KR20130063541A

KR20130063541A - 강판 및 강판 제조 방법

Info

Publication number: KR20130063541A
Application number: KR1020137009880A
Authority: KR
Inventors: 구니오 하야시; 도시미츠 아소; 도시마사 도모키요
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2010-10-22
Filing date: 2011-10-21
Publication date: 2013-06-14
Also published as: ES2729056T3; MX2013004356A; US20130220490A1; BR112013009515A2; CA2814646A1; JPWO2012053642A1; EP2631307A1; CN103261452A; US9512499B2; EP2631307B1; JPWO2012053637A1; EP2631308A4; KR101513378B1; EP2631308A1; CN103261452B; CA2814646C; JP5224010B2; WO2012053637A1; JP5293902B2; PL2631307T3

Abstract

본 발명은, 질량％로, C:0.18％∼0.35％, Mn:1.0％∼3.0％, Si:0.01％∼1.0％, P:0.001％∼0.02％, S:0.0005％∼0.01％, N:0.001％∼0.01％, Al:0.01％∼1.0％, Ti:0.005％∼0.2％, B:0.0002％∼0.005％ 및 Cr:0.002％∼2.0％를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 성분을 갖고, 체적 분율로 페라이트 분율이 50％ 이상이고, 또한 미재결정 페라이트 분율이 30％ 이하이고, 철계 탄화물 중에 고용되어 있는 Cr의 농도(Cr_θ)와, 모재 중에 고용되어 있는 Cr의 농도(Cr_M)의 비(Cr_θ/Cr_M)의 값이 2 이하, 또는 철계 탄화물 중에 고용되어 있는 Mn의 농도(Mn_θ)와, 모재 중에 고용되어 있는 Mn의 농도(Mn_M)의 비(Mn_θ/Mn_M)의 값이 10 이하인 강판을 제공한다.

Description

강판 및 강판 제조 방법 {STEEL SHEET AND STEEL SHEET PRODUCTION PROCESS}

본 발명은 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 이 강판은, 특히 핫 스탬프에 적합하게 사용된다.

본원은, 2010년 10월 22일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2010-237249호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

최근, 자동차 부품 등에 사용되는 1180㎫급 이상의 고강도 부품을 치수 정밀도 좋게 제조하는 것을 목적으로, 강판을 오스테나이트 영역까지 가열하여, 연질이며 또한 고연성(高延性)으로 한 상태에서 프레스 성형을 행하고, 그 후, 프레스 금형 내에서 급속 냉각(켄칭)하여, 마르텐사이트 변태에 의해 성형품의 고강도화를 도모하는 기술(이하, 「핫 스탬프」라 함)이 개발되고 있다.

일반적으로, 핫 스탬프에 사용되는 강판은, 핫 스탬프 후의 성형품 강도를 확보하기 위해 C 성분을 많이 함유하고, 또한 금형 냉각시의 켄칭성을 확보하기 위해 Mn 및 B를 함유한다. 이와 같이 켄칭성이 높은 것은 핫 스탬프 제품에 필요로 하는 특성이지만, 그 소재로 되는 강판을 제조하는 데 있어서는, 이들의 특성은 불이익을 발생하는 경우가 많다. 예를 들어, 켄칭성이 높은 강판에서는, 열간 압연된 강판을 Run Out Table(이하, 「ROT」라 함) 상에서 냉각하였을 때, 오스테나이트로부터 페라이트나 베이나이트 등의 저온 변태 상(相)으로의 변태가 완료되지 않고, 권취 공정에 의해 코일로 된 후에 변태된다. 그때, 코일의 최내외주나 에지부는 외기에 노출되므로, 중심부에 비해 냉각이 빠르고, 그 결과, 마이크로 조직이 불균일해져, 열연판 강도의 편차를 발생한다. 또한, 이 열연판의 마이크로 조직의 불균일은, 냉간 압연 및 연속 어닐링 처리 후의 마이크로 조직도 불균일하게 하여, 핫 스탬프 전의 소재 강도에 편차가 발생한다. 열연 공정 중에 발생한 마이크로 조직의 불균일성을 해소하는 수단으로서, 열연 공정이나 냉연 공정 후에 뱃치 어닐링 공정에 의한 템퍼링을 행하는 것이 생각되지만, 뱃치 어닐링에는 통상 3∼4일이 소요되어 생산성의 관점에서 바람직하지 않다. 특수 용도로 사용되는 켄칭용 소재 등을 제외한 보통강에 있어서는, 최근, 생산성의 관점에서 뱃치 어닐링 공정이 아닌, 연속 어닐링 공정에 의한 열처리를 행하는 것이 통상이다. 그러나 연속 어닐링 공정의 경우, 어닐링 시간이 짧기 때문에, 뱃치 처리와 같은 장시간 열처리에 의한 탄화물의 구상화는 곤란하다. 이 탄화물의 구상화는, 수십 시간 정도 Ac₁ 변태점 부근에서 유지함으로써, 강판의 연질화와 균일화를 행하는 처리이다. 한편, 연속 어닐링 공정과 같은 단시간 열처리의 경우, 구상화에 필요해지는 어닐링 시간을 확보할 수 없다. 즉, 연속 어닐링 설비에 있어서는, 설비 길이의 제약으로부터 상기 Ac₁ 부근의 온도로 유지할 수 있는 시간은, 고작 10분 정도가 상한으로 된다. 이러한 짧은 시간으로는, 탄화물이 구상화되기 전에 냉각되어 버릴 뿐만 아니라, 부분적으로 페라이트의 재결정이 지체되므로, 어닐링 후의 강판은 경질 상태 그대로, 또한 불균일한 마이크로 조직으로 되어 버린다. 그 결과, 도 1에 나타내는 바와 같이, 핫 스탬프 공정에서 가열되기 전의 소재 강도에 편차가 발생해 버리는 경우가 많다.

현재, 널리 이용되고 있는 핫 스탬프 성형에서는, 소재인 강판을 노(爐) 가열에 의해 승온 후, 프레스 가공과 동시에 켄칭을 행하는 것이 일반적이고, 가열로 내에서 오스테나이트 단상(單相)까지 균일하게 가열됨으로써, 상기한 소재 강도의 편차를 해소할 수 있다. 그러나, 예를 들어 특허문헌 1과 같이, 부분적으로 가열을 행하여, 하나의 부품 중에서 다른 강도를 갖는 부품을 제조하는 방법이 공개되어 있다. 이것은, 부품 중의 특정 부분을 가열 후, 핫 스탬프를 행하는 기술이다. 예를 들어, 이러한 공법을 사용한 경우, 강판 중에 오스테나이트 영역까지 가열되지 않아, 소재 그대로의 마이크로 조직을 잔존시키는 것도 가능하다. 이러한 방법에 있어서는, 국부적으로 급속 가열을 행하기 때문에, 오스테나이트 영역까지 가열되었을 때의 탄화물의 용해 속도가, 그 후의 핫 스탬프시의 켄칭성이나 켄칭 후의 강도를 크게 좌우시킨다.

핫 스탬프에 사용하는 판재에 온도 분포를 부여하는 경우, Ac₁ 이하까지밖에 가열되지 않는 저온 가열부나 의도적으로 가열을 행하지 않는 비가열부(이하, 모두 「비가열부」라 함)에서는, 강판의 마이크로 조직은 소재 그대로의 상태와 크게 바뀌지 않는다. 따라서, 가열 전의 소재 강도가, 그대로 성형품의 강도로 된다. 그러나, 전술한 바와 같이, 열연 후에 냉연을 행하여, 연속 어닐링 공정을 거친 소재 강도에는 도 1에 나타내는 바와 같은 편차가 있어, 비가열부가 경질이고 또한 강도 편차가 크기 때문에, 성형품의 품질 정밀도의 관리나 이들 비가열부의 프레스 성형이 곤란하다고 하는 문제가 있었다.

또한, 이들 소재 강도의 편차를 해소할 목적으로, 어닐링 공정에 있어서 오스테나이트 단상으로 되도록 Ac₃ 이상으로 가열한 경우, 상기 Mn이나 B의 효과에 의한 높은 켄칭성으로 인해, 어닐링 공정 종료 단계에서 마르텐사이트나 베이나이트 등의 경질 상이 발생해 버려, 소재 강도가 현저하게 상승한다. 이것은, 핫 스탬프 소재로서는, 스탬프 전의 블랭크시에 금형 마모의 원인으로 될 뿐만 아니라, 비가열부의 성형성이나 형상 동결성을 현저하게 저하시키는 것이다. 따라서, 핫 스탬프 켄칭 후에 원하는 강도로 될 뿐만 아니라, 비가열부의 성형성이나 형상 동결성을 얻는 것을 감안하면, 핫 스탬프 전의 소재로서 바람직한 것은, 연질이고 또한 편차가 작은 소재이며, 또한 핫 스탬프 켄칭 후에 원하는 강도가 얻어지는 C량과 켄칭성을 갖고 있는 것이다. 그러나, 제조 비용을 우선하여, 연속 어닐링 설비에서의 강판의 제조를 전제로 하면, 종래의 어닐링 기술에서는 당해 제어는 곤란하다고 하는 문제가 있었다.

또한, 핫 스탬프시의 가열이 저온이고 또한 단시간이면, 탄화물이 오스테나이트 중에 용해되기 어려워, 핫 스탬프된 성형체에서 켄칭 후에 소정의 강도가 얻어지지 않게 된다고 하는 문제도 있었다.

일본 특허 출원 공개 제2011-152589호 공보

마루젠(丸善) 가부시끼가이샤 사단법인 일본 금속학회 철강 재료 p-21 Steel Standardization Group, "A Review of the Steel Standardization Group's Method for the Determination of Critical Points of Steel," Metal Progress, Vol.49, 1946, p.1169 「켄칭성-구하는 방법과 활용-」오오와꾸 시게오(大和久重雄) 저 일간 공업 신문사

본 발명의 목적은 상기 문제를 해결하여, 핫 스탬프 공정에 있어서의 가열 전의 강도 특성이 연질이며 또한 균일하고, 또한 저온 단시간의 가열에서도 켄칭성이 높은 것을 특징으로 하는 핫 스탬프용 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.

본 발명은, 상술한 과제를 해결하기 위해 이하의 구성 및 방법을 채용한다.

(1) 본 발명의 제1 형태는, 화학 성분이, 질량％로, C:0.18％∼0.35％, Mn:1.0％∼3.0％, Si:0.01％∼1.0％, P:0.001％∼0.02％, S:0.0005％∼0.01％, N:0.001％∼0.01％, Al:0.01％∼1.0％, Ti:0.005％∼0.2％, B:0.0002％∼0.005％ 및 Cr:0.002％∼2.0％를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 성분을 갖고, 체적 분율로 페라이트 분율이 50％ 이상이고, 또한 미재결정 페라이트 분율이 30％ 이하이고, 철계 탄화물 중에 고용되어 있는 Cr의 농도(Cr_θ)와, 모재 중에 고용되어 있는 Cr의 농도(Cr_M)의 비(Cr_θ/Cr_M)의 값이 2 이하, 또는 철계 탄화물 중에 고용되어 있는 Mn의 농도(Mn_θ)와, 모재 중에 고용되어 있는 Mn의 농도(Mn_M)의 비(Mn_θ/Mn_M)의 값이 10 이하인 강판이다.

(2) 상기 (1)에 기재된 강판에서는, 상기 화학 성분이 또한, Mo:0.002％∼2.0％, Nb:0.002％∼2.0％, V:0.002％∼2.0％, Ni:0.002％∼2.0％, Cu:0.002％∼2.0％, Sn:0.002％∼2.0％, Ca:0.0005％∼0.0050％, Mg:0.0005％∼0.0050％, REM:0.0005％∼0.0050％ 중 1종 이상을 더 함유해도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강판은, 켄칭 지수인 DI_inch값이 3 이상이어도 된다.

(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 강판에서는, 분단되어 있지 않은 펄라이트 분율이 10％ 이상이어도 된다.

(5) 본 발명의 제2 형태는, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 화학 성분을 함유하는 슬래브를 열연하여, 열연 강판을 얻는 열연 공정과, 열연된 상기 열연 강판을 권취하는 권취 공정과, 권취된 상기 열연 강판을 냉연하여, 냉연 강판을 얻는 냉연 공정과, 냉연된 상기 냉연 강판을 연속 어닐링하는 연속 어닐링 공정을 구비하고, 상기 연속 어닐링 공정이, 상기 냉연 강판을 Ac₁℃∼Ac₃℃ 미만의 온도 영역까지 가열하는 가열 공정과, 가열된 상기 냉연 강판을 최고 가열 온도로부터 660℃까지 10℃/s 이하의 냉각 속도로 냉각하는 냉각 공정과, 냉각된 상기 냉연 강판을 550℃∼660℃의 온도 영역에서 1분∼10분 유지하는 유지 공정을 구비하는 강판의 제조 방법이다.

(6) 상기 (5)에 기재된 강판의 제조 방법에서는, 상기 연속 어닐링 공정 후에, 용융 아연 도금 처리, 합금화 용융 아연 도금 처리, 용융 알루미늄 도금 처리, 합금화 용융 알루미늄 도금 처리 및 전기 도금 처리 중 어느 1종을 행해도 된다.

(7) 본 발명의 제3 형태는, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 화학 성분을 함유하는 슬래브를 열연하여, 열연 강판을 얻는 열연 공정과, 열연된 상기 열연 강판을 권취하는 권취 공정과, 권취된 상기 열연 강판을 냉연하여, 냉연 강판을 얻는 냉연 공정과, 냉연된 상기 냉연 강판을 연속 어닐링하는 연속 어닐링 공정을 구비하고, 상기 열연 공정에서는, 연속하는 5기 이상의 압연 스탠드로 구성되는 마무리 열연에 있어서, 최종 압연기 F_i에서의 마무리 열연 온도 F_iT를 (Ac₃-80)℃∼(Ac₃＋40)℃의 온도 범위 내로 설정하고, 상기 최종 압연기 F_i보다 앞쪽에 있는 압연기 F_i _-3에서 압연이 개시되고 나서 상기 최종 압연기 F_i에서 압연이 종료될 때까지의 시간을 2.5초 이상으로 설정하고, 상기 압연기 F_i _-3에서의 열연 온도 F_i _-3T를 F_iT＋100℃ 이하로 설정하여 압연을 행하고, 600℃∼Ar₃℃의 온도 영역에서 3초∼40초 유지 후, 상기 권취 공정에서 권취하고, 상기 연속 어닐링 공정이, 상기 냉연 강판을 (Ac₁-40)℃∼Ac₃℃ 미만의 온도 영역까지 가열하는 가열 공정과, 가열된 상기 냉연 강판을 최고 가열 온도로부터 660℃까지 10℃/s 이하의 냉각 속도로 냉각하는 냉각 공정과, 냉각된 상기 냉연 강판을 450℃∼660℃의 온도 영역에서 20초∼10분 유지하는 유지 공정을 구비하는 강판의 제조 방법이다.

(8) 상기 (7)에 기재된 강판의 제조 방법에서는, 상기 연속 어닐링 공정 후에, 용융 아연 도금 처리, 합금화 용융 아연 도금 처리, 용융 알루미늄 도금 처리, 합금화 용융 알루미늄 도금 처리 및 전기 도금 처리 중 어느 1종을 행해도 된다.

상기 (1)∼(8)에 기재된 구성 및 방법에 따르면, 연속 어닐링 공정의 가열 조건을 상기 구성으로 함으로써, 연속 어닐링 후의 강판의 물성을 균일하고 또한 연하게 만들 수 있다. 이러한 균일한 물성의 강판을 사용함으로써, 핫 스탬프 공정에 있어서 비가열부가 존재하는 경우라도, 핫 스탬프 성형품의 비가열부에 있어서의 강도를 안정시킬 수 있고, 또한 저온 단시간의 가열에 의해, 성형 후의 냉각 속도가 낮은 경우라도 충분한 켄칭 강도를 얻을 수 있다.

또한, 연속 어닐링 후에 용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금, 용융 알루미늄 도금, 합금화 용융 알루미늄 도금, 또는 전기 도금을 행함으로써, 표면의 스케일 발생을 방지할 수 있거나, 핫 스탬프 승온시에 스케일 발생 회피를 위한 무산화 분위기 승온이 불필요해지거나, 핫 스탬프 후의 탈(脫) 스케일 처리가 불필요해지는 등의 장점이 있는 데 더하여, 핫 스탬프 성형품이 방청성을 발휘한다.

도 1은 종래의 연속 어닐링 후의 핫 스탬프용 강판의 강도 편차를 나타내는 도면이다.
도 2는 본 발명의 연속 어닐링 공정에 있어서의 온도 이력 모델을 나타내는 도면이다.
도 3a는 권취 온도를 680℃로 설정한 연속 어닐링 후의 핫 스탬프용 강판의 강도 편차를 나타내는 도면이다.
도 3b는 권취 온도를 750℃로 설정한 연속 어닐링 후의 핫 스탬프용 강판의 강도 편차를 나타내는 도면이다.
도 3c는 권취 온도를 500℃로 설정한 연속 어닐링 후의 핫 스탬프용 강판의 강도 편차를 나타내는 도면이다.
도 4는 본 발명의 실시예에 있어서의 핫 스탬프 성형품의 형상을 나타내는 도면이다.
도 5는 본 발명의 실시예에 있어서의 핫 스탬프 순서를 나타내는 도면이다.
도 6은 본 발명에 있어서, Cr_θ/Cr_M 및 Mn_θ/Mn_M의 값에 의해, 핫 스탬프시의 켄칭성이 변화되는 것을 나타내는 도면이다.
도 7a는 분단된 펄라이트를 나타내는 2000배 SEM 관찰 결과이다.
도 7b는 분단된 펄라이트를 나타내는 5000배 SEM 관찰 결과이다.
도 8a는 분단되어 있지 않은 펄라이트를 나타내는 2000배 SEM 관찰 결과이다.
도 8b는 분단되어 있지 않은 펄라이트를 나타내는 5000배 SEM 관찰 결과이다.

이하에 본 발명의 바람직한 실시 형태를 나타낸다.

우선, 본 발명에 있어서 중요한 Ac₃의 산출 방법에 대해 설명한다. 본 발명에 있어서는 Ac₃의 값이 정확한 것이 중요하므로, 계산식으로부터 산출하는 것이 아니라, 실험적으로 측정하는 것이 바람직하다. 또한, Ac₁도 동일한 시험으로부터 측정하는 것이 가능하다. 측정 방법의 예로서, 비특허문헌 1, 2에 있는 바와 같이, 가열 및 냉각시의 강재의 길이 변화로부터 구하는 방법이 일반적이다. 가열시에 오스테나이트가 나오기 시작하는 온도가 Ac₁, 오스테나이트 단상으로 되는 온도가 Ac₃으로, 각각 팽창의 변화로부터 파악할 수 있다. 실험적으로 측정하는 경우는, 냉간 압연 후의 강판을, 실제로 연속 어닐링 공정에서 승온할 때의 가열 속도로 승온하여, 팽창 곡선으로부터 Ac₃을 측정하는 방법이 일반적이다. 여기서의 가열 속도라 함은, Ac₁ 이하의 온도인 "500℃∼650℃"의 온도 영역에 있어서의 평균 가열 속도를 말하며, 이 가열 속도를 이용하여 일정 속도로 가열한다. 본 발명에 있어서는, 승온 속도를 5℃/s로 측정한 결과를 사용하고 있다.

한편, 오스테나이트 단상으로부터 페라이트나 베이나이트 등의 저온 변태 상으로 변태를 개시하는 온도를 Ar₃이라 칭하는데, 열연 공정에서의 변태에 관해서는, 열간 압연 조건이나 압연 후의 냉각 속도에 의해 Ar₃이 변화된다. 따라서, Ar₃에 관해서는, ISIJ International, Vol.32(1992), No.3에 개시되어 있는 계산 모델에 의해 산출하여, 실적 온도와의 상관으로부터 Ar₃으로부터 600℃까지의 유지 시간을 결정하였다.

(제1 실시 형태)

이하, 본 발명의 제1 실시 형태에 관한 핫 스탬프용 강판에 대해 설명한다.

(핫 스탬프용 강판의 켄칭 지수)

핫 스탬프 소재는 켄칭 후에 고강도를 얻는 것을 목적으로 하고 있으므로, 일반적으로 고탄소 성분이며 또한 켄칭성이 높은 성분 설계로 되어 있다. 본 발명에 있어서, 「켄칭성이 높다」라 함은, 켄칭 지수인 DI_inch값이 3 이상인 것을 말한다. 이 DI_inch값은, ASTM A255-67을 기초로 계산할 수 있다. 구체적인 계산 방법은 비특허문헌 3에 개시되어 있다. DI_inch값의 계산 방법은 몇 가지 제안되어 있지만, 본 실시 형태에 있어서는 상가법(相加法)을 사용하여 계산하고, B의 효과를 계산하는 fB의 식에 관해서는, 동 문헌에 기재되어 있는 fB＝1＋2.7(0.85-wt％C)의 식을 사용한다. 또한, C 첨가량에 따라서 오스테나이트의 입도 No.를 지정할 필요가 있지만, 실제로는 열연 조건 등에 의해 오스테나이트 입도 No.는 변화되므로, 본 실시 형태에 있어서는 No.6의 입도로 통일하여 계산한다.

DI_inch값은, 켄칭성을 나타내는 지표로, 반드시 강판의 강도와 직결되는 것은 아니다. 즉, 마르텐사이트의 강도는, C 및 그 밖의 고용 원소량에 의해 정해진다. 따라서, C 첨가량이 많은 강재 모두에 있어서, 본건에서의 과제가 존재하는 것은 아니다. 이것은, C 첨가량이 많은 경우라도, DI_inch값이 낮은 값이면, 강판의 상 변태는 비교적 빠르게 진행되므로, ROT 냉각 중인 권취 전까지 상 변태가 거의 완료된다. 또한, 어닐링 공정에 있어서도, 최고 가열 온도로부터의 냉각 중에, 페라이트 변태가 진행되기 쉬우므로, 연질인 핫 스탬프 소재를 제조하기 쉽다. 한편, DI_inch값이 높고 또한 C 첨가량이 많은 강재에 있어서는, 본건의 과제가 선명해진다. 따라서, 0.18％∼0.35％의 C를 포함하는 강재에서, DI_inch값이 3 이상인 경우에, 본 발명의 효과가 크다. 한편, DI_inch값이 극단적으로 높은 경우에는, 본 발명의 범위 밖의 성분으로 되어, 연속 어닐링 중에 페라이트 변태가 진행되지 않아, 본 발명의 적용은 불가능해진다. 이로 인해, DI_inch값의 상한으로서는, 10 정도가 바람직하다.

(핫 스탬프용 강판의 화학 성분)

본 실시 형태에 관한 핫 스탬프용 강판은, C, Mn, Si, P, S, N, Al, Ti, B 및 Cr을 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 또한, 선택 원소로서, Mo, Nb, V, Ni, Cu, Sn, Ca, Mg, REM 중 1종 이상을 함유해도 된다. 이하, 각 원소의 함유량의 바람직한 범위를 설명한다. 함유량을 나타내는 ％는, 질량％를 의미한다. 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프용 강판에는, 본 발명의 효과를 현저하게 저해하지 않을 정도의 함유량이면 상술한 원소 이외의 불가피적 불순물이 함유되어도 되지만, 가능한 한 소량인 것이 바람직하다.

(C:0.18％∼0.35％)

C 함유량이 0.18％ 미만에서는 핫 스탬프 후의 켄칭 강도가 낮아져, 부품 내에서의 강도차가 작아진다. 한편, C 함유량이 0.35％ 초과에서는, Ac₁점 이하의 비가열부의 성형성이 현저하게 저하된다.

이로 인해, C의 하한값은 0.18％, 바람직하게는 0.20％, 보다 바람직하게는 0.22％이다. C의 상한값은 0.35％, 바람직하게는 0.33％, 보다 바람직하게는 0.30％이다.

(Mn:1.0％∼3.0％)

Mn 함유량이 1.0％ 미만인 경우, 핫 스탬프시의 켄칭성의 확보가 어려워진다. 한편, Mn 함유량이 3.0％를 초과하면, Mn 편석이 발생하기 쉬워져 열간 압연시에 균열되기 쉬워진다.

이로 인해, Mn의 하한값은 1.0％, 바람직하게는 1.2％, 보다 바람직하게는 1.5％이다. Mn의 상한값은 3.0％, 바람직하게는 2.8％, 보다 바람직하게는 2.5％이다.

(Si:0.01％∼1.0％)

Si는, 켄칭성을 약간 개선하는 효과가 있지만, 그 효과는 작다. 다른 원소에 비해 고용 강화량이 큰 Si를 함유함으로써, 켄칭 후에 원하는 강도를 얻을 때의 C 첨가량을 줄일 수 있다. 이에 의해, 고C 강에 있어서 불리해지는 용접성의 개선에 기여할 수 있다. 이로 인해, 첨가량이 많을수록 효과가 크지만, 1.0％를 초과하면 강판 표면에 있어서의 산화물의 생성에 의해, 내식성을 부여하기 위한 화성 처리성을 현저하게 떨어뜨리거나, 아연 도금의 습윤성을 저해한다. 또한, 하한은 특별히 설정하지 않지만, 통상 탈산 레벨로 사용하는 Si량인 0.01％ 정도가 실질적인 하한으로 된다.

이로 인해, Si의 하한값은 0.01％이다. Si의 상한값은 1.0％, 바람직하게는 0.8％이다.

(P:0.001％∼0.02％)

P는, 고용 강화능이 높은 원소이기는 하지만, 0.02％ 초과의 함유량에서는 Si와 마찬가지로 화성 처리성을 떨어뜨린다. 또한, 하한은 특별히 설정하지 않지만, 0.001％ 미만으로 하는 것은 비용이 대폭 상승하기 때문에, 실질적으로는 곤란하다.

(S:0.0005％∼0.01％)

S는, 인성이나 가공성을 떨어뜨리는 MnS 등의 개재물을 생성하기 때문에, 첨가량이 적은 것이 바람직하다. 그로 인해, 0.01％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 하한은 특별히 설정하지 않지만, 0.0005％ 미만으로 하는 것은 비용이 대폭 상승하기 때문에, 실질적으로는 곤란하다.

(N:0.001％∼0.01％)

N은, B 첨가를 행할 때에 켄칭성 개선 효과를 떨어뜨리므로, 최대한 첨가량을 적게 하는 쪽이 바람직하다. 이 관점에서, 상한을 0.01％로 한다. 또한, 하한은 특별히 설정하지 않지만, 0.001％ 미만으로 하는 것은 비용이 대폭 상승하기 때문에, 실질적으로는 곤란하다.

(Al:0.01％∼1.0％)

Al은, Si와 마찬가지로 고용 강화능이 있으므로, C 첨가량을 줄일 목적으로 첨가해도 상관없다. Si와 마찬가지로 화성 처리성이나 아연 도금의 습윤성을 떨어뜨리기 때문에, 그 상한은 1.0％로 하고, 하한은 특별히 설정하지 않지만 탈산 레벨로 혼입하는 Al량인 0.01％가 실질적인 하한이다.

(Ti:0.005％∼0.2％)

Ti는, B 첨가 효과를 떨어뜨리는 N을 무해화하기 위해 유효하다. 즉, N 함유량이 많으면 B가 N과 결합되어 BN을 형성한다. B의 켄칭성 개선 효과는, B가 고용 상태일 때에 발휘되므로, 고N의 상태에서 B를 첨가해도, 그 켄칭성 개선 효과가 얻어지지 않게 된다. 따라서, Ti를 첨가함으로써, N을 TiN으로서 고정하고, B를 고용 상태로 잔존시킬 수 있다. 일반적으로, 이 효과를 얻기 위해 필요해지는 Ti량은, 원자량비로부터 N의 4배 정도 이상의 첨가를 행하면 된다. 따라서, 불가피적으로 혼입되는 N 함유량을 고려하면, 하한으로 하고 있는 0.005％ 이상은 필요해진다. 또한, Ti는 C와 결합되어 TiC를 형성한다. 이것은, 핫 스탬프 후의 지연 파괴 특성을 개선시키는 효과가 예상되므로, 적극적으로 지연 파괴 특성을 개선할 경우에는, Ti를 0.05％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 단, 0.2％를 초과하여 첨가하면, 오스테나이트 입계 등에 조대한 TiC를 형성하여, 열간 압연 중에 균열이 발생하므로 이것을 상한으로 한다.

(B:0.0002％∼0.005％)

B는, 저렴하게 켄칭성을 개선시키는 원소로서, 가장 유효한 원소 중 하나이다. 상기한 바와 같이, B를 첨가할 때에는, 고용 상태인 것이 필수이므로, 필요에 따라서 Ti의 첨가를 행할 필요가 있다. 또한, 0.0002％ 미만에서는 그 효과가 얻어지지 않으므로 이것을 하한으로 하고, 한편 0.005％ 초과에서는 그 효과가 포화되므로 이것을 상한으로 하는 것이 바람직하다.

(Cr:0.002％∼2.0％)

Cr은 0.002％ 이상의 함유량으로 켄칭성 및 인성을 향상시킨다. 인성의 향상은, 합금 탄화물을 형성함으로써 지연 파괴 특성의 개선 효과나, 오스테나이트 입경을 세립화하는 효과에 따른다. 한편, Cr의 함유량이 2.0％ 초과에서는, 이 효과가 포화된다.

(Mo:0.002％∼2.0％)

(Nb:0.002％∼2.0％)

(V:0.002％∼2.0％)

Mo, Nb, V는, 각각 0.002％ 이상의 함유량으로 켄칭성 및 인성을 향상시킨다. 인성의 향상 효과에 대해서는, 합금 탄화물의 형성에 의한 지연 파괴 특성의 개선이나, 오스테나이트 입경의 세립화에 의해 얻을 수 있다. 한편, 각 원소의 함유량이 2.0％ 초과에서는, 이 효과가 포화된다. 이로 인해, Mo, Nb, V 각각을 0.002％∼2.0％의 범위에서 함유시켜도 된다.

(Ni:0.002％∼2.0％)

(Cu:0.002％∼2.0％)

(Sn:0.002％∼2.0％)

또한, Ni, Cu, Sn은, 각각 0.002％ 이상의 함유량으로 인성을 개선한다. 한편, 각 원소의 함유량이 2.0％ 초과에서는, 이 효과가 포화된다. 이로 인해, Ni, Cu, Sn 각각을 0.002％∼2.0％의 범위에서 함유시켜도 된다.

(Ca:0.0005％∼0.0050％)

(Mg:0.0005％∼0.0050％)

(REM:0.0005％∼0.0050％)

Ca, Mg, REM은, 각각 0.0005％ 이상의 함유량에서 개재물의 미세화나, 그 억제에 효과가 있다. 한편, 각 원소의 함유량이 0.0050％ 초과에서는, 이 효과가 포화된다. 이로 인해, Ca, Mg, REM 각각을, 0.0005％∼0.0050％의 범위에서 함유시켜도 된다.

(핫 스탬프용 강판의 마이크로 조직)

다음에, 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프용 강판의 마이크로 조직에 대해 설명한다.

도 2는, 연속 어닐링 공정에 있어서의 온도 이력 모델을 나타낸다. 도 2에 있어서, Ac₁은 승온시에 오스테나이트로의 역변태가 발생하기 시작하는 온도를 의미하고, Ac₃이라 함은, 승온시에 강판의 금속 조성이 완전히 오스테나이트로 되는 온도를 의미하고 있다. 냉연 공정을 거친 강판은, 열연판의 마이크로 조직이 냉간 압연에 의해 찌부러진 상태에 있고, 이 상태에서는 매우 전위 밀도가 높은 경질인 상태로 된다. 일반적으로 켄칭 소재인 열연 강판의 마이크로 조직은, 페라이트와 펄라이트의 혼합 조직이다. 단, 열연판의 권취 온도에 의해, 마이크로 조직은 베이나이트 주체나, 마르텐사이트 주체의 조직으로 제어하는 것은 가능하다. 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프용 강판을 제조할 때에는, 후술하는 바와 같이, 가열 공정에서, 강판을 Ac₁℃ 이상으로 가열함으로써 미재결정 페라이트의 체적 분율을 30％ 이하로 한다. 또한, 가열 공정에서 최고 가열 온도를 Ac₃℃ 미만으로 한 후, 냉각 공정에서 최고 가열 온도로부터 660℃까지 10℃/s 이하의 냉각 속도로 냉각함으로써, 냉각 중에 페라이트 변태가 진행되어, 강판을 연질화한다. 냉각 공정에서 페라이트 변태를 촉진하여, 강판을 연질화하는 데 있어서는, 가열 공정에서 약간 페라이트를 잔존시켜 두는 것이 적합하고, 그러기 위해서는 최고 가열 온도를 "(Ac₁＋20)℃∼(Ac₃-10)℃"로 하는 것이 바람직하다. 이 온도 영역까지 가열함으로써, 경질인 미재결정 페라이트는, 어닐링 중의 전위의 이동에 의한 회복 및 재결정에 의해 연화되는 것에 더하여, 잔존하는 경질인 미재결정 페라이트를 오스테나이트화할 수 있다. 당해 가열 공정에서는, 약간의 미재결정 페라이트를 잔존시켜 두고, 이어지는 10℃/s 이하의 냉각 속도에 의한 냉각 공정과 "550℃∼660℃"의 온도 영역에서 1분∼10분 유지하는 유지 공정에 있어서, 이 미재결정 페라이트를 핵으로 페라이트가 성장하여, 미변태 오스테나이트 중으로의 C의 농화에 의해, 시멘타이트의 석출이 촉진된다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프용 강판의 어닐링 공정 후의 주된 마이크로 조직은, 페라이트, 시멘타이트 및 펄라이트로 구성되고, 일부, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트 및 베이나이트를 포함한다. 가열 공정에서의 최고 가열 온도의 범위는, 열연 공정에 있어서의 압연 조건 및 ROT에서의 냉각 조건을 고안함으로써 확대할 수 있다. 즉, 본 과제의 근원은 열연판의 마이크로 조직의 편차에 기인하고 있고, 열연판을 균질화하여, 냉간 압연 후의 페라이트의 재결정이 균일하고 또한 빠르게 진행되도록 열연판의 마이크로 조직을 조정하면, 가열 공정에 있어서의 최고 가열 온도의 하한을 (Ac₁-40)℃까지 확대해도 미재결정 페라이트의 잔존을 억제할 수 있어, 유지 공정에 있어서의 조건을 확대할 수 있다(후술하는 바와 같이, "450℃∼660℃"의 온도 영역에서 20초∼10분).

보다 구체적으로는, 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프용 강판은, 재결정 페라이트와 변태 페라이트를 합친 페라이트의 체적 분율이 50％ 이상이고, 미재결정 페라이트 분율의 체적 분율이 30％ 이하인 금속 조직을 갖는다. 페라이트 분율이 50％ 미만에서는, 연속 어닐링 공정 후의 강판 경도가 높아진다. 또한, 미재결정 페라이트 분율이 30％를 초과하는 경우, 연속 어닐링 공정 후의 강판 경도가 높아진다.

미재결정 페라이트의 비율은, 전자선 후방 산란 해석상(EBSP:Electron Back Scattering diffraction Pattern)을 해석하여 측정할 수 있다. 미재결정 페라이트와 그 이외의 페라이트, 즉, 재결정 페라이트 및 변태 페라이트와의 판별은, EBSP의 결정 방위 측정 데이터를 Kernel Average Misorientation법(KAM법)으로 해석하여 행할 수 있다. 미재결정 페라이트의 입내에는, 전위는 회복되어 있지만, 냉간 압연시의 소성 변형에 의해 발생한 결정 방위의 연속적인 변화가 존재한다. 한편, 미재결정 페라이트를 제외한 페라이트립 내의 결정 방위 변화는 극히 작아진다. 이것은, 재결정 및 변태에 의해, 인접하는 결정립의 결정 방위는 크게 다르지만, 하나의 결정립 내에서는 결정 방위가 변화되어 있지 않기 때문이다. KAM법에서는, 인접한 픽셀(측정점)과의 결정 방위차를 정량적으로 나타낼 수 있으므로, 본 발명에서는 인접 측정점과의 평균 결정 방위차가 1°(도) 이내, 또한 평균 결정 방위차가 2°(도) 이상 있는 픽셀 사이를 입계로 정의하였을 때에, 결정립 직경이 3㎛ 이상인 입자를 미재결정 페라이트 이외의 페라이트, 즉, 재결정 페라이트 및 변태 페라이트라 정의한다.

또한, 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프용 강판은, (A) 철계 탄화물 중에 고용되어 있는 Cr의 농도(Cr_θ)와, 모재 중에 고용되어 있는 Cr의 농도(Cr_M)의 비(Cr_θ/Cr_M)의 값이 2 이하, 또는 (B) 철계 탄화물 중에 고용되어 있는 Mn의 농도(Mn_θ)와, 모재 중에 고용되어 있는 Mn의 농도(Mn_M)의 비(Mn_θ/Mn_M)의 값이 10 이하인 것을 특징으로 한다.

철계 탄화물의 대표인 시멘타이트는, 핫 스탬프 가열시에 오스테나이트 중에 용해되어, 오스테나이트 중의 C 농도를 상승시킨다. 핫 스탬프 공정에서의 가열시에, 급속 가열 등에 의해 저온 단시간 가열로 한 경우, 시멘타이트의 용해가 불충분해져, 켄칭성의 부족이나 켄칭 후의 강도 부족으로 된다. 시멘타이트의 용해 속도는, 시멘타이트 중에 분배되기 쉬운 원소인, Cr이나 Mn의 시멘타이트 중에의 분배량을 감소시킴으로써 개선할 수 있다. Cr_θ/Cr_M의 값이 2를 초과하고, 또한 Mn_θ/Mn_M의 값이 10을 초과하는 경우는, 단시간 가열시의 오스테나이트에의 시멘타이트의 용해가 불충분해진다. Cr_θ/Cr_M의 값은 1.5 이하, 또는 Mn_θ/Mn_M의 값은 7 이하인 것이 바람직하다.

이 Cr_θ/Cr_M 및 Mn_θ/Mn_M은, 강판의 제조 방법에 의해 저감시키는 것이 가능하다. 구체적으로는 제2 실시 형태 및 제3 실시 형태에서 서술하지만, 이들 치환형 원소의 철계 탄화물 중에의 확산을 억제하는 것이 필요하고, 열간 압연 공정 및 냉간 압연 후의 연속 어닐링 공정에서 그 제어를 행할 필요가 있다. Cr이나 Mn과 같은 치환형 원소는, C나 N 등의 침입형 원소와 달리, 600℃ 이상의 고온으로 장시간 유지함으로써 철계 탄화물 중에 확산된다. 이것을 피하기 위해서는, 크게 2가지의 방법이 있다. 하나는, 제2 실시 형태와 같이, 열간 압연 중에 생성된 철계 탄화물을, 연속 어닐링 중에 Ac₁∼Ac₃으로 가열함으로써 모두 오스테나이트 용해시키고, 최고 가열 온도로부터 10℃/s 이하의 서랭으로 550∼660℃로 유지를 행함으로써, 페라이트 변태와 철계 탄화물의 생성을 행하는 방법이다. 이 연속 어닐링 중에 생성되는 철계 탄화물은 단시간에 생성되므로, 치환형 원소의 확산이 일어나기 어렵다.

또 하나의 방법은, 제3 실시 형태와 같이, 열간 압연 공정 후의 냉각 공정에 있어서, 페라이트 및 펄라이트 변태를 종료시킴으로써, 연질이며 또한 균일하고, 또한 펄라이트 중의 철계 탄화물에 치환형 원소의 확산량이 적은 상태를 만들 수 있다. 상기 열연 조건의 한정 이유는, 후술한다. 이에 의해, 열간 압연 후의 열연판의 상태에 있어서, Cr_θ/Cr_M 및 Mn_θ/Mn_M을 낮은 값으로 하는 것이 가능해진다. 이로 인해, 본 발명의 제3 실시 형태에 있어서는, 냉간 압연 후의 연속 어닐링 공정에 있어서, (Ac₁-40)℃라고 하는 페라이트의 재결정만 일어나는 온도 영역에서의 어닐링이라도, 상기 열간 압연 후의 ROT 냉각 중에 변태를 완료시킬 수 있으면, Cr_θ/Cr_M 및 Mn_θ/Mn_M을 낮게 할 수 있다.

이들 임계값은, 도 6에 나타내는 바와 같이, 본 발명 범위인 Cr_θ/Cr_M 및 Mn_θ/Mn_M이 낮은 값인 C-1과, 본 발명 범위 밖인 높은 값인 C-4를, 150℃/s로 850℃로 가열 후 10초 유지하고, 그 후 5℃/s로 냉각하였을 때의 팽창 곡선으로부터 결정하였다. 즉, Cr_θ/Cr_M 및 Mn_θ/Mn_M이 높은 값인 재료에서는, 냉각 중에 650℃ 부근으로부터 변태가 개시되고 있는 것에 반해, Cr_θ/Cr_M 및 Mn_θ/Mn_M이 높은 재료에서는, 400℃ 이하까지 명료한 상 변태가 확인되지 않는다. 즉, Cr_θ/Cr_M 및 Mn_θ/Mn_M을 낮은 값으로 함으로써, 급속 가열 후의 켄칭성을 개선할 수 있다.

철계 탄화물 중의 Cr 및 Mn의 성분 분석의 측정 방법은 특별히 규정하지 않지만, 예를 들어 강판의 임의의 개소로부터 추출 레플리카 시료를 제작하여, 투과 전자 현미경(TEM)을 사용하여 1000배 이상의 배율로 관찰하고, TEM에 부속되는 에너지 분산형 분광 분석 장치(EDS)에 의해 분석을 할 수 있다. 또한, 모상 중의 Cr 및 Mn의 성분 분석은, 일반적으로 사용되는 박막을 제작하여, 철계 탄화물로부터 충분히 이격된 페라이트립 내에서, EDS 분석을 행할 수 있다.

또한, 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프용 강판에서는, 분단되어 있지 않은 펄라이트 분율이 10％ 이상이어도 된다. 분단되어 있지 않은 펄라이트는, 어닐링 공정에 있어서 한 번 오스테나이트화된 펄라이트가, 냉각 공정에 있어서 다시 펄라이트 변태된 것을 나타내고 있고, 이 분단되어 있지 않은 펄라이트의 존재는, Cr_θ/Cr_M 및 Mn_θ/Mn_M이 보다 낮은 것을 나타내고 있다. 이 분단되어 있지 않은 펄라이트가 10％ 이상 존재하면, 강판의 켄칭성은 개선된다.

이 분단되어 있지 않은 펄라이트가 의미하는 것은, 통상, 열연 강판의 마이크로 조직이 페라이트 및 펄라이트로부터 형성되는 경우, 이 열연 강판을 50％ 정도까지 냉간 압연 후에 페라이트를 재결정시키면, 도 7a, 도 7b의 SEM 관찰 결과와 같이, 펄라이트가 미세하게 분단된 형태로 된다. 한편, 연속 어닐링 중에 Ac₁ 이상까지 가열된 경우, 이들 펄라이트는 한 번 오스테나이트로 된 후, 그 후의 냉각 과정과 유지에 의해, 페라이트 변태와 펄라이트 변태가 일어나게 된다. 이 펄라이트는, 단시간의 변태에 의해 형성되므로, 철계 탄화물 중에 치환형 원소를 포함하지 않는 상태이고, 또한 분단되어 있지 않은 도 8a, 도 8b와 같은 형태를 나타낸다.

분단되어 있지 않은 펄라이트의 면적률에 대해서는, 시험편을 절단, 연마한 것을 광학 현미경으로 관찰하고, 그 비율을 포인트 카운팅법에 의해 측정함으로써 얻을 수 있다.

(제2 실시 형태)

이하, 본 발명의 제2 실시 형태에 관한 핫 스탬프용 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

본 실시 형태에 관한 핫 스탬프용 강판의 제조 방법은, 적어도 열연 공정, 권취 공정, 냉연 공정 및 연속 어닐링 공정을 갖는다. 이하, 각 공정에 대해 상세하게 설명한다.

(열연 공정)

열연 공정에서는, 상술한 제1 실시 형태에서 설명한 화학 성분을 갖는 강편을 1100℃ 이상의 온도로 가열(재가열)하여, 열간 압연을 행한다. 강편은, 연속 주조 설비에서 제조한 직후의 슬래브라도 좋고, 전기로에서 제조한 것이라도 좋다. 1100℃ 이상으로 강편을 가열함으로써, 탄화물 형성 원소와 탄소를, 강재 중에, 충분히 분해 용해시킬 수 있다. 또한, 1200℃ 이상으로 강편을 가열함으로써, 강편 중의 석출 탄질화물을 충분히 용해시킬 수 있다. 단, 1280℃ 초과로 강편을 가열하는 것은, 생산 비용상 바람직하지 않다.

열간 압연에 있어서의 마무리 온도는, Ar₃℃ 미만에서는, 강판 표층이 압연 롤과의 접촉에 의해 압연 중에 페라이트 변태가 일어나 버려, 압연의 변형 저항이 현저하게 높아질 가능성이 있다. 마무리 온도의 상한은 특별히 설정하지 않지만, 1050℃ 정도를 상한으로 해도 된다.

(권취 공정)

열연 공정 후의 권취 공정에 있어서의 권취 온도는, "700℃∼900℃"의 온도 영역(페라이트 변태 및 펄라이트 변태 영역), 또는 "25℃∼500℃"의 온도 영역(마르텐사이트 변태 또는 베이나이트 변태 영역)에서 행하는 것이 바람직하다. 통상, 권취 후의 코일은 에지 부분으로부터 냉각되어 가기 때문에, 냉각 이력이 불균일해지고, 그 결과 마이크로 조직의 불균일화가 발생하기 쉬워지지만, 상기 온도 영역에서 열연 코일의 권취를 행함으로써, 열연 공정 중에 발생하는 마이크로 조직의 불균일화를 억제할 수 있다. 단, 상기 바람직한 범위 밖의 권취 온도라도, 연속 어닐링 중의 마이크로 조직 제어에 의해, 종래에 비해 대폭 편차를 저감시키는 것은 가능하다.

(냉연 공정)

냉연 공정에서는, 권취된 열연 강판을 산세 후에 냉연하여, 냉연 강판을 제조한다.

(연속 어닐링 공정)

연속 어닐링 공정에서는, 상기 냉연 강판을 연속 어닐링한다. 연속 어닐링 공정은, 냉연 강판을 온도 범위 "Ac₁℃∼Ac₃℃ 미만"까지 가열하는 가열 공정과, 그 후, 최고 가열 온도로부터 660℃까지 10℃/s 이하의 냉각 속도로 설정하여 냉연 강판을 냉각하는 냉각 공정과, 그 후, 냉연 강판을 "550℃∼660℃"의 온도 영역에서 1분∼10분 유지하는 유지 공정을 구비한다.

핫 스탬프에 사용하는 강판은, 핫 스탬프 후의 켄칭 강도를 확보하기 위해 C 성분을 많이 함유하고, 또한 Mn 및 B를 함유한다고 하는 특징이 있고, 이러한 켄칭성이 높고 C 농도가 높은 강재 성분에서는, 열연 공정 후의 열연판 마이크로 조직이 불균일해지기 쉬운 경향이 있다. 그러나, 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프용 냉연 강판 제조 방법에 따르면, 냉연 공정의 후단에 이어지는 연속 어닐링 공정에서, "Ac₁℃∼Ac₃℃ 미만"의 온도 범위까지 냉연 강판을 가열하고, 그 후, 10℃/s 이하의 냉각 속도로 최고 온도로부터 660℃까지 냉각하고, 다시 그 후, "550℃∼660℃"의 온도 영역에서 1분∼10분 유지함으로써, 마이크로 조직을 균일하게 할 수 있다.

연속 어닐링 라인에서는, 용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금, 용융 알루미늄 도금, 합금화 용융 알루미늄 도금, 또는 전기 도금을 실시할 수도 있다. 본 발명의 효과는, 어닐링 공정 후에 도금 처리를 실시해도 상실되지 않는다.

냉연 공정을 거친 강판의 마이크로 조직은, 도 2의 모식도에 도시하는 바와 같이, 미재결정 페라이트의 상태에 있다. 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프용 강판을 제조하는 방법에서는, 연속 어닐링 공정에서, Ac₁점보다 고온 영역인 "Ac₁℃∼Ac₃℃ 미만"의 온도 영역까지 가열함으로써, 미재결정 페라이트가 약간 잔류하는 오스테나이트 상과의 2상 공존 상태까지 가열을 행한다. 이 후, 10℃/s 이하의 냉각 속도에 의한 냉각 공정에서는, 최고 가열 온도에서 잔존한 약간의 미재결정 페라이트를 핵으로 한 변태 페라이트의 성장이 발생하고 있다. 다음에, 강판을 "550℃∼660℃"의 온도 영역에서 1분∼10분 유지하는 유지 공정에서는, 페라이트 변태와 동시에 미변태 오스테나이트 중으로의 C의 농화가 일어나, 동일 온도 영역에서의 유지에 의해 시멘타이트의 석출 혹은 펄라이트 변태가 촉진된다.

핫 스탬프에 사용하는 강판은, 핫 스탬프 후의 켄칭 강도를 확보하기 위해 C 성분을 많이 함유하고, 또한 Mn 및 B를 함유한다고 하는 특징이 있지만, B는 오스테나이트 단상으로부터의 냉각시에 페라이트 핵의 생성을 억제하는 효과가 있어, 통상 Ac₃ 이상의 오스테나이트 단상 영역까지 가열 후에 냉각을 행한 경우, 페라이트 변태는 일어나기 어려워진다. 그러나, 연속 어닐링 공정에서의 가열 온도를, Ac₃바로 아래인 "Ac₁℃∼Ac₃℃ 미만"의 온도 영역에 그치게 함으로써, 경질인 미재결정 페라이트의 대부분을 오스테나이트로 역변태시킨 후, 약간 페라이트를 잔류시키고, 그 후의 10℃/s 이하의 냉각 속도에 의한 냉각 공정과, "550℃∼660℃"의 온도 영역에서 1분∼10분 유지하는 유지 공정에서, 잔류한 페라이트를 핵으로 하여 페라이트를 성장시킴으로써 연질화가 도모된다. 또한, 연속 어닐링 공정에서의 가열 온도를 Ac₃℃보다 높게 하면 거의 오스테나이트 단상으로 되기 때문에, 그 후의 냉각 중의 페라이트 변태가 불충분해져 경질화되므로 이것을 상한으로 하고, Ac₁ 미만이면 미재결정 페라이트의 체적 분율이 높아져 경질화되므로, 이것을 하한으로 한다.

또한, "550℃∼660℃"의 온도 영역에서 냉연 강판을 1분∼10분 유지하는 유지 공정에서는, 페라이트 변태 후에 C가 농화된 미변태 오스테나이트 중에서, 시멘타이트의 석출 혹은 펄라이트 변태를 촉진시킬 수 있다. 이와 같이 하여, 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에 따르면, 켄칭성이 높은 소재를 연속 어닐링에 의해 Ac₃점 바로 아래까지 가열하는 경우라도, 강판의 마이크로 조직 대부분을 페라이트 및 시멘타이트로 할 수 있다. 변태의 진행 상태에 따라, 냉각 후에 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트가 약간 잔존하는 경우도 있다.

또한 유지 공정에서의 온도가 660℃를 초과하면 페라이트 변태의 진행이 지연되어 어닐링이 장시간으로 된다. 한편, 550℃ 미만에서는 변태에 의해 생성되는 페라이트 자체가 경질로 되는 것이나, 시멘타이트 석출이나 펄라이트 변태가 진행되기 어려워지는 것, 또한 저온 변태 생성물인 베이나이트나 마르텐사이트가 발생해 버리는 경우가 있다. 또한, 유지 시간이 10분을 초과하면 실질적으로 연속 어닐링 설비가 길어져 비용이 높아지는 한편, 1분 미만에서는 페라이트 변태, 시멘타이트 석출, 또는 펄라이트 변태가 불충분해져, 냉각 후의 마이크로 조직의 대부분이 경질 상인 베이나이트나 마르텐사이트 주체의 조직으로 되어, 강판이 경질화될 우려가 있다.

상술한 제조 방법에 따르면, 열연 공정을 거친 열연 코일은 "700℃∼900℃"의 온도 영역(페라이트 혹은 펄라이트 영역)에서 권취함으로써, 또는 저온 변태 온도 영역인 "25℃∼550℃"의 온도 영역에서 권취함으로써, 권취 후의 열연 코일의 마이크로 조직의 불균일화를 억제할 수 있다. 이것은, 일반적으로 보통강이 권취되는 600℃ 부근에서는, 페라이트 변태와 펄라이트 변태가 일어나는 온도 영역이지만, 당해 켄칭성이 높은 강종을, 통상 행해지는 열간 압연 마무리 조건 후에 동일 온도 영역에서 권취한 경우, 열간 압연 공정의 마무리 압연으로부터 권취될 때까지의 Run-Out-Table(이하, ROT)이라 불리는 수냉 장치 구간에서 변태가 거의 일어나지 않으므로, 권취 후에 오스테나이트로부터의 상 변태가 일어나게 된다. 그로 인해, 코일의 폭 방향에서 생각하였을 때, 외기에 노출되는 에지 부분과, 외기로부터 차단된 센터 부분에서는 냉각 속도가 다르다. 또한, 코일의 길이 방향에서 생각한 경우도 마찬가지로, 외기와 접촉하기 쉬운 코일의 최선단이나 최후단과, 외기로부터 차단된 중간 부분에서도 냉각 이력이 다르다. 이로 인해, 켄칭성이 높은 성분에 있어서는, 보통강과 동일한 온도 영역에서 권취하면, 상기 냉각 이력의 차에 의해 열연판의 마이크로 조직이나 강도의 편차가 하나의 코일 중에서 크게 발생한다. 이 열연판을 사용하여 냉간 압연 후에 연속 어닐링 설비에 의해 어닐링을 행하면, Ac₁ 이하의 페라이트 재결정 온도 영역에서는, 열연판 마이크로 조직의 편차에 기인한 페라이트 재결정 속도의 편차에 의해, 도 1에 나타내는 바와 같이 큰 강도 편차를 발생시킨다. 한편, Ac₁ 이상의 온도 영역까지 가열하여 그대로 냉각하면, 미재결정 페라이트가 많이 잔존할 뿐만 아니라, 일부 역변태된 오스테나이트가 경질 상인 베이나이트나 마르텐사이트로 변태되어, 경질이고 또한 편차가 큰 소재로 되어 버린다. 따라서, 미재결정 페라이트를 완전히 없애기 위해, Ac₃ 이상으로 가열하면, Mn이나 B 등의 켄칭성 개선 원소의 효과에 의해, 냉각 후 매우 경질로 되어 버린다. 그로 인해, 열연판의 마이크로 조직 균일화를 목적으로, 상술한 온도 영역에서 권취를 행하는 것이 유효해진다. 즉, "700℃∼900℃"의 온도 영역에서 권취를 행함으로써, 코일 권취 후에 충분히 고온의 상태로부터 냉각되므로, 코일 전체를 페라이트/펄라이트 조직으로 만들 수 있다. 한편, "25℃∼550℃"의 온도 영역에서 권취함으로써, 코일 전체를 경질인 베이나이트나 마르텐사이트로 만들 수 있다.

도 3a 내지 도 3c는, 열연 코일의 권취 온도별의, 연속 어닐링 후의 핫 스탬프용 강판의 강도 편차를 나타내고 있다. 도 3a는 권취 온도를 680℃로 설정하여 연속 어닐링을 행한 경우, 도 3b는 권취 온도를 750℃, 즉, "700℃∼900℃"의 온도 영역(페라이트 변태 및 펄라이트 변태 영역)으로 설정하여 연속 어닐링을 행한 경우, 도 3c는 권취 온도를 500℃, 즉, "25℃∼500℃"의 온도 영역(베이나이트 변태 및 마르텐사이트 변태 영역)으로 설정하여 연속 어닐링을 행한 경우를 각각 나타내고 있다. 도 3a 내지 도 3c에 있어서, ΔTS는 강판의 편차(강판의 인장 강도의 최대값-최소값)를 나타내고 있다. 도 3a 내지 도 3c로부터 명백한 바와 같이, 적절한 조건에 의해 연속 어닐링을 행함으로써, 소성 후의 강판의 강도를 균일하고 또한 연하게 만들 수 있다.

이러한 균일한 강도의 강판을 사용함으로써, 핫 스탬프 공정에 있어서 국부 가열 방식을 채용하는 것 등에 의해, 가열 후의 강판 온도에 불균일이 불가피적으로 발생하는 경우라도, 핫 스탬프 후의 성형품의 부품 강도를 안정화시킬 수 있다. 예를 들어, 국부 가열에 의해 온도가 올라가지 않는 부분이며, 강판의 소재 강도 자체가 제품 강도에 영향을 미치는 부분에 대해서도, 강판의 소재 강도 자체를 균일 관리함으로써, 핫 스탬프 후의 성형품의 품질 관리 정밀도를 향상시킬 수 있다.

(제3 실시 형태)

이하, 본 발명의 제3 실시 형태에 관한 핫 스탬프용 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

(열연 공정)

본 실시 형태에 있어서의 열연 공정에서는, 연속하는 5기 이상의 압연 스탠드로 구성되는 마무리 열연에 있어서, (A) 최종 압연기 F_i에서의 마무리 열연 온도 F_iT를 "(Ac₃-80)℃∼(Ac₃＋40)℃"의 온도 범위 내로 설정하고, (B) 최종 압연기 F_i보다 앞쪽에 있는 압연기 F_i _-3에서 압연이 개시되고 나서 최종 압연기 F_i에서 압연이 종료될 때까지의 시간을 2.5초 이상으로 설정하고, (C) 압연기 F_i _-3에서의 열연 온도 F_i _-3T를 (F_iT＋100)℃ 이하로 설정한 후, 압연을 행하고, 그 후, "600℃∼Ar₃℃"의 온도 영역에서 3초∼40초 유지하여, 상기 권취 공정에서 권취한다.

이와 같이 열연을 행함으로써, 열간 압연에서의 냉각상인 ROT(Run Out Table) 중에서, 오스테나이트로부터 저온 변태 상인 페라이트나 펄라이트, 베이나이트로 안정적으로 변태시킬 수 있어, 코일 권취 후에 발생하는 냉각 온도 편차에 수반되는 강판의 강도 편차를 저감시킬 수 있다. ROT 내에서 변태를 완료시키기 위해서는, 오스테나이트 입경이 미세한 것과, ROT 내에서 Ar₃℃ 이하의 온도로 장시간 유지되는 것이 중요한 조건으로 된다.

F_iT가, (Ac₃-80)℃ 미만에서는, 열연 중에 페라이트 변태될 가능성이 높아져, 열연 변형 저항이 불안정해진다. 한편, (Ac₃＋40)℃ 초과에서는, 마무리 압연 후의 냉각 직전의 오스테나이트 입경이 조대화되어, 페라이트 변태가 지연된다. F_iT는, "(Ac₃-70)℃∼(Ac₃＋20)℃"의 온도 영역으로 하는 것이, 보다 바람직하다. 상기 열연 조건으로 함으로써, 마무리 압연 후의 오스테나이트 입경을 미세화할 수 있어, ROT 냉각 중의 페라이트 변태를 촉진시킬 수 있다. 이에 의해, ROT 내에서 변태가 진행되므로, 권취 후의 코일 냉각 편차에 기인한 코일 길이 및 폭 방향의 마이크로 조직 편차를 대폭 저감시킬 수 있다.

예를 들어, 7기의 마무리 압연기를 갖는 열연 라인의 경우, 최종 스탠드인 F₇ 압연기로부터 거슬러 올라가 3단째에 상당하는 F₄ 압연기로부터 F₇ 압연기까지의 통과 시간을 2.5초 이상으로 설정한다. 이 통과 시간이 2.5초 미만에서는, 스탠드 사이에서 오스테나이트가 재결정되지 않으므로, 오스테나이트 입계에 편석된 상태의 B가, 페라이트 변태를 현저하게 지연시켜, ROT 내에서 상 변태가 진행되기 어려워진다. 통과 시간은, 바람직하게는 4초 이상이다. 특별히 상한은 설정하지 않지만, 통과 시간이 20초 이상에서는, 스탠드 사이에서의 강판의 온도 저하가 커져, 열간에서 압연하는 것이 불가능해진다.

오스테나이트를 미세하고 또한, 오스테나이트 입계에 B가 존재하지 않도록 재결정시키기 위해서는, Ar₃ 이상의 최대한 저온에 있어서 압연을 완료하고, 동일 온도 영역에서 오스테나이트를 재결정시키는 것이 필요해진다. 이로 인해, F₄ 압연기의 압연 출구측 온도를, (F_iT＋100)℃ 이하로 한다. 이것은, 마무리 압연 후단에서의 오스테나이트 입경 미세화 효과를 얻기 위해, F₄ 압연기에서의 압연 온도를 저온화할 필요가 있기 때문이다. F_i _-3T의 하한은 특별히 설정하지 않지만, 최종 F₇ 압연기에서의 출구측 온도가 F_iT이므로, 이것이 하한으로 된다.

600℃∼Ar₃℃의 온도 영역에서의 유지 시간을 장시간으로 함으로써, 페라이트 변태가 일어난다. Ar₃은 페라이트 변태 개시 온도이므로 이것을 상한으로 하고, 연질인 페라이트가 생성되는 600℃를 하한으로 하고 있다. 바람직한 온도 영역은, 일반적으로 페라이트 변태가 가장 빠르게 진행되는, 600℃∼700℃이다.

(권취 공정)

열연 공정 후의 권취 공정에 있어서의 권취 온도는, 상기 냉각 공정에서 600℃∼Ar₃℃로 3초 이상 유지에 의해, 페라이트 변태가 진행된 열연 강판을, 그대로 권취한다. 실질적으로는, ROT의 설비 길이에 따라 변화되지만, 500∼650℃ 정도의 온도 영역에서 권취한다. 상기한 바와 같은 열간 압연을 행함으로써, 코일 냉각 후의 열연판 마이크로 조직은, 페라이트 및 펄라이트를 주체로 한 조직을 나타내어, 열연 공정 중에 발생하는 마이크로 조직의 불균일화를 억제할 수 있다.

(냉연 공정)

(연속 어닐링 공정)

연속 어닐링 공정에서는, 상기 냉연 강판을 연속 어닐링한다. 연속 어닐링 공정은, 냉연 강판을 온도 범위 "(Ac₁-40)℃∼Ac₃℃ 미만"까지 가열하는 가열 공정과, 그 후, 최고 가열 온도로부터 660℃까지 10℃/s 이하의 냉각 속도로 설정하여 냉연 강판을 냉각하는 냉각 공정과, 그 후, 냉연 강판을 "450℃∼660℃"의 온도 영역에서 20초∼10분 유지하는 유지 공정을 구비한다.

상기, 제3 실시 형태의 열연 공정에 의해, ROT 내에서 오스테나이트로부터 페라이트나 펄라이트로 변태 후, 코일에 권취되므로, 코일 권취 후에 발생하는 냉각 온도 편차에 수반되는 강판의 강도 편차를 저감하고 있다. 이로 인해, 냉연 공정의 후단에 이어지는 연속 어닐링 공정에서, "(Ac₁-40)℃∼Ac₃℃ 미만"의 온도 범위까지 냉연 강판을 가열하고, 그 후, 10℃/s 이하의 냉각 속도로 최고 온도로부터 660℃까지 냉각하고, 다시 그 후, "450℃∼660℃"의 온도 영역에서 20초∼10분 유지함으로써, 제2 실시 형태에 기재된 강판 제조 방법과 동등 이상으로, 마이크로 조직을 균일하게 할 수 있다.

냉연 공정을 거친 강판의 마이크로 조직은, 도 2의 모식도에 도시하는 바와 같이, 미재결정 페라이트의 상태에 있다. 본 제3 실시 형태에 관한 핫 스탬프용 강판을 제조하는 방법에서는, 연속 어닐링 공정에서, "(Ac₁-40)℃∼Ac₃℃ 미만"의 온도 영역까지 가열함으로써, 미재결정 페라이트가 약간 잔류하는 오스테나이트 상과의 2상 공존 상태까지 가열을 행하는 제2 실시 형태에 더하여, 오스테나이트로의 역변태가 일어나지 않는, Ac₁℃∼(Ac₁-40)℃의 가열 온도라도, 페라이트의 회복ㆍ재결정이 코일 내에서 균일하게 진행되므로, 가열 온도의 저온화를 도모할 수 있다. 또한, 이 균일한 조직을 나타내는 열연판을 사용함으로써, Ac₁℃∼Ac₃℃ 미만의 온도까지 가열한 후에, 10℃/s 이하의 냉각 속도에 의한 냉각 후의 유지는, 제2 실시 형태에 비해 저온화와 단시간화하는 것이 가능해진다. 이것은, 균일한 마이크로 조직으로 함으로써, 오스테나이트로부터의 냉각 공정에서 페라이트 변태가 보다 빠르게 진행되고 있는 것을 나타내고 있어, 저온ㆍ단시간의 유지 조건이라도, 충분히 조직의 균일화와 연질화를 달성할 수 있다. 즉, 강판을 "450℃∼660℃"의 온도 영역에서 20초∼10분 유지하는 유지 공정에서는, 페라이트 변태와 동시에 미변태 오스테나이트 중으로의 C의 농화가 일어나, 동일 온도 영역에서의 유지에 의해 시멘타이트의 석출 혹은 펄라이트 변태가 빠르게 일어난다.

상기 관점으로부터, (Ac₁-40)℃ 미만에서는 페라이트의 회복ㆍ재결정이 불충분해지므로 이것을 하한으로 하고, 한편 Ac₃℃ 이상에서는, B 첨가 효과에 의한 페라이트 핵 생성의 지연에 의해, 페라이트 변태가 충분히 일어나지 않아, 어닐링 후의 강도가 현저하게 상승하므로 이것을 상한으로 한다. 또한, 그 후의 10℃/s 이하의 냉각 속도에 의한 냉각 공정과, "450℃∼660℃"의 온도 영역에서 20초∼10분 유지하는 유지 공정에서, 잔류한 페라이트를 핵으로 하여 페라이트를 성장시킴으로써 연질화가 도모된다.

여기서, "450℃∼660℃"의 온도 영역에서 20초∼10분 유지하는 유지 공정에서는, 페라이트 변태 후에 C가 농화된 미변태 오스테나이트 중에서, 시멘타이트의 석출 혹은 펄라이트 변태를 촉진시킬 수 있다. 이와 같이 하여, 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에 따르면, 켄칭성이 높은 소재를 연속 어닐링에 의해 Ac₃점 바로 아래까지 가열하는 경우라도, 강판의 마이크로 조직 대부분을 페라이트 및 시멘타이트로 할 수 있다. 변태의 진행 상태에 따라, 냉각 후에 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트가 약간 잔존하는 경우도 있다.

또한, 유지 공정에서의 온도가 660℃를 초과하면 페라이트 변태의 진행이 지연되어 어닐링이 장시간으로 된다. 한편, 450℃ 미만에서는 변태에 의해 생성되는 페라이트 자체가 경질로 되는 것이나, 시멘타이트 석출이나 펄라이트 변태가 진행되기 어려워지는 것, 또한 저온 변태 생성물인 베이나이트나 마르텐사이트가 발생해 버리는 경우가 있다. 또한, 유지 시간이 10분을 초과하면 실질적으로 연속 어닐링 설비가 길어져 고비용으로 되는 한편, 20초 미만에서는 페라이트 변태, 시멘타이트 석출, 또는 펄라이트 변태가 불충분해져, 냉각 후의 마이크로 조직의 대부분이 경질 상인 베이나이트나 마르텐사이트 주체의 조직으로 되어, 강판이 경질화될 우려가 있다.

이러한 균일한 강도의 강판을 사용함으로써, 핫 스탬프 공정에 있어서 국부 가열 방식을 채용하는 것 등에 의해, 가열 후의 강판 온도에 불균일이 불가피적으로 발생하는 경우라도, 핫 스탬프 후의 성형품의 부품 강도를 안정화시킬 수 있다. 예를 들어, 국부 가열에 의해 온도가 올라가지 않는 전극 유지부 등이며, 강판의 소재 강도 자체가 제품 강도에 영향을 미치는 부분에 대해서도, 강판의 소재 강도 자체를 균일 관리함으로써, 핫 스탬프 후의 성형품의 품질 관리 정밀도를 향상시킬 수 있다.

이상, 제1 실시 형태, 제2 실시 형태 및 제3 실시 형태에 기초하여 본 발명을 설명하였지만, 본 발명은 상술한 실시 형태에만 한정되는 것은 아니며, 특허청구범위 내에서 다양하게 개변할 수 있다. 예를 들어, 제2 실시 형태에 있어서의 열연 공정이나 연속 어닐링 공정 등에 있어서도, 제3 실시 형태에 있어서의 그들 조건을 채용할 수 있다.

실시예

다음에, 본 발명의 실시예를 나타낸다.

표 1, 표 2에 나타내는 강재 성분의 강을 용제하여, 1200℃로 가열 후, 압연을 행하고, 표 3∼표 5에 나타내는 권취 온도 CT로 권취하여, 판 두께 3.2㎜인 강대(鋼帶)를 제조하였다. 압연은, 7기의 마무리 압연기를 갖는 열연 라인을 사용하여 행하였다. 표 3∼표 5에, 「강종」, 「조건 No.」, 「열연∼권취 조건」 및 「연속 어닐링 조건」을 나타낸다. 이 강판을 50％의 냉간 압연율로 압연하여 1.6㎜로 한 강판을 사용하여, 실험적으로 Ac₁ 및 Ac₃을 측정하였다. Ac₁ 및 Ac₃의 측정에는, 포마스터에 의한 팽창ㆍ수축 곡선으로부터 측정을 행하여, 승온 속도를 5℃/s로 측정한 값을 표 1에 기재하였다. 이 강대를, 표 3∼표 5에 나타내는 조건으로, 승온 속도 5℃/s로 연속 어닐링을 행하여 제품의 인장 강도를 강대의 10개소로부터 측정한 결과로부터, 강도의 편차(ΔTS)와 강도의 평균값(TS_Ave)을 구하여, 표 6∼표 8에 정리하였다. 표 6∼표 8에 나타내어지는 마이크로 조직의 분율은, 시험편을 절단, 연마한 것을 광학 현미경으로 관찰하고, 그 비율을 포인트 카운팅법에 의해 측정하여 얻었다.

표 9∼표 11에, 연속 어닐링 후에 행한 도금의 종류를 나타낸다. 또한, ΔTS 및 TS_Ave의 임계값은, 특히 강재의 C량의 영향이 크기 때문에, 본 발명에서는, 이하의 기준을 임계값으로 하였다.

C:0.18％∼0.25％의 경우, ΔTS≤80㎫, TS_Ave.≤650㎫

C:0.25％∼0.3％의 경우, ΔTS≤100㎫, TS_Ave.≤720㎫

C:0.3％∼0.35％의 경우, ΔTS≤120㎫, TS_Ave.≤780㎫

또한, 인장 시험의 측정 위치는, 강대의 최선단부 및 최후단부로부터 20m 이내의 위치로부터 강판을 채취하여, 각각 폭 방향의 5개소로부터 압연 방향을 따라 인장 시험을 행한 값을 사용하여 산출하였다.

켄칭성에 관해서는, 본 발명의 범위 밖의 성분이면, 켄칭성이 낮기 때문에, 서두에서 서술한 강판 제조 중에 있어서의 강도의 편차나 강도의 상승이 일어나지 않으므로, 본 발명을 사용하지 않아도 안정된 저강도와 저편차로 되기 때문에, 본 발명 외로 하였다. 기준으로서는, 본 발명의 제조 조건 밖으로 제조해도, 상기 ΔTS와 TS_Ave.의 임계값을 만족시키는 경우에 상당한다.

제조한 강판을, 도 4에 도시하는 형상으로 되도록, 절단한 강판과 금형을 사용하고, 특허문헌 1에 개시되어 있는 방법을 사용하여, 도 5에 모식적으로 도시하는 바와 같이 단부만 가열되지 않도록 처리하고, 중앙부만 국부적으로 가열 후, 핫 스탬프를 행하였다. 이때, 중앙부의 승온 속도를 50℃/s로 하여, 최고 가열 온도 870℃까지 가열을 행하였다. 단부는 비가열부로 되어 있다. 프레스에 사용한 금형은, 햇(hat)형의 금형이며, 펀치 및 다이스의 형 R은 5R로 하였다. 또한, 햇의 종벽부의 높이는 50㎜이고, 블랭크 홀더력을 10ton으로 하였다.

또한, 본 발명은, 핫 스탬프에 사용하는 소재를 전제로 하고 있으므로, 오스테나이트 단상으로 되는 온도로부터, 핫 스탬프를 행하였을 때의 최고 강도가 1180㎫ 미만으로 되는 경우는, 본 발명의 대상 외로 하였다.

화성 처리성에 대해서는, 통상 사용되고 있는 딥식 인산염 피막액을 사용하여, 인산염 결정 상태를 주사형 전자 현미경으로 10000배로 5시야 관찰하여, 결정 상태에 간극(clearance)이 없으면 합격으로 하였다(합격:Good, 불합격:Poor).

실험예 A-1, A-2, A-3, A-9, A-10, B-1, B-2, B-5, B-6, C-1, C-2, C-5, C-6, D-2, D-3, D-8, D-10, E-1, E-2, E-3, E-8, E-9, F-1, F-2, F-3, F-4, G-1, G-2, G-3, G-4, Q-1, R-1, S-1은, 요건의 범위 내이므로 양호하였다.

실험예 A-4, C-4, D-1, D-9, F-5, G-5는, 최고 가열 온도가 본 발명의 범위보다 낮기 때문에, 미재결정 페라이트가 잔존하여, ΔTS가 클 뿐만 아니라, TS_Ave.도 높아져 버렸다.

실험예 A-5, B-3, E-4는, 최고 가열 온도가 본 발명의 범위보다도 높기 때문에, 최고 가열 온도에서 오스테나이트 단상 조직으로 되어 있고, 그 후의 냉각 및 유지 중에서의 페라이트 변태와 시멘타이트 석출이 진행되지 않아, 어닐링 후의 경질 상 분율이 높아져 TS_Ave가 높아져 버렸다.

실험예 A-6, E-5는, 최고 가열 온도로부터의 냉각 속도가, 본 발명의 범위보다도 빠르기 때문에, 페라이트 변태가 충분히 일어나지 않아, TS_Ave가 높아져 버렸다.

실험예 A-7, D-4, D-5, D-6, E-6은, 유지 온도가 본 발명의 범위보다도 낮기 때문에, 페라이트 변태 및 시멘타이트 석출이 불충분해져, TS_Ave가 높아져 버렸다.

실험예 D-7은, 유지 온도가 본 발명의 범위보다도 높기 때문에, 페라이트 변태가 충분히 진행되지 않아, TS_Ave가 높아져 버렸다.

실험예 A-8, E-7은, 유지 시간이 본 발명의 범위보다도 짧았기 때문에, 페라이트 변태 및 시멘타이트 석출이 불충분해져, TS_Ave가 높아져 버렸다.

강재의 C 농도가 대체로 동일하고, DI_inch값이 각각 DI_inch＝3.5, DI_inch＝4.2, DI_inch＝5.2로 서로 다른 강종 중에서, 제조 조건이 유사한 실험예 B-1, C-2, D-2와, 실험예 B-4, C-3, D-6을 비교하면, DI_inch값이 큰 경우일수록 ΔTS 및 TS_Ave의 개선 값이 큰 것을 알 수 있다.

강종 H는, C량이 0.16％로 적기 때문에, 핫 스탬프 후의 켄칭 강도가 1160㎫로 되어, 핫 스탬프 소재로서 적합하지 않다.

강종 I는, C량이 0.40％로 많기 때문에, 어닐링 후의 강도가 높아, 핫 스탬프시의 비가열부의 성형성이 불충분해져 버렸다.

강종 J는, Mn량이 0.82％로 적어 켄칭성이 낮았다.

강종 K, N 및 T는, 각각 Mn량이 3.82％ 및 Ti량 0.31％ 및 Cr량이 2.35％로 많기 때문에, 열연이 곤란하였다.

강종 L 및 M은, 각각 Si량이 1.32％ 및 Al량이 1.300％로 높기 때문에, 핫 스탬프 후의 화성 처리성이 나빴다.

강종 O에서는, B 첨가량이 적고, 또한 강종 P에서는, Ti 첨가에 의한 N의 무해화가 불충분하기 때문에 켄칭성이 낮아졌다.

또한, 표 3∼표 11로부터 알 수 있는 바와 같이, 도금 등에 의한 표면 처리를 행하였다고 해도 본 발명의 효과는 저해되지 않는다.

본 발명에 따르면, 핫 스탬프 공정에 있어서의 가열 전의 강도 특성이 연질이고 또한 균일한 핫 스탬프용 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

Claims

질량％로,
C:0.18％∼0.35％,
Mn:1.0％∼3.0％,
Si:0.01％∼1.0％,
P:0.001％∼0.02％,
S:0.0005％∼0.01％,
N:0.001％∼0.01％,
Al:0.01％∼1.0％,
Ti:0.005％∼0.2％,
B:0.0002％∼0.005％ 및
Cr:0.002％∼2.0％
를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 성분을 갖고,
체적 분율로 페라이트 분율이 50％ 이상이고, 또한 미재결정 페라이트 분율이 30％ 이하이고,
철계 탄화물 중에 고용되어 있는 Cr의 농도(Cr_θ)와, 모재 중에 고용되어 있는 Cr의 농도(Cr_M)의 비(Cr_θ/Cr_M)의 값이 2 이하, 또는 철계 탄화물 중에 고용되어 있는 Mn의 농도(Mn_θ)와, 모재 중에 고용되어 있는 Mn의 농도(Mn_M)의 비(Mn_θ/Mn_M)의 값이 10 이하인 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항에 있어서, 상기 화학 성분이 또한,
Mo:0.002％∼2.0％,
Nb:0.002％∼2.0％,
V:0.002％∼2.0％,
Ni:0.002％∼2.0％,
Cu:0.002％∼2.0％,
Sn:0.002％∼2.0％,
Ca:0.0005％∼0.0050％,
Mg:0.0005％∼0.0050％,
REM:0.0005％∼0.0050％
중 1종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항에 있어서, 켄칭 지수인 DI_inch값이 3 이상인 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항에 있어서, 분단되어 있지 않은 펄라이트 분율이 10％ 이상인 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 또는 제2항에 기재된 화학 성분을 함유하는 슬래브를 열연하여, 열연 강판을 얻는 열연 공정과,
열연된 상기 열연 강판을 권취하는 권취 공정과,
권취된 상기 열연 강판을 냉연하여, 냉연 강판을 얻는 냉연 공정과,
냉연된 상기 냉연 강판을 연속 어닐링하는 연속 어닐링 공정을 구비하고,
상기 연속 어닐링 공정이,
상기 냉연 강판을 Ac₁℃∼Ac₃℃ 미만의 온도 영역까지 가열하는 가열 공정과,
가열된 상기 냉연 강판을 최고 가열 온도로부터 660℃까지 10℃/s 이하의 냉각 속도로 냉각하는 냉각 공정과,
냉각된 상기 냉연 강판을 550℃∼660℃의 온도 영역에서 1분∼10분 유지하는 유지 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는, 강판의 제조 방법.
제5항에 있어서, 상기 연속 어닐링 공정 후에, 용융 아연 도금 처리, 합금화 용융 아연 도금 처리, 용융 알루미늄 도금 처리, 합금화 용융 알루미늄 도금 처리 및 전기 도금 처리 중 어느 1종을 행하는 것을 특징으로 하는, 강판의 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 기재된 화학 성분을 함유하는 슬래브를 열연하여, 열연 강판을 얻는 열연 공정과,
열연된 상기 열연 강판을 권취하는 권취 공정과,
권취된 상기 열연 강판을 냉연하여, 냉연 강판을 얻는 냉연 공정과,
냉연된 상기 냉연 강판을 연속 어닐링하는 연속 어닐링 공정을 구비하고,
상기 열연 공정에서는, 연속되는 5기 이상의 압연 스탠드로 구성되는 마무리 열연에 있어서, 최종 압연기 F_i에서의 마무리 열연 온도 F_iT를 (Ac₃-80)℃∼(Ac₃＋40)℃의 온도 범위 내로 설정하고, 상기 최종 압연기 F_i보다 앞쪽에 있는 압연기 F_i-3에서 압연이 개시되고 나서 상기 최종 압연기 F_i에서 압연이 종료될 때까지의 시간을 2.5초 이상으로 설정하고, 상기 압연기 F_i _-3에서의 열연 온도 F_i _-3T를 F_iT＋100℃ 이하로 설정하여 압연을 행하고,
600℃∼Ar₃℃의 온도 영역에서 3초∼40초 유지 후, 상기 권취 공정에서 권취하고,
상기 연속 어닐링 공정이,
상기 냉연 강판을 (Ac₁-40)℃∼Ac₃℃ 미만의 온도 영역까지 가열하는 가열 공정과,
가열된 상기 냉연 강판을 최고 가열 온도로부터 660℃까지 10℃/s 이하의 냉각 속도로 냉각하는 냉각 공정과,
냉각된 상기 냉연 강판을 450℃∼660℃의 온도 영역에서 20초∼10분 유지하는 유지 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는, 강판의 제조 방법.
제7항에 있어서, 상기 연속 어닐링 공정 후에, 용융 아연 도금 처리, 합금화 용융 아연 도금 처리, 용융 알루미늄 도금 처리, 합금화 용융 알루미늄 도금 처리 및 전기 도금 처리 중 어느 1종을 행하는 것을 특징으로 하는, 강판의 제조 방법.