로써 고온 중에서의 인성을 향상시킴으로써, 열간 프레스 부재의 내저항 용접 균열성이 향상되는 것을 알아냈다.

또한, 구오스테나이트 입계에 B 를 편석시켜 입계를 강화하면, 입계에 Zn 이 침입해도 B 에 의한 입계 강화에 의해 취화가 억제됨으로써, 내저항 용접 균열성이 향상되는 것을 알아냈다.

본 발명은, 상기의 지견에 입각하는 것이다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

1. 부재의 강 성분 조성이, 질량％ 로, C : 0.28 ％ 이상 0.42 ％ 미만, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 1.0 ％ 이상 2.4 ％ 이하, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하, N : 0.005 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하, Ti : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하 및 B : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하를 함유하고, 또한 부재의 성분 중, 특히 C, Si, Nb, Ti 및 B 가 하기 식 (1) 을 만족하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,

부재의 마이크로 조직이, 구오스테나이트 결정립의 평균 입경이 7.5 ㎛ 이하이고, 또한 마텐자이트의 체적률이 95 ％ 이상이고, 부재 표면으로부터 판 두께 방향으로 100 ㎛ 이내의 범위에 있어서, 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Nb 및 Ti 계 석출물이 부재의 두께 방향으로 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 10 개 이상 존재하고, 또한 구오스테나이트 입계의 B 농도가 그 입계로부터 5 ㎚ 떨어진 위치에 있어서의 B 농도의 3.0 배 이상이고, 인장 강도가 1780 ㎫ 이상인 열간 프레스 부재.

(Nb ＋ (Ti - 3.4N) ＋ 100B)/((C/8) ＋ Si) ≥ 0.25 ··· (1)

여기서, 식 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.

2. 상기 부재가, 질량％ 로, 추가로 Mo : 0.50 ％ 이하, Cr : 0.50 ％ 이하, Sb : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하, Ca : 0.005 ％ 이하, Mg : 0.005 ％ 이하, REM : 0.005 ％ 이하, V : 0.15 ％ 이하, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하, Sn : 0.50 ％ 이하, Zn : 0.10 ％ 이하, Co : 0.10 ％ 이하, Zr : 0.10 ％ 이하, Ta : 0.10 ％ 이하 및 W : 0.10 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 상기 1 에 기재된 열간 프레스 부재.

3. 상기 부재의 표층에, Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층을 갖는 상기 1 또는 2 에 기재된 열간 프레스 부재.

4. 강판의 성분 조성이, 질량％ 로, C : 0.28 ％ 이상 0.42 ％ 미만, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 1.0 ％ 이상 2.4 ％ 이하, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하, N : 0.005 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하, Ti : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하 및 B : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하를 함유하고, 또한 부재의 성분 중, 특히 C, Si, Nb, Ti 및 B 가 하기 식 (1) 을 만족하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,

강판의 마이크로 조직이, 결정립의 평균 애스펙트비가 2.5 이하인 마텐자이트를 체적률로 10 ％ 이상 함유하고, 또한 평균 결정 입경이 6 ㎛ 이내인 베이나이트를 체적률로 5 ％ 이상 함유하고, 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 100 ㎛ 이내의 범위에 있어서, 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Nb 및 Ti 계 석출물이 강판의 판 두께 방향으로 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 20 개 이상 존재하는, 열간 프레스용 냉연 강판.

(Nb ＋ (Ti - 3.4N) ＋ 100B)/((C/8) ＋ Si) ≥ 0.25 ··· (1)

5. 상기 강판이, 질량％ 로, 추가로 Mo : 0.50 ％ 이하, Cr : 0.50 ％ 이하, Sb : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하, Ca : 0.005 ％ 이하, Mg : 0.005 ％ 이하, REM : 0.005 ％ 이하, V : 0.15 ％ 이하, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하, Sn : 0.50 ％ 이하, Zn : 0.10 ％ 이하, Co : 0.10 ％ 이하, Zr : 0.10 ％ 이하, Ta : 0.10 ％ 이하 및 W : 0.10 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 상기 4 에 기재된 열간 프레스용 냉연 강판.

6. 상기 강판이, 표면에 Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층을 갖는 상기 4 또는 5 에 기재된 열간 프레스용 냉연 강판.

7. 상기 4 에 기재된 열간 프레스용 냉연 강판을 제조하는 방법으로서,

질량％ 로, C : 0.28 ％ 이상 0.42 ％ 미만, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 1.0 ％ 이상 2.4 ％ 이하, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하, N : 0.005 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하, Ti : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하 및 B : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하를 함유하고, 또한 강판의 성분 중, 특히 C, Si, Nb, Ti 및 B 가 하기 식 (1) 을 만족하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 소재를,

열간 압연 후, 냉각 정지 온도까지의 제 1 평균 냉각 속도를 70 ℃／s 이상으로 하여, 700 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키는 1 차 냉각을 실시하고,

상기의 1 차 냉각 후, 권취 온도까지의 제 2 평균 냉각 속도를 5 ∼ 50 ℃／s 로 하여, 550 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 2 차 냉각을 실시하고,

이어서, 권취한 열연 강판을, 산세 후, 냉간 압연을 실시한 후,

3 ∼ 30 ℃／s 의 평균 승온 속도로 800 ∼ 900 ℃ 의 제 1 균열 온도역까지 가열하고, 그 균열 온도역에서 15 초 이상 유지한 후, 냉각 정지 온도까지의 제 3 평균 냉각 속도가 3 ℃／s 이상으로 200 ∼ 350 ℃ 의 냉각 정지 온도역까지 냉각시키고, 이어서 350 ℃ ∼ 450 ℃ 의 제 2 균열 온도역까지 가열하고, 그 균열 온도역에서 120 초 이상 유지한 후, 실온까지 냉각시키는 어닐링 처리를 실시하는, 열간 프레스용 냉연 강판의 제조 방법.

(Nb ＋ (Ti - 3.4N) ＋ 100B)/((C/8) ＋ Si) ≥ 0.25 ··· (1)

8. 상기 강 소재가, 질량％ 로, 추가로 Mo : 0.50 ％ 이하, Cr : 0.50 ％ 이하, Sb : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하, Ca : 0.005 ％ 이하, Mg : 0.005 ％ 이하, REM : 0.005 ％ 이하, V : 0.15 ％ 이하, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하, Sn : 0.50 ％ 이하, Zn : 0.10 ％ 이하, Co : 0.10 ％ 이하, Zr : 0.10 ％ 이하, Ta : 0.10 ％ 이하 및 W : 0.10 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 상기 7 에 기재된 열간 프레스용 냉연 강판의 제조 방법.

9. 상기 어닐링 처리 후, 강판 표면에, Al 계 도금 처리 또는 Zn 계 도금 처리를 실시하는 상기 7 또는 8 에 기재된 열간 프레스용 냉연 강판의 제조 방법.

10. 상기 4 내지 6 중 어느 하나에 기재된 열간 프레스용 냉연 강판을, Ac₃ 변태점 ∼ 1000 ℃ 의 온도역에서 가열 후, 열간 프레스를 실시하는 열간 프레스 부재의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 열간 프레스 후에 매우 높은 인장 강도를 가짐과 동시에, 우수한 내저항 용접 균열성을 겸비한 열간 프레스 부재를 얻을 수 있다. 예를 들어, 인장 강도가 1780 ㎫ 이상이고, 강판과 각도가 부여된 전극으로 용접한 경우에도 저항 용접 균열이 발생하지 않는 인장 강도와 내저항 용접 균열성이 우수한 열간 프레스 부재를 안정적으로 얻을 수 있다.

또한, 본 발명에 의하면, 가열시에 편차가 큰 열간 프레스 조건이어도, 특성이 안정적인 열간 프레스 부재를 얻을 수 있다.

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

먼저, 본 발명의 열간 프레스 부재 및 열간 프레스용 냉연 강판의 마이크로 조직에 대하여 상세하게 설명한다.

〔열간 프레스 부재의 마이크로 조직〕

열간 프레스 부재의 마이크로 조직은, 구오스테나이트 결정립의 평균 입경이 7.5 ㎛ 이하이고, 또한 마텐자이트의 체적률이 95 ％ 이상이고, 부재 표면으로부터 판 두께 방향으로 100 ㎛ 이내의 범위에 있어서, 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Nb 및 Ti 계 석출물이 부재의 두께 방향으로 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 10 개 이상 존재하고, 구오스테나이트 입계의 B 농도가 그 입계로부터 5 ㎚ 떨어진 위치에 있어서의 B 농도의 3.0 배 이상인 마이크로 조직으로 한다.

열간 프레스 후에 구오스테나이트 결정립의 평균 입경이 7.5 ㎛ 를 초과하면, 저항 용접 후의 인성이 저하하기 때문에 내저항 용접 균열성이 열화한다. 이 때문에, 구오스테나이트 결정립의 평균 입경은 7.5 ㎛ 이하로 한다. 바람직하게는 7.0 ㎛ 이하이다.

또한, 마텐자이트의 체적률이 95 ％ 미만이면 원하는 인장 강도가 얻어지지 않는다. 그 때문에, 마텐자이트의 체적률은 95 ％ 이상으로 한다. 100 ％ 여도 된다.

열간 프레스 후의 부재 표면으로부터 판 두께 방향으로 100 ㎛ 까지의 범위에 있어서, 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Nb 및 Ti 계 석출물이 부재의 두께 방향으로 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 10 개 미만에서는, 저항 용접 중에 오스테나이트 단상으로 역변태하는 동안에 오스테나이트립이 조대화하게 되어, Zn 이 오스테나이트 입계에 침입하여 인장 응력이 가해질 때의 인성이 열화하는 것으로부터 내저항 용접 균열성이 저하한다. 따라서, 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Nb 및 Ti 계 석출물은 부재의 두께 방향으로 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 10 개 이상 존재시키는 것으로 한다. 바람직하게는 15 개 이상이다.

여기서, Nb 의 탄질화물로는, 예를 들어 NbC, NbN, Nb(C, N) 등이, 또한 Ti 의 탄질화물로는, 예를 들어 TiC, TiN, Ti(C, N) 등을 들 수 있다.

또한, 측정하는 부재의 두께 방향으로 평행한 단면에 대해서는 특별히 제한은 없고, 어느 것이어도 된다.

또한, 구오스테나이트 입계의 B 농도가 그 입계로부터 5 ㎚ 떨어진 위치에 있어서의 B 농도의 3.0 배 미만에서는, 저항 용접 중에 오스테나이트 단상으로 역변태하는 동안에 오스테나이트립이 조대화하여, Zn 이 오스테나이트 입계에 침입하여 인장 응력이 가해질 때의 인성이 저하하기 때문에, 내저항 용접 균열성이 저하한다. 따라서, 구오스테나이트 입계의 B 농도가 그 입계로부터 5 ㎚ 떨어진 위치에 있어서의 B 농도의 3.0 배 이상으로 한다. 바람직하게는 6.0 배 이상이다.

〔열간 프레스용 냉연 강판의 마이크로 조직〕

열간 프레스 부재로서 원하는 특성을 얻기 위해서는, 열간 프레스용 냉연 강판의 마이크로 조직을 제어하는 것이 중요하다. 즉, 열간 프레스용 냉연 강판의 마이크로 조직으로는, 결정립의 평균 애스펙트비가 2.5 이하인 마텐자이트를 체적률로 10 ％ 이상을 함유하고, 또한 평균 결정 입경이 6 ㎛ 이내인 베이나이트를 체적률로 5 ％ 이상을 함유하고, 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 100 ㎛ 이내의 범위에 있어서, 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Nb 및 Ti 계 석출물이 강판의 판 두께 방향으로 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 20 개 이상 존재하는 것으로 한다.

열간 프레스용 냉연 강판에 있어서, 마텐자이트립의 평균 애스펙트비가 2.5 를 초과하면, 열간 프레스 후에 원하는 구오스테나이트 입경을 확보할 수 없는 것 외에, B 의 확산이 불충분해져, 원하는 입계와 입내의 B 농도비가 얻어지지 않기 때문에, 내저항 용접 균열성이 저하한다. 마텐자이트의 체적률이 10 ％ 미만이어도 동일해지기 때문에, 결정립의 평균 애스펙트비가 2.5 이하인 마텐자이트를 체적률로 10 ％ 이상 함유할 필요가 있다. 바람직하게는 15 ％ 이상이다. 또한, 마텐자이트의 체적률의 상한에 대해서는 특별히 제한은 없지만, 50 ％ 정도가 바람직하다.

또한, 베이나이트의 평균 결정 입경이 6 ㎛ 초과 혹은 베이나이트량이 체적률로 5 ％ 미만이어도, 열간 프레스 후에 원하는 구오스테나이트 입경을 확보할 수 없는 것 외에, B 의 확산이 불충분해져, 원하는 입계와 입내의 B 농도비가 얻어지지 않기 때문에, 내저항 용접 균열성이 저하한다. 따라서, 평균 결정 입경이 6 ㎛ 이내인 베이나이트는 체적률로 5 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 10 ％ 이상이다. 또한, 베이나이트의 체적률의 상한에 대해서는 특별히 제한은 없지만, 40 ％ 정도가 바람직하다.

또한, 냉연 강판의 표면으로부터 판 두께 방향으로 100 ㎛ 까지의 범위에 있어서, 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Nb 및 Ti 계 석출물이 강판의 판 두께 방향으로 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 20 개 미만에서는, 열간 프레스 후에, 부재의 표면으로부터 판 두께 방향으로 100 ㎛ 까지의 범위에 있어서, 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Nb 및 Ti 계 석출물을 부재의 두께 방향으로 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 10 개 이상 확보하는 것이 곤란해지기 때문에, 내저항 용접 균열성이 열화한다. 따라서, 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Nb 및 Ti 계 석출물은 강판의 판 두께 방향으로 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 20 개 이상 존재시키는 것으로 한다. 바람직하게는 30 개 이상이다.

또한, 측정하는 강판의 판 두께 방향으로 평행한 단면에 대해서는 특별히 제한은 없고, 이른바 C 단면이어도 되고 L 단면이어도 되고 어느 것이어도 된다.

다음으로, 본 발명의 열간 프레스 부재 및 열간 프레스용 냉연 강판의 적정 성분 조성 범위에 대하여 설명한다. 또한, 성분에 대한 「％」 표시는 「질량％」 를 의미한다.

C : 0.28 ％ 이상 0.42 ％ 미만

C 는, 강의 고강도화에 유효한 원소로, 열간 프레스 후에 마텐자이트를 강화하여 강의 강도를 높이는데 중요한 원소이다. 그러나, C 의 함유량이 0.28 ％ 미만에서는 열간 프레스 후의 마텐자이트의 경도가 불충분하기 때문에, 인장 강도 : 1780 ㎫ 이상이 얻어지지 않는다. 바람직한 C 량은 0.30 ％ 이상이다. 한편, C 를 0.42 ％ 이상 첨가하면, 저항 스폿 용접 후의 경도가 딱딱해지고, 인성이 저하하여, 내저항 용접 균열성이 저하한다. 그 때문에, C 량은 0.40 ％ 미만으로 한다. 바람직하게는 0.39 ％ 미만이다.

Si : 1.5 ％ 이하

Si 는, 페라이트를 고용 강화하여, 고강도화에 유효한 원소이다. 그러나, Si 를 과잉으로 첨가하면, 저항 스폿 용접시의 고온시에 입내 강도와 비교하여 입계 강도가 상대적으로 저하하고, 입계에 Zn 이 침입함으로써 취화하기 쉬워짐과 함께, 용융된 Zn 의 합금화 거동이 변화하여 내저항 용접 균열성이 열화한다. 그 때문에 Si 함유량은 1.5 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 1.2 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.8 ％ 이하이다. 또한, Si 의 하한은 특별히 규정되지 않지만, 극저 Si 화는 비용의 증가를 초래하기 때문에, 0.005 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Mn : 1.0 ％ 이상 2.4 ％ 이하

Mn 은, 열간 프레스시의 퀀칭성을 높이기 때문에, 열간 프레스 후의 마텐자이트의 형성, 즉 고강도화에 기여하는 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, Mn 량을 1.0 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 1.2 ％ 이상이다. 한편, Mn 을 과잉으로 함유한 경우, 저항 용접 후의 HAZ 에 있어서의 마텐자이트의 템퍼링이 불충분해지고, HAZ 의 인성이 열화하기 때문에, 내저항 용접 균열성이 저하한다. 그 때문에, Mn 량은 2.4 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 2.0 ％ 이하이다.

P : 0.05 ％ 이하

P 는, 고용 강화에 의해 고강도화에 기여하지만, 과잉으로 첨가된 경우에는, 입계에 대한 편석이 현저해져 입계를 취화시키기 때문에, 내저항 용접 균열성이 저하하는 것으로부터, P 함유량은 0.05 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.04 ％ 이하이다. 또한, P 의 하한은 특별히 규정되지 않지만, 극저 P 화는 제강 비용의 상승을 초래하기 때문에, 0.0005 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

S : 0.005 ％ 이하

S 의 함유량이 많은 경우에는, MnS 등의 황화물이 많이 생성되어, 내저항 용접 균열성이 저하한다. 그 때문에, S 함유량의 상한을 0.005 ％ 로 한다. 바람직하게는 0.0045 ％ 이하이다. 또한, S 의 하한은 특별히 규정되지 않지만, 극저 S 화는 P 와 동일하게, 제강 비용의 상승을 초래하기 때문에, 0.0002 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Al : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하

Al 은, 탈산에 필요한 원소로, 이 효과를 얻기 위해서는 0.01 ％ 이상 함유할 필요가 있다. 한편, 0.50 ％ 를 초과하여 Al 을 함유해도 효과가 포화하기 때문에, Al 량은 0.50 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.40 ％ 이하이다.

N : 0.005 ％ 이하

N 은, Ti 와 조대한 질화물을 형성하여 내저항 용접 균열성을 열화시키는 것으로부터, 함유량을 억제할 필요가 있다. 특히 N 량이 0.005 ％ 초과가 되면, 이 경향이 현저해지는 것으로부터, N 함유량은 0.005 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.004 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0035 ％ 이하이다.

Nb : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하

Nb 는, 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여하는 원소이다. 또한, 본 발명에 있어서는, 미세한 Nb 계 석출물이, 열간 프레스시의 오스테나이트 입경을 미세화하고, 또한 저항 스폿 용접 후에도, 그 미세화가 유지되어 인성이 향상되기 때문에, 내저항 용접 균열성이 향상된다. 이와 같은 효과를 발휘시키기 위해서는, Nb 를 0.005 ％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, Nb 를 다량으로 첨가해도 상기의 효과는 포화하고, 오히려 비용 증가를 초래하기 때문에, Nb 함유량은 0.15 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.12 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.10 ％ 이하이다.

Ti : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하

Ti 는, Nb 와 동일하게, 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 내저항 용접 균열성의 향상에 기여하는 원소이다. 또한, Ti 는, 본 발명에 필수적인 원소인 B 를 N 과 반응시키지 않기 위해서도 필요하다. 이와 같은 효과를 발휘시키기 위해서는, Ti 를 0.005 ％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, Ti 를 다량으로 첨가하면, 열간 프레스 후의 신장이 현저하게 저하하기 때문에, Ti 함유량은 0.15 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.12 ％ 이하이다.

B : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하

B 는, 열간 프레스시의 퀀칭성을 높이기 때문에, 열간 프레스 후의 마텐자이트의 형성, 즉 고강도화에 기여하는 원소이다. 또한, 입계에 편석함으로써 입계 강도를 향상시키기 때문에, 내저항 용접 균열성의 개선에 유효하다. 이와 같은 효과를 발현시키기 위해서는, B 를 0.0005 ％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, 과잉으로 B 를 첨가해도 효과는 포화하기 때문에, B 함유량을 0.0050 ％ 이하로 한다.

또한, 본 발명에서는, 성분 중, 특히 C, Si, Nb, Ti 및 B 에 대하여 다음 식 (1) 을 만족시키는 것이 바람직하다.

(Nb ＋ (Ti - 3.4N) ＋ 100B)/((C/8) ＋ Si) ≥ 0.25 ··· (1)

단, 식 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 나타내고, 원소를 함유하지 않는 경우에는 0 으로서 계산한다.

상기 식은, 내저항 용접 균열성을 확보하는 데에 있어서의 지표가 되는 것으로, 좌변의 값이 0.25 에 미치지 않으면, 내저항 용접 균열성을 확보하는 것이 곤란해지는 경우가 있다.

또한, 본 발명에서는, 이하의 성분을 적절히 함유시킬 수도 있다.

Mo : 0.50 ％ 이하

Mo 는, 열간 프레스시의 퀀칭성을 높이기 때문에, 열간 프레스 후의 마텐자이트의 형성, 즉 고강도화에 기여하는 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, Mo 를 0.005 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01 ％ 이상이다. 한편, 다량으로 Mo 를 첨가해도 상기 효과는 포화하고, 오히려 비용 증가를 초래하고, 또한 화성 처리성이 열화하기 때문에, 그 Mo 함유량은 0.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Cr : 0.50 ％ 이하

Cr 도, Mo 와 동일하게, 열간 프레스시의 퀀칭성을 높이기 때문에, 열간 프레스 후의 마텐자이트의 형성, 즉 고강도화에 기여하는 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.005 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01 ％ 이상이다. 한편, 다량으로 Cr 을 첨가해도 상기 효과는 포화하고, 또한 표면 산화물을 형성하는 것으로부터 도금성이 열화하기 때문에, Cr 함유량은 0.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Sb : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하

Sb 는, 열간 프레스 전에 강판을 가열하고 나서 열간 프레스의 일련의 처리에 의해 강판을 냉각시키기 전에, 강판 표층부에 발생하는 탈탄층을 억제하는 효과를 갖는다. 그 때문에, 판면의 경도 분포가 균일해져 내저항 용접 균열성이 향상된다. 이와 같은 효과를 발현하기 위해서는, Sb 의 첨가량은 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Sb 가 0.020 ％ 를 초과하여 첨가되면, 압연 부하 하중이 증대하여, 생산성을 저하시키는 것으로부터, Sb 량은 0.020 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ca : 0.005 ％ 이하, Mg : 0.005 ％ 이하, REM : 0.005 ％ 이하

Ca, Mg, REM 은, 황화물 및 산화물의 형상을 제어하여, 조대한 개재물의 생성을 억제하는 것으로부터, 내저항 용접 균열성이 향상된다. 이와 같은 효과를 발현하기 위해서는, 각각 0.0005 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, 과도한 첨가는, 개재물의 증가를 초래하여 내저항 용접 균열성을 열화시키기 때문에, 각각의 첨가량은 0.005 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 여기서 REM 은, Sc, Y 및 란타노이드를 포함하는 원소이다.

V : 0.15 ％ 이하

V 는, 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, V 를 0.01 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, 다량의 V 첨가는, 저항 용접시에 있어서의 인성이 저하하여, 내저항 용접 균열성이 열화하기 때문에, V 첨가량은 0.15 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.10 ％ 이하이다.

Cu : 0.50 ％ 이하

Cu 는, 고용 강화에 의해 고강도화에 기여할 뿐만 아니라, 내식성을 향상시키는 것으로부터 내지연 파괴 특성을 개선할 수 있기 때문에, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는 Cu 를 0.05 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Cu 를 0.50 ％ 초과 함유시켜도 효과가 포화하고, 또한 Cu 에서 기인하는 표면 결함이 발생하기 쉬워지기 때문에, Cu 함유량은 0.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ni : 0.50 ％ 이하

Ni 도, Cu 와 동일하게, 내식성을 향상시키는 것으로부터 내지연 파괴 특성을 개선할 수 있기 때문에, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 또한, Cu 와 동시에 첨가하면, Cu 기인의 표면 결함을 억제하는 효과가 있기 때문에, Cu 첨가시에 유효하다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는 Ni 를 0.05 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 다량의 Ni 첨가는, 저항 용접시에 있어서의 인성이 저하하여 내저항 용접 균열성이 열화하기 때문에, Ni 함유량은 0.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Sn : 0.50 ％ 이하

Sn 도, Cu 나 Ni 와 동일하게, 내식성을 향상시키는 것으로부터 내지연 파괴 특성을 개선할 수 있기 때문에, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는 Sn 을 0.05 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 다량의 Sn 첨가는, 저항 용접시에 있어서의 인성이 저하하여 내저항 용접 균열성이 열화하기 때문에, Sn 함유량은 0.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Zn : 0.10 ％ 이하

Zn 은, 열간 프레스시의 퀀칭성을 높이기 때문에, 열간 프레스 후의 마텐자이트의 형성, 즉 고강도화에 기여하는 원소이다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는 Zn 을 0.005 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 다량의 Zn 첨가는, 저항 용접시에 있어서의 인성이 저하하여 내저항 용접 균열성이 열화하기 때문에, Zn 함유량은 0.10 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Co : 0.10 ％ 이하

Co 도, Cu 나 Ni 와 동일하게, 수소 과전압을 향상시켜 내식성을 향상시키는 것으로부터 내지연 파괴 특성을 개선할 수 있기 때문에, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는 Co 를 0.005 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 다량의 Co 첨가는, 저항 용접시에 있어서의 인성이 저하하여 내저항 용접 균열성이 열화하기 때문에, Co 함유량은 0.10 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Zr : 0.10 ％ 이하

Zr 도, Cu 나 Ni 와 동일하게, 내식성을 향상시키는 것으로부터 내지연 파괴 특성을 개선할 수 있기 때문에, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는 Zr 을 0.005 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 다량의 Zr 첨가는, 저항 용접시에 있어서의 인성이 저하하여 내저항 용접 균열성이 열화하기 때문에, Zr 함유량은 0.10 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ta : 0.10 ％ 이하

Ta 는, Ti 와 동일하게, 합금 탄화물이나 합금 질화물을 생성하여 고강도화에 기여한다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.005 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, Ta 를 과잉으로 첨가해도 그 첨가 효과가 포화하고 또한, 합금 비용도 증가한다. 그 때문에, 그 첨가량은 0.10 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

W : 0.10 ％ 이하

W 도, Cu 나 Ni 와 동일하게, 내식성을 향상시키는 것으로부터 내지연 파괴 특성을 개선할 수 있기 때문에, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는 W 를 0.005 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 다량의 W 첨가는, 저항 용접시에 있어서의 인성이 저하하여 내저항 용접 균열성이 저하하기 때문에, W 함유량은 0.10 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

이상 서술한 것 이외의 잔부는 Fe 및 불가피 불순물로 한다.

다음으로, 본 발명의 열간 프레스용 냉연 강판 및 열간 프레스 부재의 도금층에 대하여 상세하게 설명한다.

〔열간 프레스용 냉연 강판의 도금층〕

본 발명의 열간 프레스용 냉연 강판은, 도금층이 부여되어 있지 않은 냉연 강판인 채여도 되지만, 열간 프레스에 의한 산화를 방지하기 위하여, 혹은 내식성을 향상시키기 위하여, 열간 프레스 전의 냉연 강판의 표면에 도금층을 부여해도 된다.

본 발명에 있어서 열간 프레스용 냉연 강판의 표면에 부여되는 도금층으로는, Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층이 바람직하다. 이들 도금층을 열간 프레스용 냉연 강판의 표면에 부여함으로써, 열간 프레스에 의한 강판 표면의 산화가 방지되고, 또한, 열간 프레스 부재의 내식성이 향상된다.

Al 계 도금층으로는, 예를 들어, 용융 도금법에 의해 형성된 Al-Si 도금층이 예시된다. 또한, Zn 계 도금층으로는, 예를 들어, 용융 도금법에 의해 형성된 용융 Zn 도금층, 이것을 합금화한 합금화 용융 Zn 도금층, 전기 도금법에 의해 형성된 전기 Zn 도금층, 전기 Zn-Ni 합금 도금층 등이 예시된다.

단, Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층은 상기의 도금층에 한정되는 것이 아니고, 주성분인 Al 또는 Zn 이외에, Si, Mg, Ni, Fe, Co, Mn, Sn, Pb, Be, B, P, S, Ti, V, W, Mo, Sb, Cd, Nb, Cr, Sr 등의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 도금층이어도 된다. Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층의 형성 방법에 대해서도 전혀 한정되는 것이 아니고, 공지된 용융 도금법, 전기 도금법, 증착 도금법 등이 모두 적용 가능하다. 또한, Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층은, 도금 공정 후에 합금화 처리를 실시한 도금층이어도 된다.

본 발명에서는, 특히 열간 프레스 부재의 내식성을 보다 더욱 향상시키거나, 열간 프레스 성형시의 용융 Zn 에서 기인하는 액체 금속 취성 균열을 방지하는 데에 있어서, Zn 계 도금층이 Zn-Ni 합금 도금층이면 보다 바람직하다.

도금층의 부착량은 특별히 한정되지 않고, 일반적인 것이면 된다. 예를 들어, 편면 당의 도금 부착량이 5 ∼ 150 g/㎡ 인 도금층을 갖는 것이 바람직하다. 도금 부착량이 5 g/㎡ 미만에서는 내식성의 확보가 곤란해지는 경우가 있고, 한편 150 g/㎡ 를 초과하면 내도금 박리성이 열화하는 경우가 있다.

〔열간 프레스 부재의 도금층〕

Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층이 부여된 열간 프레스용 냉연 강판을, 가열한 후, 열간 프레스를 실시하면, Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층에 함유되는 도금층 성분의 일부 또는 모두가 하지 강판 중에 확산되어 고용상이나 금속간 화합물을 생성함과 동시에, 반대로, 하지 강판 성분인 Fe 가 Al 계 도금층 중 또는 Zn 계 도금층 중에 확산되어 고용상이나 금속간 화합물을 생성한다. 또한, Al 계 도금층의 표면에는 Al 을 함유하는 산화물 피막이 생성되고, Zn 계 도금층의 표면에는 Zn 을 함유하는 산화물 피막이 생성된다.

일례를 들면, Al-Si 도금층을 가열하면, 도금층은, Si 를 함유하는 Fe-Al 금속간 화합물을 주체로 하는 도금층으로 변화한다. 또한, 용융 Zn 도금층, 합금화 용융 Zn 도금층, 전기 Zn 도금층 등을 가열하면, Fe 에 Zn 이 고용된 FeZn 고용상, ZnFe 금속간 화합물, 표층의 ZnO 층 등이 형성된다. 또한, 전기 Zn-Ni 합금 도금층을 가열한 경우에는, Fe 에 도금층 성분이 고용된 Ni 를 함유하는 고용층, ZnNi 를 주체로 하는 금속간 화합물, 표층의 ZnO 층 등이 형성된다.

또한, 본 발명에 있어서는, 상기 서술한 바와 같이, Al 계 도금층이 부여된 열간 프레스용 냉연 강판을 가열함으로써 형성되는 Al 을 함유하는 도금층을 Al 계 도금층이라고 부르고, Zn 계 도금층이 부여된 열간 프레스용 냉연 강판을 가열함으로써 형성되는 Zn 을 함유하는 도금층을 Zn 계 도금층이라고 부르는 것으로 한다.

다음으로, 본 발명의 열간 프레스용 냉연 강판의 바람직한 제조 방법에 대하여 설명한다.

본 발명에서는, 상기 냉연 강판의 제조에 있어서, 먼저 상기한 소정 성분 조성을 갖는 강 소재 (슬래브) 를, 열간 압연 후, 냉각 정지 온도까지의 제 1 평균 냉각 속도를 70 ℃／s 이상으로 하여, 700 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키는 1 차 냉각을 실시한다.

상기의 1 차 냉각 후, 권취 온도까지의 제 2 평균 냉각 속도를 5 ∼ 50 ℃／s 로 하여, 550 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 2 차 냉각을 실시한다.

이어서, 권취한 열연 강판을, 산세 후, 냉간 압연을 실시한다.

그 후, 3 ∼ 30 ℃／s 의 평균 승온 속도로 800 ∼ 900 ℃ 의 제 1 균열 온도역까지 가열하고, 그 균열 온도역에서 15 초 이상 유지한 후, 냉각 정지 온도까지의 제 3 평균 냉각 속도가 3 ℃／s 이상으로 200 ∼ 350 ℃ 의 냉각 정지 온도역까지 냉각시키고, 이어서 350 ∼ 450 ℃ 의 제 2 균열 온도역까지 가열하고, 그 균열 온도역에서 120 초 이상 유지한 후, 실온까지 냉각시키는 어닐링 처리를 실시한다.

이하, 상기한 제조 공정을 각 공정마다 상세하게 설명한다.

〔가열 공정〕

소재인 강 슬래브는, 주조 후, 재가열하지 않고 1150 ∼ 1270 ℃ 에서 열간 압연을 개시하거나, 혹은 1150 ∼ 1270 ℃ 로 재가열한 후, 열간 압연을 개시하는 것이 바람직하다. 열간 압연의 바람직한 조건은, 먼저 1150 ∼ 1270 ℃ 의 열간 압연 개시 온도에서 강 슬래브를 열간 압연한다.

본 발명에서는, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각시키고, 그 후 재가열하는 종래법에 더하여, 냉각시키지 않고 온편인 채로 가열로에 장입하거나, 혹은 보열을 실시한 후에 즉시 압연하거나, 혹은 주조 후 그대로 압연하는 직송 압연·직접 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제 없이 적용할 수 있다.

〔열간 압연 공정〕

열간 압연은, 강판 내의 마이크로 조직의 균일화, 재질의 이방성 저감에 의해, 어닐링 후의 신장 및 구멍 확대성을 향상시키기 위하여, 오스테나이트 단상역에서 종료할 필요가 있기 때문에, 마무리 압연 종료 온도는 850 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 1000 ℃ 초과에서는, 열연 후의 마이크로 조직이 조대해지고, 어닐링 후의 특성이 저하하기 때문에, 마무리 압연 종료 온도는 1000 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

〔1 차 냉각 공정〕

· 70 ℃／s 이상의 제 1 평균 냉각 속도로 700 ℃ 이하까지 냉각

열간 압연 종료 후의 냉각 과정에서 오스테나이트가 페라이트로 변태하는데, 고온에서는 페라이트가 조대화하기 때문에, 열간 압연 종료 후에는 급냉시킴으로써, 마이크로 조직을 가능한 한 균질화함과 동시에, Nb 및 Ti 계 석출물의 생성을 억제한다. 그 때문에, 먼저, 1 차 냉각으로서, 70 ℃／s 이상의 평균 냉각 속도로 700 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시킨다. 이 제 1 평균 냉각 속도가 70 ℃／s 미만에서는 페라이트가 조대화되기 때문에, 열연 강판의 마이크로 조직이 불균질이 되어, 내저항 용접 균열성의 저하를 초래한다. 한편, 1 차 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도가 700 ℃ 초과에서는, 열연 강판의 마이크로 조직에 펄라이트가 과잉으로 생성되고, 최종적인 강판의 마이크로 조직이 불균질이 될 뿐만 아니라, 원하는 B 의 분포 상태가 얻어지지 않게 되어, 내저항 용접 균열성이 저하한다. 또한, 1 차 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도의 하한은 500 ℃ 정도가 바람직하다.

〔2 차 냉각 공정〕

· 5 ∼ 50 ℃／s 의 제 2 평균 냉각 속도로 550 ℃ 이하까지 냉각

이 2 차 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도가 5 ℃／s 미만에서는, 열연 강판의 마이크로 조직에 페라이트 혹은 펄라이트가 과잉으로 생성되어, 최종적인 강판의 마이크로 조직이 불균질이 되고, 또한 Nb 및 Ti 계 석출물도 조대화하기 때문에, 내저항 용접 균열성이 저하한다. 한편, 2 차 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도가 50 ℃／s 를 초과하면, 열연 강판의 마이크로 조직에 펄라이트를 과잉으로 생성하기 때문에, C 의 원소 분포가 불균일이 되고, 또한 원하는 B 의 분포 상태가 얻어지지 않게 되기 때문에, 내저항 용접 균열성이 저하한다. 또한, 550 ℃ 초과의 온도까지의 냉각에서는, 열연 강판의 마이크로 조직에 페라이트 혹은 펄라이트가 과잉으로 생성되고, Nb 및 Ti 계 석출물도 조대화하기 때문에, 역시 내저항 용접 균열성이 저하한다.

〔권취 공정〕

· 권취 온도 : 550 ℃ 이하

권취 온도가 550 ℃ 초과에서는, 열연 강판의 마이크로 조직에 페라이트 및 펄라이트가 과잉으로 생성되고, 최종적인 강판의 마이크로 조직이 불균질이 되어, 내저항 용접 균열성이 저하한다. 이것을 회피하려면, 베이나이트를 많이 포함하는 온도역에서 권취하는 것이 중요하다. 또한, 고온에서 권취하면 Nb 및 Ti 계 석출물이 조대화하고, 내저항 용접 균열성이 저하한다. 그 때문에, 본 발명에서는, 권취 온도의 상한은 550 ℃ 로 하였다. 바람직하게는 520 ℃ 이하이다. 또한, 권취 온도의 하한에 대해서는, 특별히 규정은 하지 않지만, 권취 온도가 지나치게 저온이 되면, 경질의 마텐자이트가 과잉으로 생성되고, 냉간 압연 부하가 증대하기 때문에, 300 ℃ 이상이 바람직하다.

〔산세 공정〕

열간 압연 공정 후, 산세를 실시하여, 열연판 표층의 스케일을 제거한다. 이 산세 처리는 특별히 한정되지 않고, 통상적인 방법에 따라 실시하면 된다.

〔냉간 압연 공정〕

소정 판 두께의 냉연판으로 압연하는 냉간 압연 공정을 실시한다. 이 냉간 압연 공정은 특별히 한정되지 않고 통상적인 방법에 따라 실시하면 된다.

〔어닐링 공정〕

어닐링 공정에 있어서는, 냉간 압연 후의 재결정을 진행시킴과 함께, 열간 프레스 후의 Nb 나 Ti 의 석출물 제어나 B 의 분포 상태를 제어하기 위해서 실시한다. 그 때문에, 어닐링 공정은, 3 ∼ 30 ℃／s 의 평균 승온 속도로 800 ∼ 900 ℃ 의 온도역 (제 1 균열 온도) 까지 가열하고, 그 균열 온도역에서 15 초 이상 유지한 후, 냉각 정지 온도까지의 제 3 평균 냉각 속도를 3 ℃／s 이상으로 하여 200 ∼ 350 ℃ 의 냉각 정지 온도역까지 냉각시키고, 그 후 350 ℃ ∼ 450 ℃ 의 제 2 균열 온도역까지 가열하고, 그 균열 온도역에서 120 초 이상 유지한 후, 실온까지 냉각시키는, 2 단계의 열 처리를 실시한다.

· 평균 승온 속도 : 3 ∼ 30 ℃／s

후술하는 제 1 균열 온도까지 가열하는데, 그 때의 승온 속도를 제어함으로써, 어닐링 후의 결정립을 미세화시킬 수 있다. 급속히 가열하면 재결정이 진행되기 어려워지기 때문에, 평균 승온 속도의 상한은 30 ℃／s 로 한다. 한편, 평균 승온 속도가 지나치게 작으면 마텐자이트나 베이나이트가 조대화하여 소정 평균 입경이 얻어지지 않기 때문에, 평균 승온 속도의 하한은 3 ℃／s 로 한다. 바람직하게는 5 ℃／s 이상이다.

· 제 1 균열 온도 : 800 ∼ 900 ℃

제 1 균열 온도는, 페라이트와 오스테나이트의 2 상역 혹은 오스테나이트 단상역인 온도역으로 한다. 제 1 균열 온도가 800 ℃ 미만에서는, 페라이트 분율이 많아져, 원하는 마텐자이트 및 베이나이트의 체적률이 얻어지지 않게 되기 때문에, 균열 온도의 하한은 800 ℃ 로 한다. 한편, 균열 온도가 지나치게 높으면, 오스테나이트의 결정립 성장이 현저해져, 결정립이 조대화하는 것에 더하여, Nb 및 Ti 계 석출물도 조대화하기 때문에, 균열 온도의 상한은 900 ℃ 로 한다. 바람직하게는 880 ℃ 이하이다.

· 유지 시간 : 15 초 이상

상기의 제 1 균열 온도역에 있어서, 재결정의 진행 및 일부 혹은 모두를 오스테나이트 변태시키기 위해서는, 유지 시간은 15 초 이상 필요하다. 상한은 특별히 한정되지 않지만, 600 초 이내가 바람직하다.

· 제 3 평균 냉각 속도를 3 ℃／s 이상으로 하여 200 ℃ ∼ 350 ℃ 의 냉각 정지 온도역까지 냉각

제 1 균열 온도로부터 마텐자이트 변태 개시 온도 이하까지 냉각시킴으로써, 균열대에서 생성된 오스테나이트를 일부 마텐자이트 변태시키기 위해서, 3 ℃／s 이상의 냉각 속도로 200 ∼ 350 ℃ 의 냉각 정지 온도역까지 냉각시킨다. 이에 의해, 그 후의 베이나이트 변태가 촉진되어 원하는 체적률이 얻어지고, 또한 Nb 및 Ti 계 석출물의 조대화도 억제할 수 있다. 이 제 3 냉각 속도의 평균이 3 ℃／s 미만이면 강판의 마이크로 조직 중에 펄라이트나 구상 시멘타이트가 과잉으로 생성되기 때문에, 이 제 3 평균 냉각 속도의 하한은 3 ℃／s 로 한다. 또한, 제 3 평균 냉각 속도의 상한에 대해서는 특별히 제한은 없지만, 30 ℃／s 정도가 바람직하다.

또한, 냉각 정지 온도가 200 ℃ 미만에서는 냉각시에 마텐자이트가 과잉으로 생성되기 때문에, 미변태의 오스테나이트가 감소하고, 베이나이트의 체적률이 저하한다. 한편, 냉각 정지 온도가 350 ℃ 초과에서는 베이나이트 변태가 촉진되지 않아, 어닐링 후의 마이크로 조직에 조대한 마텐자이트가 잔존하기 때문에, 원하는 조직 형태가 얻어지지 않는다. 그 때문에, 냉각 정지 온도는 200 ∼ 350 ℃ 로 한다. 바람직하게는 220 ∼ 300 ℃ 이다.

· 제 2 균열 온도로서 350 ∼ 450 ℃ 의 온도역에서 120 초 이상 유지

상기의 제 3 냉각의 도중에 생성된 마텐자이트를 활용함으로써 베이나이트 변태를 촉진시키기 위해서, 냉각 후에 재차 가열하고, 350 ∼ 450 ℃ 의 온도역에서 120 초 이상 유지한다. 이 제 2 균열 온도의 온도역이 350 ℃ 미만 또는 450 ℃ 초과에서는, 베이나이트 변태가 촉진되지 않아, 조대한 마텐자이트가 냉연 강판의 마이크로 조직으로서 형성된다. 그 때문에, 열간 프레스 후의 내저항 용접 균열성이 저하한다. 또한, 유지 시간이 120 초 미만에서도 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않기 때문에, 내저항 용접 균열성이 저하한다. 따라서, 350 ∼ 450 ℃ 의 온도역에서의 유지 시간은 15 초 이상으로 한다. 바람직하게는 20 초 이상이다. 또한, 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 7200 초 이내가 바람직하다.

상기 서술한 일련의 제조 공정에 있어서, 본 발명에서 특히 중요한 것은, 1 차 냉각 공정, 2 차 냉각 공정, 권취 공정 및 어닐링 공정이다.

즉, 상기한 1 차 냉각 공정, 2 차 냉각 공정 및 어닐링 공정을 적정하게 제어함으로써, Nb 계 석출물이나 Ti 계 석출물의 분포 상태가 개선됨과 동시에, B 의 분포 상태가 개선되는 결과, 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Nb 및 Ti 계 석출물을 강판의 판 두께 방향으로 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 20 개 이상 존재시킬 수 있을 뿐만 아니라, 프레스 성형 후에 구오스테나이트 입계의 B 농도를 그 입계로부터 5 ㎚ 떨어진 위치에 있어서의 B 농도의 3.0 배 이상으로 할 수 있다. 또한, 특히 권취 공정 및 어닐링 공정을 적정하게 제어함으로써, 평균 결정 입경이 6 ㎛ 이내인 베이나이트를 체적률로 5 ％ 이상 확보할 수 있다.

그 후, 용융 아연 도금 등의 도금 처리를 실시해도 되고, 이러한 도금 처리를 실시하지 않고 냉연 강판인 채로 사용해도 된다.

〔도금 공정〕

본 발명의 열간 프레스용 냉연 강판은, 상기 서술한 제조 공정에 의해 제조된 냉연 강판인 채로 사용해도 되지만, 목적에 따라, Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층을 형성하기 위한 Al 계 도금 처리 또는 Zn 계 도금 처리를 실시해도 된다.

이러한 도금 처리는 전혀 한정되는 것이 아니고, 공지된 용융 도금법, 전기 도금법, 증착 도금법 등이 모두 적용 가능하다. 또한, 도금 처리 후에 합금화 처리를 실시해도 된다. 대표적인 도금 처리로는, Al 계 도금 처리로는, 용융 알루미늄 (Al) 도금, 용융 Al-Si 도금을 실시하는 처리가, 또한 Zn 계 도금 처리로는, 용융 아연 도금 또는 전기 아연니켈 도금을 실시하는 처리, 혹은 용융 아연 도금 후 추가로 합금화 처리를 실시하는 처리를 들 수 있다.

또한, 냉연 강판에 대하여 조질 압연을 실시해도 된다. 이 때의 바람직한 신장율은 0.05 ∼ 2.0 ％ 이다.

다음으로, 얻어진 냉연 강판에 대하여 실시하는 열간 프레스에 대하여 설명한다.

열간 프레스의 방법 및 조건은 전혀 한정되는 것이 아니고, 공지된 열간 프레스 방법이 모두 적용 가능하다. 이하에 일례를 나타내지만, 이것에 한정되는 것은 아니다.

예를 들어, 소재인 열간 프레스용 냉연 강판을, 전기로, 가스로, 통전 가열로, 원적외선 가열로 등을 사용하여, Ac₃ 변태점 ∼ 1000 ℃ 의 온도 범위로 가열하고, 이 온도 범위에서 0 ∼ 600 초간 유지한 후, 강판을 프레스기에 반송하여, 550 ∼ 800 ℃ 의 범위에서 열간 프레스를 실시하면 된다. 열간 프레스용 냉연 강판을 가열할 때의 승온 속도는, 3 ∼ 200 ℃／s 로 하면 된다.

여기에, Ac₃ 변태점은, 다음 식에 의해 구할 수 있다.

Ac₃ 변태점 (℃) = 881 - 206C ＋ 53Si - 15Mn - 20Ni - 1Cr - 27Cu ＋ 41Mo

실시예

이하, 본 발명의 실시예에 대하여 설명한다.

또한, 본 발명은, 원래 이하에 서술하는 실시예에 의해 제한을 받는 것이 아니고, 본 발명의 취지에 적합할 수 있는 범위에 있어서 적당하게 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하고, 그것들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

표 1 에 나타내는 성분 조성의 강을 용제하고, 주조하여 슬래브로 한 후, 1250 ℃ 로 가열 후, 마무리 압연 종료 온도 (FDT) 를 표 2 에 나타내는 조건으로 열간 압연을 실시하였다. 이어서, 열연 강판을, 표 2 에 나타내는 제 1 평균 냉각 속도 (냉속 1) 로 냉각 정지 온도 (제 1 냉각 온도) 까지 냉각시킨 후, 제 2 평균 냉각 온도 (냉속 2) 로 권취 온도 (CT) 까지 냉각시키고, 코일에 권취하였다.

이어서, 얻어진 열연판을, 산세 후, 표 2 에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 실시하여, 냉연판 (판 두께 : 1.4 ㎜) 으로 하였다.

이어서, 이렇게 하여 얻어진 냉연 강판을, 연속 어닐링 라인 (CAL) 혹은 연속 용융 도금 라인 (CGL) 에 있어서, 표 2 에 나타내는 조건으로 어닐링 처리를 실시하여, CAL 을 통과한 강판에 대해서는 냉연 강판 (CR), CGL 을 통과한 강판에 대해서는 용융 아연 도금 강판 (GI) 을 얻었다. 또한, CGL 을 통과한 강판의 일부에 대해서는, 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 추가로 550 ℃ 에서 합금화 처리를 실시하여, 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA) 을 얻었다. 또한, 용융 알루미늄 도금 처리를 실시하여, 용융 알루미늄 도금 강판 (AS) 을 얻었다. 또한, 일부는 CAL 로 어닐링한 후에 전기 아연 도금 라인 (EGL) 에 있어서, 전기 아연 니켈 도금 강판 (EZN) 을 얻었다.

또한, 일부의 시료에 대해서는, 냉간 압연 후, 2 단계의 어닐링 처리를 실시하지 않고, 1 단계의 어닐링 처리만을 실시하였다.

이어서, 얻어진 냉연 강판 (도금 강판을 포함한다) 에 대하여, 표 3 에 나타내는 조건으로 열간 프레스를 실시하였다.

열간 프레스에서 사용한 금형은, 펀치 폭 70 ㎜, 펀치 숄더 R 4 ㎜, 다이 숄더 R 4 ㎜ 이고, 성형 깊이는 30 ㎜ 이다. 냉연 강판에 대한 가열은, 가열 속도에 따라 적외선 가열로 또는 분위기 가열로의 어느 것을 이용하여, 대기 중에서 실시하였다. 또한, 프레스 후의 냉각은, 강판의 펀치·다이 사이에서의 삽입과 삽입으로부터 개방된 다이 상에서의 공냉을 조합하여 실시하고, 프레스 (개시) 온도로부터 150 ℃ 까지 냉각시켰다. 이 때, 펀치를 하사점으로 유지하는 시간을 1 ∼ 60 초의 범위로 바꿈으로써 냉각 속도를 조정하였다.

이렇게 하여 얻어진 열간 프레스 부재의 햇 저부의 위치로부터 JIS 5 호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241 에 준거하여 인장 시험을 실시하여, 인장 강도 (TS) 를 측정하였다.

저항 용접 균열의 시험에 관해서는, 얻어진 열간 프레스 부재의 햇 저부로부터 50 ㎜ × 150 ㎜ 로 절단한 시험편을 사용하여 저항 용접 (스폿 용접) 을 실시하였다. 용접하는 판 세트로는, 이 열간 프레스 부재와 980 ㎫ 급 GA 강판을 겹친 판 세트를 사용하였다. 용접기는 2 장의 강판을 겹친 판 세트에 대하여, 용접 건에 장착된 서보모터 가압식으로 단상 직류 (50 ㎐) 의 저항 용접기를 사용하여 판 세트를 4°기울인 상태로 저항 스폿 용접을 실시하였다. 용접 조건은 가압력을 4.5 kN, 홀드 타임은 0.3 초로 하였다. 용접 전류와 용접 시간은 너깃 직경이 6.0 ㎜ 가 되도록 조정하였다. 용접 후에는 시험편을 반으로 잘라, 두께 방향으로 평행한 단면을 광학 현미경으로 관찰하여, 0.2 ㎜ 이상의 균열이 확인된 것을 내저항 용접 균열성이 열등 (×), 0.1 ㎜ 이상 0.2 ㎜ 미만의 균열이 확인된 것은 내저항 용접 균열성이 적합 (△), 균열이 확인되지 않거나 또는 0.1 ㎜ 미만의 균열이 확인된 것 (0.1 ㎜ 이상의 균열이 확인되지 않는 것) 을 내저항 용접 균열성이 양호 (○) 라고 하였다.

어닐링 후의 냉연 강판 및 열간 프레스 후의 부재의 마텐자이트의 체적률은, 강판의 압연 방향으로 평행 그리고 두께 방향으로 평행한 단면을 연마 후, 3 vol％ 나이탈로 부식시키고, SEM (주사형 전자 현미경) 을 사용하여 5000 배의 배율로 관찰하고, 포인트 카운트법 (ASTM E562-83 (1988) 에 준거) 에 의해, 면적률을 측정하고, 그 면적률을 체적률로 하였다.

Nb 및 Ti 계 석출물의 입경은, 냉연 강판 및 열간 프레스 부재 모두, 각각의 두께 방향으로 평행한 단면에 대하여, TEM (투과형 전자 현미경) 을 사용하여 10000 배의 배율로 0.5 ㎛ × 0.5 ㎛ 의 시야 범위를 10 개 지점 관찰하고, Media Cybernetics 사의 Image-Pro 를 이용하여, 하한을 0.005 ㎛ 로 하여, 그 원 상당 직경을 산출함으로써 입경을 구하였다. 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Nb 및 Ti 계 석출물의 개수는 TEM (투과형 전자 현미경) 을 사용하여 10000 배의 배율로 0.5 ㎛ × 0.5 ㎛ 의 시야 범위를 10 개 지점 관찰하고, 10 개 지점의 평균 개수 밀도를 구하였다. 이 방법에서는 입경이 0.005 ㎛ 이상인 Nb 및 Ti 계 석출물이면 셀 수 있었다.

열간 프레스 부재의 B 의 분포 상태는, FEI 제조의 STEM 을 사용하여, 1000000 배의 배율로 관찰하고, 구오스테나이트 입계를 중심으로 15 ㎚ 를 라인 분석하고, 각 지점의 B 농도 (at.％) 를 구하여, 구오스테나이트 입계 중의 B 농도와 그 입계로부터 5 ㎚ 떨어진 지점의 B 농도의 비를 측정하였다.

열간 프레스 부재에 있어서의 구오스테나이트 평균 결정 입경은, 다음과 같이 하여 구하였다. 즉, 강판의 압연 방향으로 평행 그리고 두께 방향으로 평행한 단면을 연마 후, 3 vol％ 나이탈로 부식시키고, SEM (주사형 전자 현미경) 을 사용하여 3000 배의 배율로 관찰하고, Media Cybernetics 사의 Image-Pro 를 사용하여, 구오스테나이트 결정립의 원 상당 직경을 산출하고, 그들 값을 평균하여 구하였다.

어닐링 후의 냉연 강판에 있어서의 마텐자이트의 평균 애스펙트비는, 다음과 같이 하여 구하였다. 즉, 강판의 압연 방향으로 평행 그리고 두께 방향으로 평행한 단면을 연마 후, 3 vol％ 나이탈로 부식시키고, SEM (주사형 전자 현미경) 을 사용하여 3000 배의 배율로 관찰하고, 마텐자이트의 애스펙트비 (장경/단경) 를 구하고, 그것들을 평균하여 구하였다.

어닐링 후의 냉연 강판에 있어서의 베이나이트의 평균 결정 입경과 체적률은, 다음과 같이 하여 구하였다. 즉, 강판의 압연 방향으로 평행 그리고 두께 방향으로 평행한 단면을 연마 후, 3 vol％ 나이탈로 부식시키고, SEM (주사형 전자 현미경) 을 사용하여 3000 배의 배율로 관찰하고, 포인트 카운트법 (ASTM E562-83 (1988) 에 준거) 에 의해, 면적률을 측정하고, 그 면적률을 체적률로 하였다. 베이나이트의 평균 결정 입경은, Media Cybernetics 사의 Image-Pro 를 사용하여, 강판의 마이크로 조직 사진 (3000 배의 배율로 20 ㎛ ×20 ㎛ 의 시야 범위를 10 개 지점 촬영한 것) 으로부터 베이나이트의 원 상당 직경을 산출하고, 그들 값을 평균하여 구하였다.

이렇게 하여 얻어진 냉연 강판 및 열간 프레스 부재의 마이크로 조직을 표 4 에 나타낸다. 또한, 열간 프레스 부재의 인장 특성 및 내저항 용접 균열성의 측정 결과를 표 5 에 나타낸다.

[표 1]

[표 2-1]

[표 2-2]

[표 3-1]

[표 3-2]

[표 4-1]

[표 4-2]

[표 5-1]

[표 5-2]

표 5 에 나타낸 바와 같이, 성분 조성 및 열간 프레스 후의 부재의 마이크로 조직이 본 발명의 적정 범위를 만족하는 발명예는 모두, 높은 인장 강도는 말할 필요도 없고, 우수한 내저항 용접 균열성을 함께 얻을 수 있었다.

Claims

부재의 강 성분 조성이, 질량％ 로, C : 0.28 ％ 이상 0.42 ％ 미만, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 1.0 ％ 이상 2.4 ％ 이하, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하, N : 0.005 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하, Ti : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하 및 B : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하를 함유하고, 또한 부재의 성분 중, C, Si, Nb, Ti, N 및 B 가 하기 식 (1) 을 만족하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
부재의 마이크로 조직이, 구오스테나이트 결정립의 평균 입경이 7.5 ㎛ 이하이고, 또한 마텐자이트의 체적률이 95 ％ 이상이고, 부재 표면으로부터 판 두께 방향으로 100 ㎛ 이내의 범위에 있어서, 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Nb 및 Ti 계 석출물이 부재의 두께 방향으로 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 10 개 이상 존재하고, 또한 구오스테나이트 입계의 B 농도가 그 입계로부터 5 ㎚ 떨어진 위치에 있어서의 B 농도의 3.0 배 이상이고, 인장 강도가 1780 ㎫ 이상인 열간 프레스 부재.
(Nb ＋ (Ti - 3.4N) ＋ 100B)/((C/8) ＋ Si) ≥ 0.25 ··· (1)
여기서, 식 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.
제 1 항에 있어서,
상기 부재가, 질량％ 로, 추가로 Mo : 0.50 ％ 이하, Cr : 0.50 ％ 이하, Sb : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하, Ca : 0.005 ％ 이하, Mg : 0.005 ％ 이하, REM : 0.005 ％ 이하, V : 0.15 ％ 이하, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하, Sn : 0.50 ％ 이하, Zn : 0.10 ％ 이하, Co : 0.10 ％ 이하, Zr : 0.10 ％ 이하, Ta : 0.10 ％ 이하 및 W : 0.10 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 열간 프레스 부재.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 부재의 표층에, Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층을 갖는 열간 프레스 부재.
강판의 성분 조성이, 질량％ 로, C : 0.28 ％ 이상 0.42 ％ 미만, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 1.0 ％ 이상 2.4 ％ 이하, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하, N : 0.005 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하, Ti : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하 및 B : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하를 함유하고, 또한 강판의 성분 중, C, Si, Nb, Ti, N 및 B 가 하기 식 (1) 을 만족하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
강판의 마이크로 조직이, 결정립의 평균 애스펙트비가 2.5 이하인 마텐자이트를 체적률로 10 ％ 이상 함유하고, 또한 평균 결정 입경이 6 ㎛ 이내인 베이나이트를 체적률로 5 ％ 이상 함유하고, 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 100 ㎛ 이내의 범위에 있어서, 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Nb 및 Ti 계 석출물이 강판의 판 두께 방향으로 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 20 개 이상 존재하는, 열간 프레스용 냉연 강판.
(Nb ＋ (Ti - 3.4 N) ＋ 100B)/((C/8) ＋ Si) ≥ 0.25 ··· (1)
여기서, 식 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.
제 4 항에 있어서,
상기 강판이, 질량％ 로, 추가로 Mo : 0.50 ％ 이하, Cr : 0.50 ％ 이하, Sb : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하, Ca : 0.005 ％ 이하, Mg : 0.005 ％ 이하, REM : 0.005 ％ 이하, V : 0.15 ％ 이하, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하, Sn : 0.50 ％ 이하, Zn : 0.10 ％ 이하, Co : 0.10 ％ 이하, Zr : 0.10 ％ 이하, Ta : 0.10 ％ 이하 및 W : 0.10 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 열간 프레스용 냉연 강판.
제 4 항에 있어서,
상기 강판이, 표면에 Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층을 갖는 열간 프레스용 냉연 강판.
제 5 항에 있어서,
상기 강판이, 표면에 Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층을 갖는 열간 프레스용 냉연 강판.
제 4 항에 기재된 열간 프레스용 냉연 강판을 제조하는 방법으로서,
질량％ 로, C : 0.28 ％ 이상 0.42 ％ 미만, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 1.0 ％ 이상 2.4 ％ 이하, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하, N : 0.005 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하, Ti : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하 및 B : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하를 함유하고, 또한 강판의 성분 중, C, Si, Nb, Ti, N 및 B 가 하기 식 (1) 을 만족하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 소재를,
열간 압연 후, 냉각 정지 온도까지의 제 1 평균 냉각 속도를 70 ℃／s 이상으로 하여, 권취 온도 초과 700 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키는 1 차 냉각을 실시하고,
상기의 1 차 냉각 후, 권취 온도까지의 제 2 평균 냉각 속도를 5 ∼ 50 ℃／s 로 하여, 550 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 2 차 냉각을 실시하고,
이어서, 권취한 열연 강판을, 산세 후, 냉간 압연을 실시한 후,
3 ∼ 30 ℃／s 의 평균 승온 속도로 800 ∼ 900 ℃ 의 제 1 균열 온도역까지 가열하고, 그 균열 온도역에서 15 초 이상 유지한 후, 냉각 정지 온도까지의 제 3 평균 냉각 속도가 3 ℃／s 이상으로 200 ∼ 350 ℃ 의 냉각 정지 온도역까지 냉각시키고, 이어서 350 ℃ ∼ 450 ℃ 의 제 2 균열 온도역까지 가열하고, 그 균열 온도역에서 120 초 이상 유지한 후, 실온까지 냉각시키는 어닐링 처리를 실시하는, 열간 프레스용 냉연 강판의 제조 방법.
(Nb ＋ (Ti - 3.4N) ＋ 100B)/((C/8) ＋ Si) ≥ 0.25 ··· (1)
여기서, 식 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.
제 8 항에 있어서,
상기 강 소재가, 질량％ 로, 추가로 Mo : 0.50 ％ 이하, Cr : 0.50 ％ 이하, Sb : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하, Ca : 0.005 ％ 이하, Mg : 0.005 ％ 이하, REM : 0.005 ％ 이하, V : 0.15 ％ 이하, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하, Sn : 0.50 ％ 이하, Zn : 0.10 ％ 이하, Co : 0.10 ％ 이하, Zr : 0.10 ％ 이하, Ta : 0.10 ％ 이하 및 W : 0.10 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 열간 프레스용 냉연 강판의 제조 방법.
제 8 항 또는 제 9 항에 있어서,
상기 어닐링 처리 후, 강판 표면에, Al 계 도금 처리 또는 Zn 계 도금 처리를 실시하는 열간 프레스용 냉연 강판의 제조 방법.
제 4 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 기재된 열간 프레스용 냉연 강판을, Ac₃ 변태점 ∼ 1000 ℃ 의 온도역에서 가열 후, 열간 프레스를 실시하는 열간 프레스 부재의 제조 방법.