KR102316660B1

KR102316660B1 - 열간 프레스 부재 및 그 제조 방법 그리고 열간 프레스용 냉연강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR102316660B1
Application number: KR1020197038823A
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: 2021-10-22
Also published as: WO2019003447A1; CN110809631A; JPWO2019003539A1; WO2019003539A1; KR20200013726A; EP3647448A4; US11420247B2; EP3647448B1; EP3647448A1; CN110809631B; JP6504323B1; US20200353527A1

Abstract

열간 프레스 부재에 대해, 그 성분 조성을 적정하게 조정한 후에, 그 마이크로 조직을, 구오스테나이트 평균 결정립경이 8 ㎛ 이하, 마텐자이트의 체적률이 90 ％ 이상이고, 입경이 0.05 ㎛ 이상인 시멘타이트를 부재의 두께 방향에 평행한 단면 200 ㎛² 당 평균으로 10 개 이상 존재시키고, 또 부재 표면으로부터 판두께 방향으로 100 ㎛ 까지의 범위에서 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Ti 계 석출물을 부재의 두께 방향에 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 10 개 이상 존재시킴으로써, 열간 프레스 후에 TS : 1780 MPa 이상이라는 매우 높은 인장 강도를 가질 뿐만 아니라, 우수한 내지연 파괴 특성 및 높은 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도를 겸비시킬 수 있다.

Description

열간 프레스 부재 및 그 제조 방법 그리고 열간 프레스용 냉연강판 및 그 제조 방법

본 발명은, 열간 프레스 부재 및 그 제조 방법 그리고 열간 프레스용 냉연강판 및 그 제조 방법에 관한 것이고, 특히 열간 프레스 부재에 대해, 내지연 파괴 특성 및 저항 스폿 용접성의 향상을 도모하고자 하는 것이다.

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

또, 본 발명의 냉연강판은, 일반적인 냉연강판뿐만 아니라, 용융 아연 도금 냉연강판 (합금화 용융 아연 도금 냉연강판을 포함한다) 이나 전기 아연 도금 냉연강판 (전기 아연니켈 합금 도금 냉연강판을 포함한다), 알루미늄 도금 냉연강판 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 부품에의 고강도 강판의 적용에 의한 박육화가 진행되고 있어, 인장 강도 (TS) 가 1780 MPa 이상인 강판의 적용이 검토되고 있다.

자동차의 구조용 부재나 보강용 부재에 사용되는 고강도 강판은, 성형성이 우수할 것이 요구된다. 그러나, TS : 1780 MPa 이상의 강판은 연성이 낮기 때문에, 냉간 프레스 성형 시에 균열이 발생하거나, 항복 강도가 높은 것에서 기인하여 큰 스프링 백이 발생하기 때문에, 냉간 프레스 성형 후에 높은 치수 정밀도가 얻어지지 않는다. 또, 냉간 프레스 성형 후에는 잔류 응력이 강판 내에 잔존하기 때문에, 사용 환경으로부터 침입하는 수소에 의해 지연 파괴 (수소 취화) 가 염려된다.

이와 같은 상황에서, 고강도를 얻는 수법으로서, 최근에는, 열간 프레스 (핫 스탬프, 다이 퀀치, 프레스 퀀치 등이라고도 호칭된다) 에 의한 프레스 성형이 주목받고 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. 또, 이 열간 프레스에서는, 냉간 프레스와 비교해 프레스 성형 후의 잔류 응력이 저하하기 때문에, 내지연 파괴 특성도 개선된다.

그러나, 자동차 조립 공정의 상당수는 저항 스폿 용접에 의해 조립되지만, 그때, 자동차 차체 전체의 강성을 유지하기 위해서, 열간 프레스 후의 부재에도 응력이 가해지기 때문에, 프레스 성형 후의 지연 파괴의 염려는 불식되지 않는다. 그 때문에, 열간 프레스 후의 부재의 내지연 파괴 특성을 향상시킬 필요가 있다.

또, 1780 MPa 이상의 인장 강도를 확보하기 위해서는 합금 원소 (예를 들어 C 등) 를 다량으로 함유할 필요가 있지만, 이로써 저항 스폿 용접 후의 이음매의 십자 인장 강도 (CTS) 가 현저하게 저하하는 것이 염려된다.

종래, 열간 프레스 후의 내지연 파괴 특성을 향상시키는 수단은 몇 가지 보고되어 있다.

예를 들어, 특허문헌 1 에서는, 합금 탄질화물이나 시멘타이트의 석출량을 제어함으로써, 내지연 파괴 특성을 개선하는 기술이 개시되어 있다.

또, 특허문헌 2 에서는, 열간 프레스 후에 잔류 오스테나이트를 형성함으로써, 내지연 파괴 특성을 개선하는 기술이 개시되어 있다.

일본 공개특허공보 2015-113500호 일본 공개특허공보 2014-122398호

그러나, 특허문헌 1 에 기재된 Ti 계 탄화물에서는, 구오스테나이트 입경의 미세화를 도모하기에는 불충분하고, 또 표면으로부터 침입하는 수소의 트랩 사이트로서의 기능도 불충분한 점에서, 충분한 내지연 파괴 특성을 가지고 있다고는 할 수 없다. 또한, 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도가 확보되어 있다고는 할 수 없다.

특허문헌 2 의 기술에서는, 잔류 오스테나이트가 수소의 트랩 사이트가 될 수 있지만, C 농도가 높은 잔류 오스테나이트가 존재하면, 저항 스폿 용접 후의 열영향부 (HAZ) 에서 경도 분포가 커지고, 십자 인장 강도가 저하한다.

상기 서술한 바와 같이, TS : 1780 MPa 이상의 열간 프레스 부재의 내지연 파괴 특성과 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도의 쌍방을 개선하는 것은 곤란하다고 여겨져, 이들 특성을 겸비하는 열간 프레스 부재는 개발되어 있지 않은 것이 실정이다.

그래서, 본 발명자들은, 상기 실정을 감안하여 예의 검토를 거듭한 결과, 열간 프레스 부재의 내지연 파괴 특성 및 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도의 쌍방을 향상시키기 위해서는, 부재의 마이크로 조직으로서, 미세한 Ti 계 석출물을 부재의 표층에 분산시킴과 함께, 수소의 트랩 사이트로서 시멘타이트를 마텐자이트 내에 석출시키는 것이 유효하고, 이로써 우수한 내지연 파괴 특성 및 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도를 동시에 향상시킬 수 있는 것을 알아냈다.

구체적으로는, 미세한 Ti 계 석출물을 강판 표층에 분산시킴으로써, 구오스테나이트 평균 결정립경이 미세화하고, 또한 Ti 계 석출물이 부식에 수반하여 표면으로부터 침입하는 수소의 트랩 사이트로서 기능함으로써, 내지연 파괴 특성이 향상된다.

또, Ti 계 석출물은 저항 스폿 용접에 의한 승온 후에도 열영향부 (HAZ) 의 마이크로 조직을 미세화시키므로, 너깃 단부 (端部) 에 가해지는 응력에 대한 인성이 향상되면서, HAZ 연화에 의한 경도 감소도 억제되기 때문에, 십자 인장 강도가 향상된다.

또한, 부재의 마이크로 조직의 마텐자이트 중에 시멘타이트를 분산시키면, 이 시멘타이트가 수소의 트랩 사이트가 되어 내지연 파괴 특성의 향상에 기여한다. 또, 입경 0.05 ㎛ 이상의 시멘타이트가 존재함으로써, 저항 스폿 용접 후의 HAZ 연화부에 있어서 시멘타이트가 완전히 녹지 않고 고용 C 가 감소하기 때문에, 인성을 확보할 수 있게 되고, 십자 인장 강도가 향상되는 것을 알아냈다.

또, 부재의 강 성분에 관해서는, Mn 량을 증가시키면, 너깃 내의 상변태 거동이 변화하고, δ 상변태가 일부밖에 생기지 않거나, 혹은 δ 상변태되지 않고 액체로부터 γ 상으로 변태해 버린다. 이 때문에, Mn 및 P 는 편석한 채가 되어, 용접 종료 후의 너깃 단부의 편석이 현저해지고, 그 편석 지점이 깨지기 쉬워짐으로써 십자 인장 강도를 확보하는 것이 곤란해지므로, C, Mn, P 의 첨가량에 배려하는 것이 바람직하다. 또한, Mn 량이 적으면, 열간 프레스 시의 퀀칭성을 확보할 수 없게 되고, 열간 프레스 후의 인장 강도의 확보가 곤란해지지만, Cr 이나 Mo 를 증가시킴으로써 퀀칭성의 확보가 가능하다. 또, Cr 이나 Mo 는 전술한 너깃 내의 변태 거동에는 영향이 작기 때문에 유용하다. 또한, Ti 는, 전술한 바와 같이 내지연 파괴 특성 및 십자 인장 강도의 확보에 영향을 준다.

그 때문에, 성분적으로는, C, Mn, P 의 첨가량과 Cr, Mo, Ti 의 첨가량의 비율을 고려하여, 내지연 파괴 특성 및 십자 인장 강도의 개선을 도모하는 것이 바람직하다.

본 발명은, 상기 지견에 입각하는 것이다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

1. 부재의 강 화학 성분이, 질량％ 로, C : 0.28 ％ 이상 0.42 ％ 미만, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 1.1 ％ 이상 2.4 ％ 이하, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하, N : 0.010 ％ 이하 및 Ti : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하를 함유하고, 또한 Mo : 0.50 ％ 이하 및 Cr : 0.50 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,

부재의 마이크로 조직이, 구오스테나이트 평균 결정립경이 8 ㎛ 이하, 마텐자이트의 체적률이 90 ％ 이상이고, 입경이 0.05 ㎛ 이상인 시멘타이트가 부재의 두께 방향에 평행한 단면 200 ㎛² 당 평균으로 10 개 이상 존재하고,

또한 부재 표면으로부터 판두께 방향으로 100 ㎛ 까지의 범위에서 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Ti 계 석출물이 부재의 두께 방향에 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 10 개 이상 존재하고, 인장 강도가 1780 MPa 이상인 열간 프레스 부재.

2. 상기 부재가, 질량％ 로, 추가로 Nb : 0.15 ％ 이하, B : 0.0050 ％ 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. 부재의 강 화학 성분 중, 특히 C, P, Mn, Cr, Mo 및 Ti 가 하기 식 (1) 을 만족하는 상기 1 또는 2 에 기재된 열간 프레스 부재.

(6[C] ＋ 2[Mn] ＋ 49[P])/([Cr]/2 ＋ [Mo]/3 ＋ 7[Ti]) ≤ 30.5 ···(1)

여기서,〔M〕은 M 원소의 함유량 (질량％) 이며, 원소［M］을 함유하지 않는 경우에는 0 으로서 계산한다.

4. 상기 부재의 표층에, Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층을 갖는 상기 1 내지 3 중 어느 하나에 기재된 열간 프레스 부재.

5. 강판의 화학 성분이, 질량％ 로, C : 0.28 ％ 이상 0.42 ％ 미만, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 1.1 ％ 이상 2.4 ％ 이하, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하, N : 0.010 ％ 이하 및 Ti : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하를 함유하고, 또한 Mo : 0.50 ％ 이하 및 Cr : 0.50 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,

강판의 마이크로 조직이, 평균 결정립경이 4 ㎛ 이하인 마텐자이트를 체적률로 5 ∼ 45 ％ 의 범위에서 함유하고, 또한 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 100 ㎛ 까지의 범위에서 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Ti 계 석출물이 강판의 판두께 방향에 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 15 개 이상 존재하는, 열간 프레스용 냉연강판.

6. 상기 강판이, 질량％ 로, 추가로 Nb : 0.15 ％ 이하, B : 0.0050 ％ 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 5 에 기재된 열간 프레스용 냉연강판.

7. 강판의 화학 성분 중, 특히 C, P, Mn, Cr, Mo 및 Ti 가 하기 식 (1) 을 만족하는 상기 5 또는 6 에 기재된 열간 프레스용 냉연강판.

(6[C] ＋ 2[Mn] ＋ 49[P])/([Cr]/2 ＋ [Mo]/3 ＋ 7[Ti]) ≤ 30.5···(1)

8. 상기 강판이, 표면에 Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층을 갖는 상기 5 내지 7 중 어느 하나에 기재된 열간 프레스용 냉연강판.

9. 상기 5 에 기재된 열간 프레스용 냉연강판을 제조하는 방법으로서,

질량％ 로, C : 0.28 ％ 이상 0.42 ％ 미만, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 1.1 ％ 이상 2.4 ％ 이하, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하, N : 0.010 ％ 이하 및 Ti : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하를 함유하고, 또한 Mo : 0.50 ％ 이하 및 Cr : 0.50 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 용강을, 연속 주조하여 슬래브로 하고, 이 슬래브를 650 ℃ 까지 6 h 이내에 냉각하고,

그 후, 재가열하고, 마무리 압연의 최종 패스의 압하율을 12 ％ 이상, 그 최종 패스 직전의 패스의 압하율을 15 ％ 이상으로 하고, 마무리 압연 종료 온도가 860 ∼ 950 ℃ 인 조건으로 열간 압연하고,

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

상기 1 차 냉각 후, 권취 온도까지의 제 2 평균 냉각 속도를 5 ∼ 50 ℃/s 로 하여, 450 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 2 차 냉각을 실시하고,

이어서, 권취한 열연강판을 산세 후, 냉간 압연을 실시한 후, 5 ∼ 20 ℃/s 의 평균 승온 속도로 700 ∼ 830 ℃ 의 온도역까지 가열하고, 그 온도역에서 15 ∼ 600 초간 균열하는 어닐링을 실시하고,

상기 균열 처리 후, 제 3 평균 냉각 속도를 5 ℃/s 이상으로 하고, 600 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 3 차 냉각을 실시하는, 열간 프레스용 냉연강판의 제조 방법.

10. 상기 용강이, 질량％ 로, 추가로 Nb : 0.15 ％ 이하, B : 0.0050 ％ 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 9 에 기재된 열간 프레스용 냉연강판의 제조 방법.

11. 용강의 화학 성분 중, 특히 C, P, Mn, Cr, Mo 및 Ti 가 하기 식 (1) 을 만족하는 상기 9 또는 10 에 기재된 열간 프레스용 냉연강판의 제조 방법.

(6[C] ＋ 2[Mn] ＋ 49[P])/([Cr]/2 ＋ [Mo]/3 ＋ 7[Ti]) ≤ 30.5 ···(1)

12. 상기 3 차 냉각 후, 추가로 강판 표면에 Al 계 도금 처리 또는 Zn 계 도금 처리를 실시하는 상기 9 내지 11 중 어느 한 항에 기재된 열간 프레스용 냉연강판의 제조 방법.

13. 상기 5 내지 8 중 어느 하나에 기재된 열간 프레스용 냉연강판을, Ac₃변태점 ∼ 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 내지연 파괴 특성 및 높은 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도를 겸비한 열간 프레스 부재를 얻을 수 있다. 예를 들어, 인장 강도가 1780 MPa 이상이고, 염산 침지 후에도 균열이 생기지 않으며, 또한 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도가 너깃 직경 6.1 mm 의 조건으로 5 kN 이상 (바람직하게는 6.5 kN 이상) 을 나타내는 내지연 파괴 특성 및 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도가 우수한 열간 프레스 부재를 안정적으로 얻을 수 있다.

또, 본 발명에 의하면, 가열 시에 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 냉연강판의 마이크로 조직에 대해 상세하게 설명한다.

〔열간 프레스 부재의 마이크로 조직〕

열간 프레스 부재의 마이크로 조직은, 구오스테나이트 평균 결정립경이 8 ㎛ 이하, 마텐자이트의 체적률이 90 ％ 이상이고, 입경이 0.05 ㎛ 이상인 시멘타이트가 부재의 두께 방향에 평행한 단면 200 ㎛² 당 평균으로 10 개 이상 존재하고, 또한 부재 표면으로부터 판두께 방향으로 100 ㎛ 까지의 범위에서 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Ti 계 석출물이 부재의 두께 방향에 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 10 개 이상 존재하는 마이크로 조직으로 한다.

구오스테나이트 평균 결정립경이 8 ㎛ 초과에서는, 내지연 파괴 특성이 열화하기 때문에, 그 상한은 8 ㎛ 로 한다. 바람직하게는 7 ㎛ 이하이며, 더욱 바람직하게는 6.5 ㎛ 이하이다.

또, 마텐자이트의 체적률이 90 ％ 미만에서는, 인장 강도 : 1780 MPa 이상을 달성하는 것이 곤란해진다. 따라서, 마텐자이트의 체적률은 90 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 93 ％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 95 ％ 이상이다. 100 ％ 여도 된다.

잔부 조직으로는, 페라이트, 베이나이트 및 펄라이트 등이 생각되지만, 이들은 합계로 4 ％ 이하이면, 문제는 없다.

열간 프레스 후의 부재의 두께 방향에 평행한 단면 내에, 입경이 0.05 ㎛ 이상인 시멘타이트를, 그 단면 200 ㎛² 당 평균으로 10 개 이상 존재시킬 필요가 있다. 바람직하게는 20 개 이상이다. 이와 같이 시멘타이트가 석출됨으로써, 수소의 트랩 사이트가 되어 내지연 파괴 특성의 향상에 기여함과 아울러, 저항 스폿 용접 후의 HAZ 연화부에서는, 저항 스폿 용접에 의해 시멘타이트가 완전히 녹지 않고 고용 C 가 감소하기 때문에, 용접 후의 HAZ 연화부의 인성이 향상되고, 그 결과 십자 인장 강도가 향상된다. 한편, 시멘타이트의 입경이 0.05 ㎛ 미만이거나, 입경은 0.05 ㎛ 이상이어도 그 개수가 평균으로 10 개 미만이면, 내지연 파괴 특성 및 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도가 열화한다. 또, 시멘타이트의 입경의 상한에 대해서는 특별히 제한은 없지만, 1 ㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다.

여기에, 입경이 0.05 ㎛ 미만인 시멘타이트가 존재해도, 입경이 0.05 ㎛ 이상인 시멘타이트가 평균으로 10 개 이상 존재하면 원하는 특성의 확보는 가능하다. 또한, 측정하는 부재의 두께 방향에 평행한 단면에 대해서는 특별히 제한은 없고, 어디여도 된다.

또, 부재 표면으로부터 판두께 방향으로 100 ㎛ 까지의 범위에서 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Ti 계 석출물이 부재의 두께 방향에 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 10 개 이상 존재할 필요가 있다. 바람직하게는 15 개 이상이다. 이와 같이 부재의 표층에 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Ti 계 석출물을 분산시킴으로써, 내지연 파괴 특성 및 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도가 향상된다. 한편, Ti 계 석출물이 0.10 ㎛ 이상이거나, 입경은 0.10 ㎛ 미만이어도 그 개수가 평균으로 10 개 미만이면, 충분한 내지연 파괴 특성 및 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도의 개선은 바랄 수 없다. 여기에, Ti 계 석출물로는, 예를 들어, TiC, TiN, Ti(C,N) 등을 들 수 있다. 또, 입경 0.10 ㎛ 이상의 Ti 계 석출물이 존재해도, 입경 0.10 ㎛ 미만의 Ti 계 석출물이 평균으로 10 개 이상 있으면 원하는 특성의 확보는 가능하다.

또한, 측정하는 부재의 두께 방향에 평행한 단면에 대해서는 특별히 제한은 없고, 어디여도 된다. 또, 대상으로 하는 Ti 계 석출물의 입경의 하한은 0.005 ㎛ 로 한다.

〔열간 프레스용 냉연강판의 마이크로 조직〕

열간 프레스 부재로서 원하는 특성을 얻기 위해서는, 열간 프레스용 냉연강판의 마이크로 조직을 제어하는 것이 중요하다. 즉, 열간 프레스용 냉연강판의 마이크로 조직으로는, 평균 결정립경이 4 ㎛ 이하인 마텐자이트를 체적률로 5 ∼ 45 ％ 의 범위에서 함유하고, 또한 표층으로부터 판두께 방향으로 100 ㎛ 까지의 범위에서 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Ti 계 석출물을 강판의 판두께 방향에 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 15 개 이상 존재시킨다.

열간 프레스용 냉연강판에 있어서, 마텐자이트의 평균 결정립경이 4 ㎛ 를 초과하면, 열간 프레스 시에 C 및 Mn 의 농도 분포가 변화하여, 원하는 시멘타이트의 분산 상태가 얻어지지 않기 때문에, 내지연 파괴 특성 및 십자 인장 강도가 저하한다.

또, 마텐자이트의 체적률이 5 ％ 미만이어도 45 ％ 초과여도, 동일하게 원하는 시멘타이트의 분산 상태가 얻어지지 않으므로, 내지연 파괴 특성 및 십자 인장 강도가 저하한다. 바람직하게는 10 ％ 이상 40 ％ 이하의 범위이다.

또, 열간 프레스에 의해 조대화하는 Ti 계 석출물도 존재하기 때문에, 입경 0.10 ㎛ 미만의 Ti 계 석출물이 냉연강판의 판두께 방향에 평행한 단면 내에서 100 ㎛² 당 평균으로 15 개 미만에서는, 열간 프레스 후에 원하는 Ti 계 석출물의 분포 형태가 얻어지지 않으므로, 내지연 파괴 특성 및 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도가 저하할 우려가 있다. 그 때문에, 열간 프레스 전의 냉연강판으로는, 입경 0.10 ㎛ 미만의 Ti 계 석출물은 표층으로부터 판두께 방향으로 100 ㎛ 까지의 범위에서 강판의 판두께 방향에 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 15 개 이상으로 한다. 바람직하게는 20 개 이상이다. 또한, 측정하는 강판의 판두께 방향에 평행한 단면에 대해서는 특별히 제한은 없고, 이른바 C 단면이어도 되고 L 단면이어도 되고 어느 것이어도 된다.

또한, 열간 프레스 후에 원하는 구오스테나이트 입경을 얻기 위해서는, 열간 프레스 전의 냉연강판의 마이크로 조직으로는, 평균 어스펙트비가 3.0 이하이고, 평균 결정립경이 7 ㎛ 이하인 페라이트를 체적률로 20 ％ 이상 함유하고 있는 편이 바람직하다. 이 체적률의 바람직한 상한값은 80 ％ 이다. 그 이유는, 페라이트 이외의 경질상에 C 나 Mn 이 농축해 버려, 열간 프레스 후에 원하는 구오스테나이트의 결정립경이 얻어지지 않기 때문이다.

잔부 조직으로는, 베이나이트나 펄라이트 등이 생각되지만, 이들은 합계로 25 ％ 이하이면, 문제는 없다.

열간 프레스용 냉연강판에 있어서, 평균 결정립경이 4 ㎛ 이하인 마텐자이트를 체적률로 5 ∼ 45 ％ 의 범위라는 요건은, 후술하는 냉연강판의 제조 공정 중, 주로 연속 주조, 열간 압연 및 어닐링 공정에 의해, 또 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 100 ㎛ 까지의 범위에서 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Ti 계 석출물이 강판의 판두께 방향에 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 15 개 이상이라는 요건은, 주로 연속 주조, 열간 압연 및 어닐링 공정에 의해 달성된다.

다음으로, 본 발명의 열간 프레스 부재 및 열간 프레스용 냉연강판의 적정한 성분 조성 범위에 대해 설명한다. 또한, 성분에 대한 「％」 표시는 「질량％」를 의미한다.

C : 0.28 ％ 이상 0.42 ％ 미만

C 는, 강의 고강도화에 유효한 원소이며, 열간 프레스 후에 마텐자이트를 강화하여 강의 강도를 높이는 데에 중요한 원소이다. 그러나, C 의 함유량이 0.28 ％ 미만에서는 열간 프레스 후의 마텐자이트의 경도가 불충분하기 때문에, 인장 강도 : 1780 MPa 이상이 얻어지지 않는다. 바람직한 C 량은 0.30 ％ 이상이다. 한편, C 를 0.42 ％ 이상 첨가하면, 저항 스폿 용접 후의 경도가 단단해지고, 인성이 저하하고, 십자 인장 강도가 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 의 과잉의 첨가는 저항 스폿 용접 시에 있어서의 인성이 저하하여 십자 인장 강도가 열화하기 때문에, 그 함유량은 1.5 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 1.2 ％ 이하이다. 또한, Si 의 하한은 특별히 규정되지 않지만, 극저 Si 화는 비용의 증가를 초래하므로, 0.005 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Mn : 1.1 ％ 이상 2.4 ％ 이하

Mn 은, 열간 프레스 시의 퀀칭성을 높이기 때문에, 열간 프레스 후의 마텐자이트의 형성, 즉 고강도화에 기여하는 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, Mn 량을 1.1 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 1.3 ％ 이상이다. 한편, Mn 을 과잉으로 함유한 경우, 저항 스폿 용접 후에 P 가 편석하여 십자 인장 강도가 저하하기 때문에, Mn 량은 2.4 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 2.2 ％ 이하이며, 더욱 바람직하게는 2.0 ％ 미만이다.

P : 0.05 ％ 이하

P 는, 고용 강화에 의해 고강도화에 기여하지만, 과잉으로 첨가된 경우에는, 입계에의 편석이 현저해져 입계를 취화시키기 때문에, 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도가 저하하므로, P 함유량은 0.05 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.02 ％ 이하이다. 또한, P 의 하한은 특별히 규정되지 않지만, 극저 P 화는 제강 비용의 상승을 초래하므로, 0.0005 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

S : 0.005 ％ 이하

S 의 함유량이 많은 경우에는, MnS 등의 황화물이 많이 생성되고, 수소 침입 시에 그 개재물이 기점이 되어 균열의 발생을 초래하므로, 내지연 파괴 특성이 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 초래하므로, 0.0002 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Al : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하

Al 은, 탈산에 필요한 원소이며, 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 : 0.010 ％ 이하

N 은, 조대한 질화물을 형성하여 내지연 파괴 특성을 열화시키므로, 함유량을 억제할 필요가 있다. 특히 N 량이 0.010 ％ 초과가 되면, 이 경향이 현저해지므로, N 함유량은 0.010 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.008 ％ 이하이다.

Ti : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하

Ti 는, 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여하는 원소이다. 또한, 본 발명에 있어서는, 부재 표층에 미세한 Ti 석출물을 분산시킴으로써, 수소 트랩 사이트와 스폿 용접 후의 부재의 마이크로 조직 결정립의 미세화에 기여하고, 내지연 파괴 특성 및 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도를 향상시키는 효과가 있다. 이와 같은 효과를 발휘시키기 위해서는, Ti 를 0.005 ％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 바람직하게는 0.010 ％ 이상이다. 한편, Ti 를 다량으로 첨가하면, 열간 프레스 후의 신장이 현저하게 저하하기 때문에, Ti 함유량은 0.15 ％ 이하로 한다. 바람직하게 0.12 ％ 이하이다.

Mo : 0.50 ％ 이하

Mo 는, 열간 프레스 시의 퀀칭성을 높이기 때문에, 열간 프레스 후의 마텐자이트의 형성, 즉 고강도화에 기여하는 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, Mo 를 0.005 ％ 이상 함유시키는 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 한다.

Cr : 0.50 ％ 이하

Cr 도, Mo 와 동일하게, 열간 프레스 시의 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 형성하므로 도금성이 열화하기 때문에, Cr 함유량은 0.50 ％ 이하로 한다.

또, 본 발명에서는, 성분 중, 특히 C, P, Mn, Cr, Mo 및 Ti 에 대해 다음 식 (1) 을 만족시키는 것이 바람직하다.

(6[C] ＋ 2[Mn] ＋ 49[P])/([Cr]/2 ＋ [Mo]/3 ＋ 7[Ti]) ≤ 30.5 ···(1)

여기서,〔M〕은 M 원소의 함유량 (질량％)

상기 게시한 식은, 내지연 파괴 특성 및 십자 인장 강도를 확보하는 데에 있어서의 지표가 되는 것이고, 좌변의 값이 30.5 를 초과하면, 내지연 파괴 특성 및 십자 인장 강도를 겸비하는 것이 곤란해지는 경우가 있다.

또한, 본 발명에서는, 이하의 성분을 적절히 함유시킬 수도 있다.

Nb : 0.15 ％ 이하

Nb 는, 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여하는 원소이다. 또한, 본 발명에 있어서는, 미세한 Nb 계 석출물이, 수소의 트랩 사이트가 되는 것에 추가하여, 열간 프레스 시의 오스테나이트 입경을 미세화하므로, 내지연 파괴 특성 및 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 발휘시키기 위해서는, Nb 를 0.005 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Nb 를 다량으로 첨가해도 상기 효과는 포화하고, 오히려 비용 증가를 초래하므로, Nb 함유량은 0.15 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.12 ％ 이하이며, 더욱 바람직하게는 0.10 ％ 이하이다.

B : 0.0050 ％ 이하

B 는, 열간 프레스 시의 퀀칭성을 높이기 때문에, 열간 프레스 후의 마텐자이트의 형성, 즉 고강도화에 기여하는 원소이다. 또, 입계에 편석함으로써 입계 강도를 향상시키기 때문에, 내지연 파괴 특성에 유효하다. 이와 같은 효과를 발현시키기 위해서는, B 를 0.0002 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 과잉의 B 첨가는 인성을 열화시키고, 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도를 저하시키기 때문에, B 함유량은 0.0050 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0040 ％ 이하이다.

Sb : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하

Sb 는, 열간 프레스 전에 강판을 가열하고 나서 열간 프레스의 일련의 처리에 의해 강판을 냉각하기 전에, 강판 표층부에 생기는 탈탄층을 억제하는 효과를 갖는다. 그 때문에, 판면의 경도 분포가 균일해져 내지연 파괴 특성이 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 증대하고, 생산성을 저하시키므로, 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 억제하므로, 내지연 파괴 특성이 향상된다. 이와 같은 효과를 발현하기 위해서는, 각각 0.0005 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, 과도한 첨가는, 개재물의 증가를 야기하여 내지연 파괴 특성을 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 스폿 용접 시에 있어서의 인성이 저하하고, 십자 인장 강도가 열화하기 때문에, V 첨가량은 0.15 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Cu : 0.50 ％ 이하

Cu 는, 고용 강화에 의해 고강도화에 기여할 뿐만 아니라, 내식성을 향상시키므로 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, 또 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 향상시키므로 내지연 파괴 특성을 개선할 수 있기 때문에, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 또, Cu 와 동시에 첨가하면, Cu 기인의 표면 결함을 억제하는 효과가 있으므로, Cu 첨가 시에 유효하다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는 Ni 를 0.05 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 다량의 Ni 첨가는, 저항 용접 시에 있어서의 인성이 저하하여 십자 인장 강도가 저하하기 때문에, Ni 함유량은 0.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Sn : 0.50 ％ 이하

Sn 도, Cu 나 Ni 와 동일하게, 내식성을 향상시키므로 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 용접 시에 있어서의 인성이 저하하여 내지연 파괴 특성 및 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도의 향상이 저하하기 때문에, Sn 함유량은 0.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Zn : 0.10 ％ 이하

Zn 은, 열간 프레스 시의 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 용접 시에 있어서의 인성이 저하하여 십자 인장 강도가 저하하기 때문에, Zn 함유량은 0.10 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Co : 0.10 ％ 이하

Co 도, Cu 나 Ni 와 동일하게, 수소 과전압을 향상시켜 내식성을 향상시키므로 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 용접 시에 있어서의 인성이 저하하여 십자 인장 강도가 저하하기 때문에, Co 함유량은 0.10 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Zr : 0.10 ％ 이하

Zr 도, Cu 나 Ni 와 동일하게, 내식성을 향상시키므로 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 용접 시에 있어서의 인성이 저하하여 십자 인장 강도가 저하하기 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 포화함과 아울러, 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 향상시키므로 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 용접 시에 있어서의 인성이 저하하여 십자 인장 강도가 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 냉연강판 및 열간 프레스 부재의 도금층에 대해 상세하게 설명한다.

〔열간 프레스용 냉연강판의 도금층〕

본 발명의 열간 프레스용 냉연강판은, 도금층이 부여되어 있지 않은 냉연강판인 채여도 되지만, 열간 프레스에 의한 산화를 방지하기 위해, 혹은 내식성을 향상시키기 위해서, 열간 프레스 전의 냉연강판의 표면에 도금층을 부여해도 된다.

본 발명에 있어서 열간 프레스용 냉연강판의 표면에 부여되는 도금층으로는, Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층이 바람직하다. 이들 도금층을 열간 프레스용 냉연강판의 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. 또, 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 상기 도금층으로 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 한정되지 않고, 공지된 용융 도금법, 전기 도금법, 증착 도금법 등이 모두 적용 가능하다. 또, Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층은, 도금 공정 후에 합금화 처리를 실시한 도금층이어도 된다.

본 발명에서는, 특히 열간 프레스 부재의 내식성을 보다 한층 향상시키거나, 열간 프레스 성형 시의 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, 편면당의 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 냉연강판을, 가열한 후, 열간 프레스를 실시하면, Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층에 함유되는 도금층 성분의 일부 또는 전부가 하지 강판 중에 확산되어 고용상이나 금속 간 화합물을 생성함과 동시에, 반대로, 하지 강판 성분인 Fe 가 Al 계 도금층 중 또는 Zn 계 도금층 중에 확산되어 고용상이나 금속 간 화합물을 생성한다. 또, 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 금속 간 화합물을 주체로 하는 도금층으로 변화한다. 또, 용융 Zn 도금층, 합금화 용융 Zn 도금층, 전기 Zn 도금층 등을 가열하면, Fe 에 Zn 이 고용한 FeZn 고용상, ZnFe 금속 간 화합물, 표층의 ZnO 층 등이 형성된다. 또한, 전기 Zn-Ni 합금 도금층을 가열한 경우에는, Fe 에 도금층 성분이 고용한 Ni 를 함유하는 고용층, ZnNi 를 주체로 하는 금속 간 화합물, 표층의 ZnO 층 등이 형성된다.

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

다음으로, 본 발명의 열간 프레스용 냉연강판의 바람직한 제조 방법에 대해 설명한다.

본 발명에서는, 상기 냉연강판의 제조 시에, 먼저 상기한 소정의 성분 조성을 갖는 용강을, 연속 주조하여 슬래브로 하고, 이 슬래브를 650 ℃ 까지 6 h 이내에 냉각한다.

그 후, 재가열하고, 마무리 압연의 최종 패스의 압하율을 12 ％ 이상, 그 최종 패스 직전의 패스의 압하율을 15 ％ 이상으로 하고, 마무리 압연 종료 온도가 860 ∼ 950 ℃ 인 조건으로 열간 압연한다.

상기 열간 압연 후, 냉각 정지 온도까지의 제 1 평균 냉각 속도를 70 ℃/s 이상으로 하고, 700 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 1 차 냉각을 실시한다.

상기 1 차 냉각 후, 권취 온도까지의 제 2 평균 냉각 속도를 5 ∼ 50 ℃/s 로 하고, 450 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 2 차 냉각을 실시한다.

이어서, 권취한 열연강판을 산세 후, 냉간 압연을 실시한 후, 5 ∼ 20 ℃/s 의 평균 승온 속도로 700 ∼ 830 ℃ 의 온도역까지 가열하고, 그 온도역에서 15 ∼ 600 초간 균열하는 어닐링을 실시한다.

상기 균열 처리 후, 제 3 평균 냉각 속도를 5 ℃/s 이상으로 하고, 600 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 3 차 냉각을 실시한다.

이하, 상기한 제조 공정을 각 공정마다 상세하게 설명한다.

〔연속 주조 공정〕

본 발명에서는, 먼저 슬래브를, 연속 주조법에 의해 주조한다. 연속 주조법은, 본 발명의 과제로부터 보아 전제가 되는 것이며, 또한 주형 주조법과 비교해 생산 능률이 높기 때문이다. 연속 주조기로는 수직 굽힘형이 바람직하다. 이것은, 수직 굽힘형은 설비 비용과 표면 품질의 밸런스가 우수하고, 또한 표면 균열의 억제 효과가 현저하게 발휘되기 때문이다.

〔슬래브 냉각 공정〕

상기 연속 주조를 거쳐 슬래브로 한 후, 650 ℃ 까지 6 h 이내에 냉각한다. 연속 주조 후, 650 ℃ 까지 6 h 를 초과하여 냉각을 실시하면, Mn 등의 편석이 현저해지고, 또한 결정립이 조대화하기 때문에, 냉연 압연 후의 강판 및 열간 프레스 후의 부재에 있어서 원하는 결정립경이 얻어지지 않는다. 또, Ti 계 석출물이 조대화하고, 열간 압연 전에 재용해되지 않아 조대한 Ti 계 석출물이 존재하도록 되기 때문에, 냉연강판 및 열간 프레스 후의 부재에 있어서 원하는 Ti 계 석출물의 분산 상태가 얻어지지 않는다. 열간 압연 개시 온도를 상승시키거나 시간을 길게 하면 조대화한 Ti 계 석출물의 용해는 가능하지만, 한편으로 결정립경이 커져, 냉연 압연 후의 강판 및 열간 프레스 후의 부재에 있어서 원하는 결정립경이 얻어지지 않게 된다.

그 때문에, 이 슬래브 냉각 공정은, 본 발명에 있어서 중요한 제조 공정이며, 연속 주조 후의 강슬래브의 냉각은 650 ℃ 까지 6 h 이내로 한다. 바람직하게는 650 ℃ 까지 5 h 이내에서 냉각하고, 더욱 바람직하게는 650 ℃ 까지 4 h 이내에서 냉각한다. 또, 650 ℃ 까지 냉각했다면, 그 후, 계속해서 실온까지 냉각한 후에, 재가열하여 열간 압연을 실시해도 되고, 그대로 온편 (溫片) 인 채 재가열하여 열간 압연에 제공해도 된다.

〔가열 공정〕

소재인 강슬래브는, 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 강슬래브를 열간 압연한다.

〔열간 압연 공정〕

·마무리 압연의 최종 패스의 압하율 : 12 ％ 이상

마무리 압연의 최종 패스의 압하율을 12 ％ 이상으로 하는 것은, 오스테나이트립 내에 전단대를 다수 도입하여, 열간 압연 후의 페라이트 변태 시의 핵 생성 사이트를 증대시켜 열연판의 마이크로 조직 결정립의 미세화를 도모하고, 또한 Mn 밴드를 해소한다는 관점에서 필요하다. 또, 표층의 마이크로 조직 결정립의 미세화에도 유효하다. 마무리 압연의 최종 패스의 적합 압하율은 13 ％ 이상이다. 또, 이 압하율의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 열연 부하 하중이 증대하면, 강판의 폭 방향에서의 판두께 변동이 커지고, 내지연 파괴 특성이 열화할 우려가 있으므로, 30 ％ 이하가 바람직하다.

·마무리 압연의 최종 패스 직전의 패스의 압하율 : 15 ％ 이상

최종 패스 직전의 패스의 압하율을 15 ％ 이상으로 하는 것은, 변형 축적 효과가 보다 높아져 오스테나이트립 내에 전단대가 다수 도입되어, 페라이트 변태의 핵 생성 사이트가 더욱 증대하여 열연판의 마이크로 조직 결정립이 보다 미세화하고, 또한 Mn 밴드를 해소한다는 관점에서 필요하다. 마무리 압연의 최종 패스의 직전 패스의 적합 압하율은 18 ％ 이상이다. 또, 이 압하율의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 열연 부하 하중이 증대하면, 강판의 폭 방향에서의 판두께 변동이 커지고, 내지연 파괴 특성성의 열화가 염려되므로, 30 ％ 이하가 바람직하다.

·마무리 압연 종료 온도 : 860 ∼ 950 ℃

열간 압연은, 강판의 마이크로 조직의 균일화, 재질의 이방성 저감에 의해, 어닐링 후의 내저항 용접 균열 특성을 향상시키기 위해, 오스테나이트 단상역에서 종료할 필요가 있으므로, 마무리 압연 종료 온도는 860 ℃ 이상으로 한다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 950 ℃ 초과에서는, 열연 조직이 조대해지고, 어닐링 후의 결정립도 조대화하기 때문에, 마무리 압연 종료 온도의 상한은 950 ℃ 로 한다.

〔열간 압연 후의 냉각 공정〕

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

열간 압연 종료 후의 냉각 과정에서 오스테나이트가 페라이트 변태하지만, 고온에서는 페라이트가 조대화하기 때문에, 열간 압연 종료 후에는 급랭함으로써, 조직을 가능한 한 균질화함과 동시에, Ti 계 석출물의 생성을 억제한다. 그 때문에, 먼저, 1 차 냉각으로서, 70 ℃/s 이상의 제 1 평균 냉각 속도로 700 ℃ 이하까지 냉각한다. 이 제 1 평균 냉각 속도가 70 ℃/s 미만에서는 페라이트가 조대화되기 때문에, 열연강판의 마이크로 조직이 불균질해지고, 내지연 파괴 특성 및 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도의 저하를 초래한다. 한편, 1 차 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도가 700 ℃ 초과에서는, 열연강판의 마이크로 조직에 펄라이트가 과잉으로 생성되어, 최종적인 강판 조직이 불균질해지고, 결국 내지연 파괴 특성 및 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도가 저하한다.

또, 1 차 냉각의 냉각 정지 온도는, 700 ℃ 이하이고 500 ℃ 이상의 범위로 한다.

·2 차 냉각 공정 : 5 ∼ 50 ℃/s 의 제 2 평균 냉각 속도로 450 ℃ 이하까지 냉각

이 2 차 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도가 5 ℃/s 미만에서는, 열연강판의 마이크로 조직에 페라이트 혹은 펄라이트가 과잉으로 생성되어, 최종적인 강판의 마이크로 조직이 불균질해지고, 또 Ti 계 석출물도 조대화하기 때문에, 내지연 파괴 특성 및 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도가 저하한다. 한편, 2 차 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도가 50 ℃/s 를 초과하면, 열연강판의 마이크로 조직에 펄라이트를 과잉으로 생성하기 때문에, C 의 원소 분포가 불균일해지고, 열간 프레스 후의 내지연 파괴 특성 및 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도가 저하한다. 또한, 450 ℃ 초과의 온도까지의 냉각에서는, 열연강판의 마이크로 조직에 페라이트 혹은 펄라이트가 과잉으로 생성되고, Ti 계 석출물도 조대화하기 때문에, 결국 내지연 파괴 특성 및 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도가 저하한다.

·귄취 온도 : 450 ℃ 이하

권취 온도가 450 ℃ 초과에서는, 열연강판의 마이크로 조직에 페라이트 및 펄라이트가 과잉으로 생성되어, 최종적인 강판의 마이크로 조직이 불균질해지고, 내지연 파괴 특성 및 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도가 저하한다. 이것을 회피하려면, 베이나이트 단상으로 권취하는 것이 중요하다. 또, 고온에서 권취하면 Ti 계 석출물이 조대화하고, 내지연 파괴 특성이 저하한다. 그 때문에, 본 발명에서는, 권취 온도의 상한은 450 ℃ 로 하였다. 바람직하게는 420 ℃ 이하이다. 또한, 권취 온도의 하한에 대해서는, 특별히 규정은 하지 않지만, 권취 온도가 지나치게 저온이 되면, 경질인 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 판두께의 냉연판으로 압연하는 냉간 압연 공정을 실시한다. 이 냉간 압연 공정은 특별히 한정되지 않고 통상적인 방법에 따라 실시하면 된다.

〔어닐링 공정〕

냉간 압연 후, 5 ∼ 20 ℃/s 의 평균 승온 속도로 700 ∼ 830 ℃ 의 온도역까지 가열하고, 그 온도역에서 15 초 이상 600 초간 균열한다.

이 어닐링은, 냉간 압연 후의 재결정을 진행시킴과 함께, 열간 프레스 후의 부재의 마이크로 조직이나 Ti 계 석출물의 분포 상태를 제어하기 위해서 실시한다.

이 어닐링 공정에 있어서, 너무 급속하게 가열하면 재결정이 진행되기 어려워지기 때문에, 평균 승온 속도의 상한은 20 ℃/s 로 한다. 한편, 승온 속도가 지나치게 작으면 페라이트나 마텐자이트립이 조대화하여, 열간 프레스 후에 원하는 마이크로 조직이 얻어지지 않으므로, 5 ℃/s 이상의 평균 승온 속도가 필요하다. 바람직하게는 8 ℃/s 이상이다. 이 평균 승온 속도를 제어함으로써, 결정립의 미세화가 가능해진다.

그리고, 후술하는 700 ∼ 830 ℃ 의 균열 온도역까지 가열한다.

·균열 온도 : 700 ∼ 830 ℃

균열 온도는, 페라이트와 오스테나이트의 2 상역의 온도역으로 한다. 700 ℃ 미만에서는 마텐자이트 분율이 적어지고, 오스테나이트 중에 고농도의 C 및 Mn 이 농화하기 때문에, 열간 프레스 후에 원하는 시멘타이트의 석출 상태가 얻어지지 않는다. 따라서, 균열 온도의 하한은 700 ℃ 로 한다. 한편, 균열 온도가 지나치게 높으면, 오스테나이트의 결정립 성장이 현저해지고, 결정립 및 Ti 계 석출물이 조대화하고, 내지연 파괴 특성이 저하하기 때문에, 균열 온도는 830 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는 810 ℃ 이하이다.

·균열 유지 시간 : 15 ∼ 600 초

상기의 균열 온도에 있어서, 재결정의 진행 및 일부 혹은 모든 조직의 오스테나이트 변태를 위해서는, 적어도 15 s 유지할 필요가 있다. 한편, 유지 시간이 과잉으로 길면, Mn 의 마이크로 편석이 조장되고, 굽힘 가공성이 열화하므로, 유지 시간은 600 초 이내가 바람직하다.

〔냉각 공정〕

·균열 후의 냉각 조건 : 5 ℃/s 이상의 제 3 평균 냉각 속도로 600 ℃ 이하의 온도역까지 냉각

상기 균열 처리 (어닐링 처리) 후에는, 균열 온도로부터 600 ℃ 이하의 온도역 (냉각 정지 온도) 까지, 5 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각할 필요가 있다. 평균 냉각 속도가 5 ℃/s 미만에서는, 냉각 중에 페라이트 변태가 진행되어, 냉연강판의 마텐자이트의 체적률이 감소하고, Ti 계 석출물이 조대화하기 때문에, 내지연 파괴 특성의 확보가 곤란해진다. 이 평균 냉각 속도의 상한에 대해서는 특별히 규정되지 않지만, 설비상의 관점 및 비용의 면에서, 30 ℃/s 이하가 바람직하다. 또, 냉각 정지 온도가 600 ℃ 를 초과하는 경우에는, 펄라이트가 과잉으로 생성되고, 강판의 마이크로 조직에 있어서의 소정의 체적률을 얻을 수 없기 때문에, 내지연 파괴 특성이 저하한다.

상기 서술한 일련의 제조 공정에 있어서, 본 발명에서 특히 중요한 것은, 연속 주조 공정과, 열간 압연 공정 (그 후의 1 차, 2 차 냉각 공정을 포함한다) 및 냉간 압연 후의 어닐링 공정 (그 후의 3 차 냉각 공정을 포함한다) 이다.

즉, 상기한 연속 주조 공정, 열간 압연 공정 및 어닐링 공정을 적정하게 제어함으로써, 결정립이 미세화되고, Mn 편석이 해소됨과 함께, Ti 계 석출물의 분포 상태가 개선되는 결과, 평균 결정립경이 4 ㎛ 이하인 마텐자이트를 체적률로 5 ∼ 45 ％ 의 범위에서 함유하고, 또한 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 100 ㎛ 까지의 범위에서 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Ti 계 석출물이 강판의 판두께 방향에 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 15 개 이상 존재한다는, 마이크로 조직을 얻을 수 있다.

그 후, 용융 아연 도금 등의 도금 처리를 실시해도 되고, 이러한 도금 처리를 실시하지 않고 냉연강판인 채로 사용하여도 된다.

〔도금 공정〕

본 발명의 열간 프레스용 냉연강판은, 상기 서술한 제조 공정에 의해 제조된 냉연강판 그대로 사용하여도 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 한정되지 않고, 공지된 용융 도금법, 전기 도금법, 증착 도금법 등이 모두 적용 가능하다. 또, 도금 처리 후에 합금화 처리를 실시해도 된다. 대표적인 도금 처리로는, Al 계 도금 처리로는, 용융 알루미늄 (Al) 도금, 용융 Al-Si 도금을 실시하는 처리를, 또 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, 냉연강판에 대해 조질 압연을 실시해도 된다. 이때의 바람직한 신장률은 0.05 ∼ 2.0 ％ 이다.

상기와 같이 하여 얻어진 냉연강판에 대해 열간 프레스를 실시하여 열간 프레스 부재로 하지만, 이때의 열간 프레스법에 대해서는 특별히 제한은 없고 통상적인 방법에 따라 실시하면 되다. 이하에 일례를 나타내지만, 이것으로 한정되는 것은 아니다.

예를 들어, 소재인 열간 프레스용 냉연강판을, 전기로, 가스로, 통전 가열로, 원적외선 가열로 등을 사용하여, Ac₃변태점 ∼ 1000 ℃ 의 온도 범위로 가열하고, 이 온도 범위에서 0 ∼ 600 초간 유지한 후, 강판을 프레스기로 반송하고, 550 ∼ 800 ℃ 의 범위에서 열간 프레스를 실시하면 된다. 열간 프레스용 냉연강판을 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

단, 식 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 나타낸다. 함유하지 않는 원소에 대해서는, 0 으로서 계산한다.

실시예

이하, 본 발명의 실시예에 대해 설명한다.

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

표 1 에 나타내는 성분 조성의 강을 용제하고, 표 2 에 나타내는 조건으로 연속 주조에 의해 슬래브로 한 후, 1250 ℃ 로 가열 후, 마무리 압연 종료 온도 (FDT) 를 표 2 에 나타내는 조건으로 열간 압연을 실시하였다. 이어서, 열연강판을, 표 2 에 나타내는 제 1 평균 냉각 속도 (냉속 1) 로 냉각 정지 온도 (제 1 냉각 온도) 까지 냉각한 후, 제 2 평균 냉각 온도 (냉속 2) 로 권취 온도 (CT) 까지 냉각하고, 코일에 권취하였다. 또한, 일부의 시료에 대해서는, 열간 압연 후, 2 단계의 냉각 처리를 실시하지 않고, 일정 속도로 냉각하고, 코일에 권취하였다.

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

이어서, 이렇게 하여 얻어진 냉연강판을, 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 냉연강판 (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. 또, 용융 알루미늄 도금 처리를 실시하여, 용융 알루미늄 도금 강판 (AS) 을 얻었다. 또한, 일부는 CAL 에서 어닐링한 후에 전기 아연 도금 라인 (EGL) 에 있어서, 전기 아연니켈 도금 강판 (EZN) 을 얻었다.

이어서, 얻어진 냉연강판 (도금 강판을 포함한다) 에 대해, 표 3 에 나타내는 조건으로 열간 프레스를 실시하였다.

열간 프레스에서 사용한 금형은, 펀치폭 70 mm, 펀치 숄더 R 4 mm, 다이 숄더 R 4 mm 이고, 성형 깊이는 30 mm 이다. 냉연강판에 대한 가열은, 가열 속도에 따라 적외선 가열로 또는 분위기 가열로 중 어느 것을 이용하여, 대기중에서 실시하였다. 또, 프레스 후의 냉각은, 강판의 펀치·다이 간에서의 끼워넣음과 끼워넣음으로부터 개방한 다이 상에서의 공랭을 조합하여 실시하고, 프레스 (개시) 온도로부터 150 ℃ 까지 냉각하였다. 이때, 펀치를 하사점에서 유지하는 시간을 1 ∼ 60 초의 범위에서 변경함으로써 냉각 속도를 조정하였다.

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

또, 내지연 파괴 특성의 시험에 관해서는, 열간 프레스 부재의 해트 저부의 위치로부터 JIS 5 호 인장 시험편을 채취하고, 정하중 시험을 실시하였다. 실온에서 염산 (pH = 3.0) 의 용액에 침지하면서 하중을 가하여, 파단 유무를 평가하였다. 부하 응력은 900 MPa 및 1200 MPa 로 하고, 양방의 부하 응력으로 100 시간 이상 파단하지 않는 경우에는 내지연 파괴 특성을 양호 (○), 부하 응력 900 MPa 에서는 100 시간 이상 파단하지 않지만, 부하 응력 1200 MPa 에서는 100 시간 미만에 파단한 경우를 적합 (△), 양방의 부하 응력으로 100 시간 미만에 파단한 경우에는 내지연 파괴 특성을 열등 (×) 으로 하였다.

저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도는, 십자 인장 시험 방법 (JIS Z 3137) 에 근거하여, 50 × 150 mm 의 십자 인장 시험편을 잘라내고, 저항 용접을 실시한 시험편을 사용하였다. 저항 용접의 조건은, 용접건에 장착된 서보 모터 가압식으로 단상 직류 (50 Hz) 의 저항 용접기를 사용하여 저항 스폿 용접을 실시하여, 저항 용접부를 보유한 인장 시험편을 제작하였다. 또한, 사용한 1 쌍의 전극 칩은, 선단의 곡률 반경 R 40 mm, 선단 직경 6 mm 를 갖는 알루미나 분산 구리의 DR 형 전극으로 하였다. 용접 조건은, 가압력을 4500 N, 통전 시간은 19 사이클 (50 Hz), 홀드 시간은 1 사이클 (50 Hz) 로 하고, 너깃 직경이 6.1 mm 가 되도록 용접 전류는 조절하였다. 십자 인장 강도가 6.5 kN 이상인 경우에는 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도가 양호 (○), 5 kN 이상인 경우에는 적합 (△), 5 kN 미만인 경우에는 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도가 열등 (×) 으로 하였다.

어닐링 후의 냉연강판 및 열간 프레스 후의 부재의 마텐자이트의 체적률은, 강판의 압연 방향에 평행 또한 두께 방향에 평행한 단면을 연마 후, 3 vol％ 나이탈로 부식시키고, SEM (주사형 전자현미경) 을 사용하여 5000 배의 배율로 관찰하고, 포인트 카운트법 (ASTM E562-83 (1988) 에 준거) 에 의해, 면적률을 측정하고, 그 면적률을 체적률로 하였다. 마텐자이트, 구오스테나이트 및 페라이트의 평균 결정립경은, Media Cybernetics 사의 Image-Pro 를 사용하여, 강판 마이크로 조직 사진 (5000 배의 배율로 20 ㎛ × 20 ㎛ 의 시야 범위를 10 지점 촬영한 것) 으로부터 미리 각각의 구오스테나이트, 페라이트 및 마텐자이트 각각의 결정립을 식별해 둔 사진을 취득함으로써 각 결정립의 면적이 산출 가능하고, 그 원 상당 직경을 산출하고, 그들 값을 평균하여 구하였다.

또, Ti 계 석출물 및 시멘타이트의 입경은, 냉연강판 및 프레스 부재 모두, 두께 방향에 평행한 단면에 대해, TEM (투과형 전자현미경) 을 사용하여 10000 배의 배율로 0.5 ㎛ × 0.5 ㎛ 의 시야 범위를 10 지점 관찰하고, Media Cybernetics 사의 Image-Pro 를 사용하여, 하한을 0.005 ㎛ 로 하고, 그 원 상당 직경을 산출함으로써 입경을 구하였다. 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Ti 계 석출물 및 입경이 0.05 ㎛ 이상인 시멘타이트의 개수는 TEM (투과형 전자현미경) 을 사용하여 10000 배의 배율로 0.5 ㎛ × 0.5 ㎛ 의 시야 범위를 10 지점 관찰하고, 10 지점의 평균 개수 밀도를 구하였다. 이 방법에서는 입경이 0.005 ㎛ 이상인 Ti 계 석출물이면 셀 수 있었다.

이렇게 하여 얻어진 냉연강판 및 열간 프레스 부재의 마이크로 조직을 표 4 에 나타낸다. 또, 열간 프레스 부재의 인장 특성, 내지연 파괴 특성 및 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도의 측정 결과를 표 5 에 나타낸다.

[표 1]

[표 2-1]

[표 2-2]

[표 2-3]

[표 3-1]

[표 3-2]

[표 3-3]

[표 4-1]

[표 4-2]

[표 4-3]

[표 5-1]

[표 5-2]

[표 5-3]

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 내지연 파괴 특성과, 높은 저항 스폿 용접 후의 십자 인장 강도를 아울러 얻을 수 있었다.

Claims

부재의 강 화학 성분이, 질량％ 로, C : 0.28 ％ 이상 0.42 ％ 미만, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 1.1 ％ 이상 2.4 ％ 이하, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하, N : 0.010 ％ 이하 및 Ti : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하를 함유하고, 또한 Mo : 0.50 ％ 이하 및 Cr : 0.50 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
부재의 마이크로 조직이, 구오스테나이트 평균 결정립경이 8 ㎛ 이하, 마텐자이트의 체적률이 90 ％ 이상이고, 입경이 0.05 ㎛ 이상인 시멘타이트가 부재의 두께 방향에 평행한 단면 200 ㎛² 당 평균으로 10 개 이상 존재하고,
또한 부재 표면으로부터 판두께 방향으로 100 ㎛ 까지의 범위에서 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Ti 계 석출물이 부재의 두께 방향에 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 10 개 이상 존재하고, 인장 강도가 1780 MPa 이상인 열간 프레스 부재.
제 1 항에 있어서,
상기 부재가, 질량％ 로, 추가로 Nb : 0.15 ％ 이하, B : 0.0050 ％ 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,
부재의 강 화학 성분 중, 특히 C, P, Mn, Cr, Mo 및 Ti 가 하기 식 (1) 을 만족하는 열간 프레스 부재.
(6[C] ＋ 2[Mn] ＋ 49[P])/([Cr]/2 ＋ [Mo]/3 ＋ 7[Ti]) ≤ 30.5 ···(1)
여기서,〔M〕은 M 원소의 함유량 (질량％) 이며, 원소［M］을 함유하지 않는 경우에는 0 으로서 계산한다.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 부재의 표층에, Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층을 갖는 열간 프레스 부재.
제 3 항에 있어서,
상기 부재의 표층에, Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층을 갖는 열간 프레스 부재.
강판의 화학 성분이, 질량％ 로, C : 0.28 ％ 이상 0.42 ％ 미만, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 1.1 ％ 이상 2.4 ％ 이하, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하, N : 0.010 ％ 이하 및 Ti : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하를 함유하고, 또한 Mo : 0.50 ％ 이하 및 Cr : 0.50 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
강판의 마이크로 조직이, 평균 결정립경이 4 ㎛ 이하인 마텐자이트를 체적률로 5 ∼ 45 ％ 의 범위에서 함유하고, 또한 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 100 ㎛ 까지의 범위에서 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Ti 계 석출물이 강판의 판두께 방향에 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 15 개 이상 존재하는, 열간 프레스용 냉연강판.
제 6 항에 있어서,
상기 강판이, 질량％ 로, 추가로 Nb : 0.15 ％ 이하, B : 0.0050 ％ 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 냉연강판.
제 6 항에 있어서,
강판의 화학 성분 중, 특히 C, P, Mn, Cr, Mo 및 Ti 가 하기 식 (1) 을 만족하는 열간 프레스용 냉연강판.
(6[C] ＋ 2[Mn] ＋ 49[P])/([Cr]/2 ＋ [Mo]/3 ＋ 7[Ti]) ≤ 30.5 ···(1)
여기서,〔M〕은 M 원소의 함유량 (질량％) 이며, 원소［M］을 함유하지 않는 경우에는 0 으로서 계산한다.
제 7 항에 있어서,
강판의 화학 성분 중, 특히 C, P, Mn, Cr, Mo 및 Ti 가 하기 식 (1) 을 만족하는 열간 프레스용 냉연강판.
(6[C] ＋ 2[Mn] ＋ 49[P])/([Cr]/2 ＋ [Mo]/3 ＋ 7[Ti]) ≤ 30.5 ···(1)
여기서,〔M〕은 M 원소의 함유량 (질량％) 이며, 원소［M］을 함유하지 않는 경우에는 0 으로서 계산한다.
제 6 항에 있어서,
상기 강판이, 표면에 Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층을 갖는 열간 프레스용 냉연강판.
제 7 항에 있어서,
상기 강판이, 표면에 Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층을 갖는 열간 프레스용 냉연강판.
제 8 항에 있어서,
상기 강판이, 표면에 Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층을 갖는 열간 프레스용 냉연강판.
제 9 항에 있어서,
상기 강판이, 표면에 Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층을 갖는 열간 프레스용 냉연강판.
제 6 항에 기재된 열간 프레스용 냉연강판을 제조하는 방법으로서,
질량％ 로, C : 0.28 ％ 이상 0.42 ％ 미만, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 1.1 ％ 이상 2.4 ％ 이하, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하, N : 0.010 ％ 이하 및 Ti : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하를 함유하고, 또한 Mo : 0.50 ％ 이하 및 Cr : 0.50 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 용강을, 연속 주조하여 슬래브로 하고, 이 슬래브를 650 ℃ 까지 6 h 이내에 냉각하고,
그 후, 재가열하고, 마무리 압연의 최종 패스의 압하율을 12 ％ 이상, 그 최종 패스 직전의 패스의 압하율을 15 ％ 이상으로 하고, 마무리 압연 종료 온도가 860 ∼ 950 ℃ 의 조건으로 열간 압연하고,
상기 열간 압연 후, 냉각 정지 온도까지의 제 1 평균 냉각 속도를 70 ℃/s 이상으로 하고, 500 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 1 차 냉각을 실시하고,
상기 1 차 냉각 후, 권취 온도까지의 제 2 평균 냉각 속도를 5 ∼ 50 ℃/s 로 하고, 450 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 2 차 냉각을 실시하고,
이어서, 권취한 열연강판을 산세 후, 냉간 압연을 실시한 후, 5 ∼ 20 ℃/s 의 평균 승온 속도로 700 ∼ 830 ℃ 의 온도역까지 가열하고, 그 온도역에서 15 ∼ 600 초간 균열하는 어닐링을 실시하고,
상기 균열 처리 후, 제 3 평균 냉각 속도를 5 ℃/s 이상으로 하고, 600 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 3 차 냉각을 실시하는, 열간 프레스용 냉연강판의 제조 방법.
제 14 항에 있어서,
상기 용강이, 질량％ 로, 추가로 Nb : 0.15 ％ 이하, B : 0.0050 ％ 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 냉연강판의 제조 방법.
제 14 항에 있어서,
용강의 화학 성분 중, 특히 C, P, Mn, Cr, Mo 및 Ti 가 하기 식 (1) 을 만족하는 열간 프레스용 냉연강판의 제조 방법.
(6[C] ＋ 2[Mn] ＋ 49[P])/([Cr]/2 ＋ [Mo]/3 ＋ 7[Ti]) ≤ 30.5 ···(1)
여기서,〔M〕은 M 원소의 함유량 (질량％) 이며, 원소［M］을 함유하지 않는 경우에는 0 으로서 계산한다.
제 15 항에 있어서,
용강의 화학 성분 중, 특히 C, P, Mn, Cr, Mo 및 Ti 가 하기 식 (1) 을 만족하는 열간 프레스용 냉연강판의 제조 방법.
(6[C] ＋ 2[Mn] ＋ 49[P])/([Cr]/2 ＋ [Mo]/3 ＋ 7[Ti]) ≤ 30.5 ···(1)
여기서,〔M〕은 M 원소의 함유량 (질량％) 이며, 원소［M］을 함유하지 않는 경우에는 0 으로서 계산한다.
제 14 항 내지 제 17 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 3 차 냉각 후, 추가로 강판 표면에 Al 계 도금 처리 또는 Zn 계 도금 처리를 실시하는 열간 프레스용 냉연강판의 제조 방법.
제 6 항 내지 제 13 항 중 어느 한 항에 기재된 열간 프레스용 냉연강판을, Ac₃ 변태점 ∼ 1000 ℃ 의 온도역에서 가열 후, 열간 프레스를 실시하는 열간 프레스 부재의 제조 방법.