KR20130069809A

KR20130069809A - 핫스탬프 성형체의 제조 방법 및 핫스탬프 성형체

Info

Publication number: KR20130069809A
Application number: KR1020137009915A
Authority: KR
Inventors: 구니오 하야시; 도시미츠 아소; 도시마사 도모키요; 히토시 다니노; 료오조오 와다
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤; 도요타지도샤가부시키가이샤; 아이신 다카오카 가부시키가이샤
Priority date: 2010-10-22
Filing date: 2011-10-21
Publication date: 2013-06-26
Also published as: EP2631306A1; BR112013009520B1; BR112013009520A2; JP5547287B2; KR101533164B1; US9598745B2; MX2013004355A; CA2814630A1; MX359051B; WO2012053636A1; JPWO2012053636A1; US20170145531A1; EP2631306B1; US9840751B2; CA2814630C; CN103314120B; EP2631306A4; CN103314120A; US20130292009A1

Abstract

본 발명은 열연 공정과, 권취 공정과, 냉연 공정과, 연속 어닐링 공정과, 핫스탬프 공정을 구비하고, 상기 연속 어닐링 공정이, 냉연 강판을 Ac₁℃∼Ac₃℃ 미만의 온도 영역까지 가열하는 가열 공정과, 상기 냉연 강판을 최고 가열 온도로부터 660℃까지 10℃/s 이하의 냉각 속도로 냉각하는 냉각 공정과, 상기 냉연 강판을 550℃∼660℃의 온도 영역에서 1분∼10분 보유 지지하는 보유 지지 공정을 구비하는 핫스탬프 성형체의 제조 방법을 제공한다.

Description

핫스탬프 성형체의 제조 방법 및 핫스탬프 성형체 {PROCESS FOR PRODUCING HOT STAMP MOLDED ARTICLE, AND HOT STAMP MOLDED ARTICLE}

본 발명은 비가열부의 경도 편차가 작은 핫스탬프 성형체의 제조 방법 및 핫스탬프 성형체에 관한 것이다.

본원은 2010년 10월 22일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 2010-237249호 및 2010년 12월 27일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 2010-289527호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

최근, 자동차 부품 등에 사용되는 1180㎫급 이상의 고강도 부품을 치수 정밀도 양호하게 얻는 것을 목적으로, 강판을 오스테나이트 영역까지 가열하고, 연질이고 또한 고연성으로 한 상태에서 프레스 성형을 행하고, 그 후, 프레스 금형 내에서 급속 냉각(켄칭)하고, 마르텐사이트 변태에 의해 성형품의 고강도화를 도모하는 기술(이하, 핫스탬프 성형이라고 함)이 개발되어 있다.

일반적으로, 핫스탬프에 사용되는 강판은 핫스탬프 후의 제품 강도를 확보하기 위해 C 성분을 많이 함유하고, 또한 금형 냉각 시의 켄칭성을 확보하기 위해 Mn 및 B 등의 오스테나이트 안정화 원소를 함유한다. 그러나, 이 강도와 켄칭성은 핫스탬프 제품에 필요로 하는 특성이고, 그 소재가 되는 강판을 제조하는 데 있어서는, 이들의 특성은 불이익을 발생시키는 것이 많다. 그 대표적인 불이익으로서, 이와 같은 켄칭성이 높은 소재에서는, 열연 공정 후의 열연판에 있어서, 열연 코일의 장소에 따라서 마이크로 조직이 불균일로 되는 경향이 있다. 이로 인해 열연 공정 중에 생긴 마이크로 조직의 불균일성을 해소하는 수단으로서, 열연 공정이나 냉연 공정 후에 뱃치 어닐링 공정에 의한 템퍼링을 행하는 것이 생각되지만, 뱃치 어닐링에는 통상 3∼4일을 필요로 해 생산성의 관점에서 바람직하지 않다. 특수 용도로 사용되는 켄칭용 소재 등을 제외한 보통강에 있어서는, 최근, 생산성의 관점에서 뱃치 어닐링 공정이 아니라, 연속 어닐링 공정에 의한 열처리를 행하는 것이 통상이다.

그러나 연속 어닐링 공정의 경우, 어닐링 시간이 짧기 때문에, 뱃치 처리와 같은 장시간 열처리에 의해 탄화물을 구상화시켜, 강판의 연질화와 균일화를 도모하는 것은 곤란하다. 이 탄화물의 구상화는 수십 시간 정도 Ac₁ 변태점 부근에서 보유 지지함으로써, 강판의 연질화와 균일화를 행하는 처리이다. 한편, 연속 어닐링 공정과 같은 단시간 열처리의 경우, 구상화에 필요로 하는 어닐링 시간을 확보할 수 없다. 즉, 연속 어닐링 설비에 있어서는, 설비 길이의 제약으로부터 상기 Ac₁ 부근의 온도로 보유 지지할 수 있는 시간은 고작 10분 정도가 상한이 된다. 이와 같은 짧은 시간에서는, 탄화물이 구상화되기 전에 냉각되어 버리므로, 강판은 경질 그대로이고 또한 불균일한 마이크로 조직으로 되어 버린다. 이와 같은 부분적인 마이크로 조직의 편차는 핫스탬프 소재의 경도 편차의 원인이 된다.

현재, 널리 이용되고 있는 핫스탬프 성형에서는, 소재인 강판을 노 가열에 의해 승온 후, 프레스 가공과 동시에 켄칭을 행하는 것이 일반적이고, 가열로 내에서 오스테나이트 단상까지 균일하게 가열됨으로써, 상기한 소재 경도의 편차를 해소할 수 있다. 그러나, 노 가열에 의한 핫스탬프 소재의 가열 방법은 가열 시간이 길어지기 때문에 생산성이 나쁘다. 이로 인해, 핫스탬프 소재를 통전 가열 방식에 의한 단시간 가열 방법에 의해, 생산성을 개선하는 기술이 개시되어 있다. 통전 가열 방식을 이용함으로써, 동일한 판재에 흘리는 전류의 밀도에 변화를 부여하여, 통전 상태에 있어서의 판재의 온도 분포를 제어하는 것도 가능해진다(예를 들어, 특허문헌 1).

이와 같이 부분적으로 가열하는 방법에 의해 핫스탬프용 강판에 온도 분포를 부여하는 경우, 비가열부에서는 강판의 마이크로 조직은 소재 그대로의 상태와 크게 바뀌지 않는다. 따라서, 가열 전의 소재 경도가, 그대로 부품의 경도가 된다. 그러나, 전술한 바와 같이, 열연 후에 냉연을 행하고, 연속 어닐링 공정을 거친 소재 강도에는 도 1에 도시한 바와 같은 편차가 있으므로, 핫스탬프 후의 비가열부의 경도 편차가 커진다. 따라서, 성형된 부품의 충돌 성능 등에 편차가 생겨, 품질의 관리가 곤란하다고 하는 문제가 있었다.

또한, 이들 경도 편차를 해소하는 목적으로, 어닐링 공정에 있어서 오스테나이트 단상이 되도록 Ac₃ 이상으로 가열한 경우, 상기 Mn이나 B의 효과에 의한 높은 켄칭성으로 인해, 어닐링 공정 종료 단계에서 마르텐사이트나 베이나이트 등의 경질상이 생겨 버려, 소재 경도가 현저하게 상승한다. 이는, 핫스탬프 소재로서는, 스탬프 전의 블랭크 시에 금형 마모의 원인이 될 뿐만 아니라, 비가열부의 성형성이나 형상 동결성을 현저하게 저하시킨다. 따라서, 핫스탬프 켄칭 후에 원하는 경도로 될 뿐만 아니라, 비가열부의 성형성이나 형상 동결성을 얻는 것을 감안하면, 핫스탬프 전의 소재로서 바람직한 것은, 연질이고 또한 경도 편차가 작은 소재이고, 또한 핫스탬프 켄칭 후에 원하는 경도가 얻어지는 C량과 켄칭성을 갖고 있는 것이다. 그러나, 제조 비용을 우선하여, 연속 어닐링 설비에서의 강판의 제조를 전제로 하면, 종래의 어닐링 기술에서는 당해 제어는 곤란하다.

이로 인해, 가열부와 비가열부를 존재시킨 상태가 되도록 가열한 강판을 핫스탬프함으로써 얻어지는 성형체에는 하나하나의 성형체에 있어서, 비가열부의 경도 편차가 생긴다고 하는 문제가 있었다.

일본 특허 출원 공개 제2009-274122호 공보

마루젠 주식회사 사단 법인 일본 금속 학회 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 법과 활용-」 오오와쿠 시게오저 일간 공업 신문사

본 발명의 목적은 상기 문제를 해결하여, 가열부와 비가열부가 존재하는 상태로 되도록 강판을 가열하여 핫스탬프를 행하여도, 비켄칭부의 경도 편차를 억제하는 것이 가능한 핫스탬프 성형체 제조 방법 및 비켄칭부의 경도 편차가 작은 핫스탬프 성형품을 제공하는 것이다.

상술한 과제를 해결하기 위해 이루어진 본 발명의 개요는 이하와 같다.

(1) 본 발명의 제1 형태는, 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 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 어닐링하여, 핫스탬프용 강판을 얻는 연속 어닐링 공정과, 연속 어닐링된 상기 핫스탬프용 강판을, 최고 가열 온도가 Ac₃℃ 이상인 가열부와 최고 가열 온도가 Ac₁℃ 이하인 비가열부가 존재하도록 가열하여, 핫스탬프를 행하는 핫스탬프 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 보유 지지하는 보유 지지 공정을 구비하는 핫스탬프 성형체의 제조 방법이다.

(2) 상기 (1)에 기재된 핫스탬프 성형체의 제조 방법에서는, 상기 화학 성분이, 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％ 및 REM:0.0005％∼0.0050％ 중 1종 이상을 더 함유해도 좋다.

(3) 상기 (1)에 기재된 핫스탬프 성형체의 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 좋다.

(4) 상기 (2)에 기재된 핫스탬프 성형체의 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 좋다.

(5) 본 발명의 제2 형태는, 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 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 어닐링하여, 핫스탬프용 강판을 얻는 연속 어닐링 공정과, 연속 어닐링된 상기 핫스탬프용 강판을, 최고 가열 온도가 Ac₃℃ 이상인 가열부와 최고 가열 온도가 Ac₁℃ 이하인 비가열부가 존재하도록 가열하여, 핫스탬프를 행하는 핫스탬프 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 영역 내로 설정하고, 상기 최종 압연기 F_i보다 앞에 있는 압연기 F_i _-3에서 압연이 개시된 후 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 보유 지지 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 보유 지지하는 보유 지지 공정을 구비하는 핫스탬프 성형체의 제조 방법이다.

(6) 상기 (5)에 기재된 핫스탬프 성형체의 제조 방법에서는, 상기 화학 성분이, 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％ 및 REM:0.0005％∼0.0050％ 중 1종 이상을 더 함유해도 좋다.

(7) 상기 (5)에 기재된 핫스탬프 성형체의 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 좋다.

(8) 상기 (6)에 기재된 핫스탬프 성형체의 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 좋다.

(9) 본 발명의 제3 형태는, 상기 (1)∼(8) 중 어느 한 항에 기재된 핫스탬프 성형체의 제조 방법을 사용하여 성형되는 핫스탬프 성형체이며, C 함유량이 0.18％ 이상 0.25％ 미만인 경우, 상기 비가열부의 비커스 경도의 편차 ΔHv가 25 이하, 또한 평균 비커스 경도 Hv_Ave가 200 이하이고, C 함유량이 0.25％ 이상 0.30％ 미만인 경우, 상기 비가열부의 비커스 경도의 편차 ΔHv가 32 이하, 또한 평균 비커스 경도 Hv_Ave가 220 이하이고, C 함유량이 0.30％ 이상 0.35％ 미만인 경우, 상기 비가열부의 비커스 경도의 편차 ΔHv가 38 이하, 또한 평균 비커스 경도 Hv_Ave가 240 이하인 핫스탬프 성형체이다.

상기 (1)∼(8)에 기재된 방법에 따르면, 어닐링 후의 물성을 균일하고 또한 유질로 한 강판을 사용하고 있으므로, 이와 같은 강판을 가열부와 비가열부가 존재하도록 가열하여 핫스탬프를 행하여도, 핫스탬프 성형품의 비가열부에 있어서의 경도를 안정시킬 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, 핫스탬프 승온 시에 스케일 발생 회피를 위한 무산화 분위기 승온이 불필요해지거나, 핫스탬프 후의 탈스케일 처리가 불필요해지는 등의 장점이 있는데다가 핫스탬프 성형품이 방청성을 발휘한다.

또한, 이와 같은 방법을 채용함으로써, C 함유량이 0.18％ 이상 0.25％ 미만인 경우, 상기 비가열부의 비커스 경도의 편차 ΔHv가 25 이하, 또한 평균 비커스 경도 Hv_Ave가 200 이하이고, C 함유량이 0.25％ 이상 0.30％ 미만인 경우, 상기 비가열부의 비커스 경도의 편차 ΔHv가 32 이하, 또한 평균 비커스 경도 Hv_Ave가 220 이하이고, C 함유량이 0.30％ 이상 0.35％ 미만인 경우, 상기 비가열부의 비커스 경도의 편차 ΔHv가 38 이하, 또한 평균 비커스 경도 Hv_Ave가 240 이하인 핫스탬프 성형체를 얻을 수 있다.

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

이하에 본 발명의 바람직한 실시 형태를 도시한다.

우선, 본 발명에 있어서 중요한 Ac₃의 산출 방법에 대해 설명한다. 본 발명에 있어서는 Ac₃의 값이 정확한 것이 중요하므로, 계산식으로부터 산출하는 것이 아니라, 실험적으로 측정하는 쪽이 바람직하다. 또한, Ac₁도 동일한 시험으로부터 측정하는 것이 가능하다. 측정 방법의 예로서, 비특허문헌 1, 2에 있는 바와 같이, 가열 및 냉각 시의 강재의 길이 변화로부터 구하는 방법이 일반적이다. 가열 시에 오스테나이트가 나오기 시작하는 온도가 Ac₁, 오스테나이트 단상으로 되는 온도가 Ac₃이고, 각각 팽창의 변화로부터 판독할 수 있다. 실험적으로 측정하는 경우에는, 냉간 압연 후의 강판을, 실제로 연속 어닐링 공정에서 승온할 때의 가열 속도로 승온하여, 팽창 곡선으로부터 Ac₃를 측정하는 방법이 일반적이다. 여기서의 가열 속도라 함은, Ac₁ 이하의 온도인 "500℃∼650℃"의 온도 영역에 있어서의 평균 가열 속도이고, 이 가열 속도를 사용하여 일정 속도로 가열한다.

본 발명에 있어서는, 승온 속도를 5℃/s로 측정한 결과를 사용하고 있다.

한편, 오스테나이트 단상으로부터 페라이트나 베이나이트 등의 저온 변태상으로 변태를 개시하는 온도를 Ar₃이라고 칭하지만, 열연 공정에서의 변태에 관해서는, 열간 압연 조건이나 압연 후의 냉각 속도에 따라서 Ar₃이 변화된다. 따라서, Ar₃에 관해서는, ISIJ International, Vol.32(1992), No.3에 개시되어 있는 계산 모델에 의해 산출하고, 실적 온도와의 상관으로부터 Ar₃으로부터 600℃까지의 보유 지지 시간을 결정하였다.

이하, 본 발명에 관한 핫스탬프 성형체 제조 방법에 사용하는 핫스탬프용 강판에 대해 설명한다.

(핫스탬프용 강판의 켄칭 지수)

핫스탬프 소재는 켄칭 후에 고경도를 얻는 것을 목적으로 하고 있으므로, 일반적으로 고탄소 성분이고 또한 켄칭성이 높은 성분 설계로 되어 있다. 여기서, 「켄칭성이 높다」라고 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, 상가법을 사용하여 계산하고, B의 효과를 계산하는 fB의 식에 관해서는, 상기 문헌에 기재되어 있는 fB＝1＋2.7(0.85－wt％C)의 식을 사용할 수 있다. 또한, C 첨가량에 따라서 오스테나이트의 입도 No.를 지정할 필요가 있지만, 실제로는 열연 조건 등에 의해 오스테나이트 입도 No.는 변화되므로, No.6의 입도로 통일하여 계산하면 된다.

DI_inch값은 켄칭성을 나타내는 지표로, 반드시 강판의 경도와는 직결되지 않는다. 즉, 마르텐사이트의 경도는 C 및 그 밖의 고용 원소량으로 결정된다. 따라서, C 첨가량이 많은 강재 전체에 있어서, 본건에서의 과제가 존재하는 것은 아니다. 이는, C 첨가량이 많은 경우라도, DI_inch값이 낮은 값이면, 강판의 상변태는 비교적 빠르게 진행되므로, ROT 냉각 중의 권취 전까지 상변태가 거의 완료된다. 또한, 어닐링 공정에 있어서도, 최고 가열 온도로부터의 냉각 중에, 페라이트 변태가 진행되기 쉬우므로, 연질의 핫스탬프 소재를 제조하기 쉽다. 한편, DI_inch값이 높고 또한 C 첨가량이 많은 강재에서는, 본건의 과제가 선명해진다. 따라서, 0.18％∼0.35％의 C를 포함하는 강재이고, DI_inch값이 3 이상인 경우에, 본 발명의 효과가 크다. 한편, DI_inch값이 극단적으로 높은 경우에는, 연속 어닐링 중에 페라이트 변태가 진행되지 않게 되므로, DI_inch값의 상한으로서는, 10 정도가 바람직하다.

(핫스탬프용 강판의 화학 성분)

본 발명에 관한 핫스탬프 성형체 제조 방법에서는, C, Mn, Si, P, S, N, Al, Ti, B 및 Cr을 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 성분을 갖는 강편으로 제조되는 핫스탬프용 강판을 사용한다. 또한, 선택 원소로서, Mo, Nb, V, Ni, Cu, Sn, Ca, Mg, REM 중 1종 이상을 함유해도 좋다. 이하, 각 원소의 함유량의 바람직한 범위를 설명한다. 함유량을 나타내는 ％는, 질량％를 의미한다. 이 핫스탬프용 강판에는 본 발명의 효과를 현저하게 방해하지 않을 정도의 함유량이면 상술한 원소 이외의 불가피적 불순물이 함유되어도 좋지만, 가능한 한 소량인 것이 바람직하다.

(C:0.18％∼0.35％)

C 함유량이 0.18％ 미만에서는 핫스탬프 후의 켄칭 강도가 낮아져, 부품 내에서의 경도 상승값이 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, 핫스탬프 시의 켄칭성의 확보가 어려워진다. 한편, Mn 함유량이 3.0％를 초과하면, Mn 편석이 생기기 쉬워져 열간 압연 시에 깨지기 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 경도를 얻기 위한 C량을 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 열화시키거나, 아연 도금의 습윤성을 저해한다. 또한, 하한은 특별히 설정하지 않지만, 통상 탈산 레벨에서 사용하는 Si량인 0.01％ 정도가 실질적인 하한이 된다.

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

(P:0.001％∼0.02％)

P은 고용 강화능이 높은 원소이지만, 0.02％ 초과의 함유량에서는 Si와 마찬가지로 화성 처리성을 열화시킨다. 또한, 하한은 특별히 설정하지 않지만, 0.001％ 미만으로 하는 것은 비용이 대폭으로 상승하므로, 실질적으로는 곤란하다.

(S:0.0005％∼0.01％)

S은 인성이나 가공성을 열화시키는 MnS 등의 개재물을 생성하므로, 첨가량이 적은 것이 바람직하다. 그로 인해, 0.01％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 하한은 특별히 설정하지 않지만, 0.0005％ 미만으로 하는 것은 비용이 대폭으로 상승하므로, 실질적으로는 곤란하다.

(N:0.001％∼0.01％)

N는 B 첨가를 행할 때에 켄칭성 개선 효과를 열화시키므로, 최대한 첨가량을 적게 하는 쪽이 바람직하다. 이 관점으로부터, 상한을 0.01％로 한다. 또한, 하한은 특별히 설정하지 않지만, 0.001％ 미만으로 하는 것은 비용이 대폭으로 상승하므로, 실질적으로는 곤란하다.

(Al:0.01％∼1.0％)

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

(Ti:0.005％∼0.2％)

Ti은 B 첨가 효과를 열화시키는 N를 무해화하기 위해 유효하다. 즉, N 함유량이 많으면 B가 N와 결부되어 BN을 형성한다. B의 켄칭성 개선 효과는 B가 고용의 상태일 때에 발휘되므로, 고N의 상태에서 B를 첨가해도, 그 켄칭성 개선 효과가 얻어지지 않게 된다. 따라서, Ti를 첨가함으로써, N를 TiN으로서 고정하고, B를 고용 상태에서 잔존시킬 수 있다. 일반적으로, 이 효과를 얻기 위해 필요로 하는 Ti량은 원자량비로부터 N의 4배 정도 이상의 첨가를 행하면 좋다. 따라서, 불가피하게 혼입하는 N 함유량을 고려하면, 하한으로 하고 있는 0.005％ 이상은 필요해진다. 또한, Ti은 C와 결부되어, TiC을 형성한다. 이는, 핫스탬프 후의 지연 파괴 특성을 개선시키는 효과가 예상되므로, 적극적으로 지연 파괴 특성을 개선하는 경우에는, Ti을 0.05％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 단, 0.2％를 초과하여 첨가하면, 오스테나이트 입계 등에 조대한 TiC을 형성하여, 열간 압연 중에 깨짐이 발생하므로 이를 상한으로 한다.

(B:0.0002％∼0.005％)

B는 염가로 켄칭성을 개선시키는 원소로서, 가장 유효한 원소 중 하나이다. 상기와 같이, B를 첨가할 때에는, 고용 상태인 것이 필수이므로, 필요에 따라서 Ti의 첨가를 행할 필요가 있다. 또한, 0.0002％ 미만에서는 그 효과가 얻어지지 않으므로 0.0002％를 하한으로 하고, 한편, 0.005％ 초과에서는 그 효과가 포화되므로 0.005％를 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 입경을 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 좋다.

(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 좋다.

(Ca:0.0005％∼0.0050％)

(Mg:0.0005％∼0.0050％)

(REM:0.0005％∼0.0050％)

Ca, Mg, REM은 각각 0.0005％ 이상의 함유량으로 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 좋다.

(핫스탬프용 강판의 마이크로 조직)

다음에, 상술한 핫스탬프용 강판의 마이크로 조직에 대해 설명한다.

도 2는 연속 어닐링 공정에 있어서의 온도 이력 모델을 도시한다. 도 2에 있어서, Ac₁은 승온 시에 오스테나이트로의 역변태가 생기기 시작하는 온도를 의미하고, Ac₃이라 함은, 승온 시에 강판의 금속 조성이 완전히 오스테나이트가 되는 온도를 의미하고 있다. 냉연 공정을 거친 강판은 열연판의 마이크로 조직이 냉간 압연에 의해 손상된 상태에 있고, 이 상태에서는 매우 전위 밀도가 높은 경질의 상태로 된다. 일반적으로 켄칭 소재의 열연 강판의 마이크로 조직은 페라이트와 펄라이트의 혼합 조직이다. 단, 열연판의 권취 온도에 의해, 마이크로 조직은 베이나이트 주체나, 마르텐사이트 주체의 조직으로 제어하는 것은 가능하다. 핫스탬프용 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 촉진하고, 강판을 연질화한 후에는, 가열 공정에서 약간 페라이트를 잔존시켜 두는 것이 적절하고, 그것을 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 데다가, 잔존하는 경질의 미재결정 페라이트를 오스테나이트화할 수 있다. 당해 가열 공정에서는, 약간의 미재결정 페라이트를 잔존시켜 두고, 계속되는 10℃/s 이하의 냉각 속도에 의한 냉각 공정과 "550℃∼660℃"의 온도 영역에서 1분∼10분 보유 지지하는 보유 지지 공정에 있어서, 이 미재결정 페라이트를 핵으로 페라이트가 성장하고, 미변태 오스테나이트 중으로의 C의 농화에 의해, 시멘타이트의 석출이 촉진된다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 핫스탬프용 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 균질화하고, 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, 보유 지지 공정에 있어서의 조건을 확대할 수 있다(후술하는 바와 같이, "450℃∼660℃"의 온도 영역에서 20초∼10분).

보다 구체적으로는, 핫스탬프용 강판은 재결정 페라이트와 변태 페라이트를 합한 페라이트의 체적 분율이 50％ 이상이고, 미재결정 페라이트 분율의 체적 분율이 30％ 이하인 금속 조직을 갖는다. 페라이트 분율이 50％ 미만에서는, 연속 어닐링 공정 후의 강판 강도가 단단해진다. 또한, 미재결정 페라이트 분율이 30％를 초과하는 경우, 연속 어닐링 공정 후의 강판 경도가 단단해진다.

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 페라이트의 판별은 EBSP의 결정 방위 측정 데이터를 Kernel Average Misorientation법(KAM법)으로 해석하여 행할 수 있다. 미재결정 페라이트의 입자 내에는, 전위는 회복하고 있지만, 냉간 압연 시의 소성 변형에 의해 생긴 결정 방위의 연속적인 변화가 존재한다. 한편, 미재결정 페라이트를 제외한 페라이트 입자 내의 결정 방위 변화는 극히 작아진다. 이는, 재결정 및 변태에 의해, 인접하는 결정립의 결정 방위는 크게 다르지만, 1개의 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) 이내이고, 또한 평균 결정 방위차가 2°(도) 이상 있는 픽셀 사이를 입계라고 정의했을 때에, 결정립 직경이 3㎛ 이상인 입자를 미재결정 페라이트 이외의 페라이트, 즉 재결정 페라이트 및 변태 페라이트라고 정의한다.

또한, 이 핫스탬프용 강판은, (A) 철계 탄화물 중에 고용되어 있는 Cr의 농도 Cr_θ와, 모재 중에 고용되어 있는 Cr의 농도 Cr_M의 비 Cr_θ/Cr_M의 값이 2 이하, 또는 (B) 철계 탄화물 중에 고용되어 있는 Mn의 농도 Mn_θ와, 모재 중에 고용되어 있는 Mn의 농도Mn_M의 비 Mn_θ/Mn_M의 값이 10 이하인 것을 특징으로 한다.

철계 탄화물의 대표인 시멘타이트는 핫스탬프 가열 시에 오스테나이트 중에 용해되어, 오스테나이트 중의 C 농도를 상승시킨다. 핫스탬프 공정에서의 가열 시에, 급속 가열 등으로 저온 단시간 가열로 한 경우, 시멘타이트의 용해가 불충분해져, 켄칭성의 부족이나 켄칭 후의 경도 부족으로 된다. 시멘타이트의 용해 속도는 시멘타이트 중에 분배되기 쉬운 원소인, Cr이나 Mn의 시멘타이트 중으로의 분배량을 감소시킴으로써 개선할 수 있다. Cr_θ/Cr_M의 값이 2를 초과하고, 또한 Mn_θ/Mn_M의 값이 10을 초과하는 경우에는, 단시간 가열 시의 오스테나이트로의 시멘타이트의 용해가 불충분해진다. Cr_θ/Cr_M의 값은 1.5 이하, 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 후술하지만, 이들 치환형 원소의 철계 탄화물 중으로의 확산을 억제하는 것이 필요하고, 열간 압연 공정 및 냉간 압연 후의 연속 어닐링 공정에서 그 제어를 행할 필요가 있다. Cr이나 Mn 등의 치환형 원소는 C나 N 등의 침입형 원소와 달리, 600℃ 이상의 고온에서 장시간 보유 지지함으로써 철계 탄화물 중에 확산된다. 이를 피하기 위해서는 크게 2가지의 방법이 있다. 하나는, 열간 압연 중에 생성한 철계 탄화물을, 연속 어닐링 중에 Ac₁∼Ac₃으로 가열함으로써 모두 오스테나이트 용해시키고, 최고 가열 온도로부터 10℃/s 이하의 서랭과 550∼660℃에서 보유 지지를 행함으로써, 페라이트 변태와 철계 탄화물의 생성을 행하는 방법이다. 이 연속 어닐링 중에 생성하는 철계 탄화물은 단시간에 생성되므로, 치환형 원소의 확산이 일어나기 어렵다.

다른 하나의 방법은, 열간 압연 공정에 후속의 냉각 공정에 있어서, 페라이트 및 펄라이트 변태를 종료시킴으로써, 연질이고 또한 균일하고, 또한 펄라이트 중의 철계 탄화물에 치환형 원소의 확산량이 적은 상태를 만들어 넣을 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, 냉간 압연 후의 연속 어닐링 공정에 있어서, (Ac₁－40)℃라고 하는 페라이트의 재결정만 일어나는 온도역에서의 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 도시한 바와 같이, Cr_θ/Cr_M 및 Mn_θ/Mn_M이 저값인 C－1과, 고값인 C－4를, 150℃/s로 850℃로 가열 후 10초 보유 지지하고, 그 후 5℃/s로 냉각했을 때의 팽창 곡선으로부터 결정하였다. 즉, Cr_θ/Cr_M 및 Mn_θ/Mn_M이 고값인 재료에서는, 냉각 중에 650℃ 부근으로부터 변태가 개시되어 있는 것에 비해, Cr_θ/Cr_M 및 Mn_θ/Mn_M이 높은 재료에서는, 400℃ 이하까지 명료한 상변태가 확인되지 않는다. 즉, Cr_θ/Cr_M 및 Mn_θ/Mn_M을 저값으로 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 작성하여, 투과 전자 현미경(TEM)을 사용하여 1000배 이상의 배율로 관찰하고, TEM에 부속되는 에너지 분산형 분광 분석 장치(EDS)로 분석을 행할 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, 이 핫스탬프용 강판에서는, 분단되어 있지 않은 펄라이트 분율이 10％ 이상이어도 좋다. 분단되어 있지 않은 펄라이트는 어닐링 공정에 있어서 한번 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 바는, 통상, 열연 강판의 마이크로 조직이 페라이트 및 펄라이트로 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 한번 오스테나이트로 된 후, 그 후의 냉각 과정과 보유 지지에 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.

(제1 실시 형태)

이하, 본 발명의 제1 실시 형태에 관한 핫스탬프용 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

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

(열연 공정)

열연 공정에서는, 상술한 화학 성분을 갖는 강편을 1100℃ 이상의 온도로 가열(재가열)하여, 열간 압연을 행한다. 강편은 연속 주조 설비에서 제조한 직후의 슬래브여도 좋고, 전기로에서 제조한 것이어도 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 좋다.

(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. 통상적으로, 권취 후의 코일은 엣지 부분으로부터 냉각되어 가기 때문에, 냉각 이력이 불균일해지고, 그 결과 마이크로 조직의 불균일화가 생기기 쉬워지지만, 상기 온도 영역에서 열연 코일의 권취를 행함으로써, 열연 공정 중에 생기는 마이크로 조직의 불균일화를 억제할 수 있다. 단, 상기 바람직한 범위 외의 권취 온도라도, 연속 어닐링 중의 마이크로 조직 제어에 의해, 종래에 비해 대폭으로 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 보유 지지하는 보유 지지 공정을 구비한다.

(핫스탬프 공정)

핫스탬프 공정에서는 상기와 같이 연속 어닐링된 강판을, 가열부와 비가열부가 존재하는 상태가 되도록 가열한 후 핫스탬프를 행한다. 여기서, 가열부(켄칭부)에서는 Ac₃ 이상으로 가열하지만, 그 가열 속도나 그 후의 냉각 속도 등은 일반적인 조건을 채용하면 된다. 단, 3℃/s 미만의 가열 속도에서는 생산 효율이 매우 낮아지므로, 가열 속도를 3℃/s 이상으로 설정해도 좋다. 또한, 3℃/s 미만의 냉각 속도에서는, 가열부를 충분히 켄칭할 수 없을 가능성이나, 열전달에 의해 비가열부까지 열이 미칠 가능성이 있으므로, 냉각 속도를 3℃/s 이상으로 설정해도 좋다.

가열부와 비가열부가 존재하는 상태로 되도록 가열하는 방법은, 특별히 규정되는 것이 아니라, 예를 들어 통전 가열을 행하는 방법, 가열을 행하고 싶지 않은 개소에 단열재를 배치하는 방법, 적외선 등에 의해 부분적으로 가열하는 방법 등을 채용할 수 있다.

또한, 열전달에 의해 비가열부까지 열이 미치는 것을 피하기 위해, 최고 가열 온도의 상한을 1000℃로 설정해도 좋다. 또한, 최고 가열 온도에서의 보유 지지에 관해서는, 오스테나이트 단상까지 역변태하고 있는 것이면, 특별 보유 지지 시간을 설정할 필요가 없으므로, 행하지 않아도 된다. 또한, 가열부라 함은, 핫스탬프 공정에 있어서의 강판 가열 시의 최고 가열 온도가 Ac₃ 이상에 도달하는 부분을 의미한다. 또한, 비가열부라 함은, 핫스탬프 공정에 있어서의 강판 가열 시의 최고 가열 온도가 Ac₁ 이하의 온도 영역인 부분을 의미하고, 핫스탬프 시에 전혀 가열되지 않는 부분 및 Ac₁ 이하의 온도까지 가열되는 부분을 포함한다.

이와 같은 핫스탬프 성형체 제조 방법에 따르면, 경도가 균일하고 또한 유질의 핫프레스용 강판을 사용하고 있으므로, 비가열부가 존재하는 상태의 강판에 대해 핫스탬프를 행한 경우라도 핫스탬프 성형체의 비가열부의 경도 편차를 저감시키는 것이 가능해진다. 구체적으로는, 비가열부의 비커스 경도 편차 및 평균 경도를, 강판의 C 함유량이 0.18％ 이상 0.25％ 미만인 경우, 비가열부의 비커스 경도의 편차 ΔHv가 25 이하, 또한 평균 비커스 경도 Hv_Ave가 200 이하, 강판의 C 함유량이 0.25％ 이상 0.30％ 미만인 경우, 비가열부의 비커스 경도의 편차 ΔHv가 32 이하, 또한 평균 비커스 경도 Hv_Ave가 220 이하, 강판의 C 함유량이 0.30％ 이상 0.35％ 미만인 경우, 비가열부의 비커스 경도의 편차 ΔHv를 38 이하, 또한 평균 비커스 경도 Hv_Ave를 240 이하로 할 수 있다.

핫스탬프에 사용하는 강판은 핫스탬프 후의 켄칭 강도를 확보하기 위해 C 성분을 많이 함유하고, 또한 Mn 및 B를 함유한다고 하는 특징이 있고, 이와 같은 켄칭성이 높고 C 농도가 높은 강재 성분에서는, 열연 공정 후의 열연판 마이크로 조직이 불균일로 되기 쉬운 경향이 있다. 그러나, 본 실시 형태에 관한 핫스탬프용 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, 또한 그 후, "550℃∼660℃"의 온도 영역에서 1분∼10분 보유 지지함으로써, 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 도시한 바와 같이, 미재결정 페라이트의 상태에 있다. 본 실시 형태에 관한 핫스탬프용 강판을 제조하는 방법에서는, 연속 어닐링 공정에서, Ac₁점보다 고온 영역인 "Ac₁℃∼Ac₃℃ 미만"의 온도 영역까지 가열함으로써, 미재결정 페라이트가 약간 잔류하는 오스테나이트상과의 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 생기고 있다. 다음에, 강판을 "550℃∼660℃"의 온도 영역에서 1분∼10분 보유 지지하는 보유 지지 공정에서는, 페라이트 변태와 동시에 미변태 오스테나이트 중으로의 C의 농화가 일어나고, 상기 온도역에서의 보유 지지에 의해 시멘타이트의 석출 혹은 펄라이트 변태가 촉진된다.

핫스탬프에 사용하는 강판은 핫스탬프 후의 켄칭 강도를 확보하기 위해 C 성분을 많이 함유하고, 또한 Mn 및 B를 함유한다고 하는 특징이 있지만, B는 오스테나이트 단상으로부터의 냉각 시에 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, Ac₃ 바로 아래의 "Ac₁℃∼Ac₃℃ 미만"의 온도 영역에 그침으로써, 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 보유 지지하는 보유 지지 공정에서, 잔류한 페라이트를 핵으로 하여 페라이트를 성장시킴으로써 연질화가 도모된다. 또한, 연속 어닐링 공정에서의 가열 온도를 Ac₃℃보다 높게 하면 대략 오스테나이트 단상으로 되기 때문에, 그 후의 냉각 중의 페라이트 변태가 불충분해져 경질화되기 때문에 이것을 상한으로 하고, Ac₁ 미만과 미재결정 페라이트의 체적 분율이 높아져 경질화되기 때문에 이것을 하한으로 한다.

또한, "550℃∼660℃"의 온도 영역에서 냉연 강판을 1분∼10분 보유 지지하는 보유 지지 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 따라서, 냉각 후에 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트가 약간 잔존하는 경우도 있다.

또한 보유 지지 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 생겨 버리는 경우가 있다. 또한 보유 지지 시간이 10분을 초과하면 실질적으로 연속 어닐링 설비가 길어져 고비용으로 되는 한편, 1분 미만에서는 페라이트 변태, 시멘타이트 석출, 또는 펄라이트 변태가 불충분해져, 냉각 후의 마이크로 조직의 대부분이 경질상인 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 온도역인 "25℃∼550℃"의 온도 영역에서 권취함으로써, 권취 후의 열연 코일의 마이크로 조직의 불균일화를 억제할 수 있다. 이는, 일반적으로 보통강이 권취되는 600℃ 부근에서는, 페라이트 변태와 펄라이트 변태가 일어나는 온도역이지만, 당해 켄칭성이 높은 강종을, 통상 행해지는 열간 압연 마무리 조건 후에 상기 온도역에서 권취한 경우, 열간 압연 공정의 마무리 압연으로부터 권취될 때까지의 Run-Out-Table(이하, ROT)이라고 불리는 수냉 장치 구간에서 변태가 거의 일어나지 않으므로, 권취 후에 오스테나이트로부터의 상변태가 일어나게 된다. 그로 인해, 코일의 폭 방향에서 생각했을 때, 외기에 노출되는 엣지 부분과, 외기로부터 차단된 센터의 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 온도역에서 권취하면, 상기 냉각 이력의 차에 의해 열연판의 마이크로 조직이나 강도가 하나의 코일 중에서 크게 편차가 생긴다. 이 열연판을 사용하여 냉간 압연 후에 연속 어닐링 설비에 의해 어닐링을 행하면, Ac₁ 이하의 페라이트 재결정 온도역에서는, 열연판 마이크로 조직의 편차에 기인한 페라이트 재결정 속도의 편차에 의해, 도 1에 도시한 바와 같이 큰 강도 편차가 생긴다. 한편, Ac₁ 이상의 온도역까지 가열하여 그대로 냉각하면, 미재결정 페라이트가 많이 잔존할 뿐만 아니라, 일부 역변태된 오스테나이트가 경질상인 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 온도역에서 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 온도역에서 권취함으로써, 코일 전체를 경질인 베이나이트나 마르텐사이트로 만들 수 있다.

도 3a∼도 3c는 열연 코일의 권취 온도별의, 연속 어닐링 후의 핫스탬프용 강판의 강도 편차를 도시하고 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 도시하고 있다. 도 3a∼도 3c에 있어서, △TS는 강판의 편차(강판의 인장 강도의 최대값－최소값)를 나타내고 있다. 도 3a∼도 3c로부터 명백한 바와 같이, 적절한 조건에 의해 연속 어닐링을 행함으로써, 소성 후의 강판의 강도를 균일하고 또한 연하게 만들 수 있다.

이와 같은 균일한 강도의 강판을 사용함으로써, 핫스탬프 공정에 있어서 통전 가열 방식을 채용하는 것 등으로, 가열 후의 강판 온도에 불균일이 불가피하게 생기는 경우라도, 핫스탬프 후의 성형품의 부품 강도를 안정화시킬 수 있다. 예를 들어, 통전 가열에서 온도가 올라가지 않는 전극 보유 지지부 등이며, 강판의 소재 강도 자체가 제품 강도에 영향을 미치는 부분에 대해서도, 강판의 소재 강도 자체를 균일 관리함으로써, 핫스탬프 후의 성형품의 품질 관리 정밀도를 향상시킬 수 있다.

(제2 실시 형태)

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

(열연 공정)

열연 공정에서는, 상술한 화학 성분을 갖는 강편을 1100℃ 이상의 온도로 가열(재가열)하여, 열간 압연을 행한다. 강편은 연속 주조 설비에서 제조한 직후의 슬래브여도 좋고, 전기로에서 제조한 것이어도 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.

본 실시 형태에 있어서의 열연 공정에서는, 연속하는 5기 이상의 압연 스탠드로 구성되는 마무리 열연에 있어서, (A) 최종 압연기 F_i에서의 마무리 열연 온도F_iT를 "(Ac₃－80)℃∼(Ac₃＋40)℃"의 온도 범위 내로 설정하고, (B) 최종 압연기 F_i보다 앞에 있는 압연기 F_i _-3에서 압연이 개시된 후 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 보유 지지하고, 상기 권취 공정에서 권취한다.

이와 같이 열연을 행함으로써, 열간 압연에서의 냉각상인 ROT(Run Out Table) 중에서, 오스테나이트로부터 저온 변태상인 페라이트나 펄라이트, 베이나이트로 안정적으로 변태시킬 수 있어, 코일 권취 후에 생기는 냉각 온도 편차에 수반하는 강판의 경도 편차를 저감시킬 수 있다. ROT 내에서 변태를 완료시키기 위해서는, 오스테나이트 입경이 미세한 것과, ROT 내에서 Ar₃℃ 이하의 온도로 장시간 보유 지지되는 것이 중요한 조건이 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 대폭으로 저감시킬 수 있다.

예를 들어, 7기의 마무리 압연기를 갖는 열연 라인의 경우, 최종 스탠드인 F₇ 압연기로부터 거슬러 올라와 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 편석한 상태의 B가, 페라이트 변태를 현저하게 지연시켜, ROT 내에서 상변태가 진행되기 어려워진다. 통과 시간은, 바람직하게는 4초 이상이다. 특별히 상한은 설정하지 않지만, 통과 시간이 20초 이상에서는, 스탠드 사이에서의 강판의 온도 저하가 커져, 열간으로 압연하는 것이 불가능해진다.

오스테나이트를 미세하고, 또한 오스테나이트 입계에 B가 존재하지 않도록 재결정시키기 위해서는, Ar₃ 이상의 최대한 저온에 있어서 압연을 완료하여, 상기 온도역에서 오스테나이트를 재결정시키는 것이 필요해진다. 이로 인해, F₄ 압연기의 압연 출구측 온도를, (F_iT＋100)℃ 이하로 한다. 이는, 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 보유 지지 시간을 장시간으로 함으로써, 페라이트 변태가 일어난다. Ar₃은 페라이트 변태 개시 온도이므로 이것을 상한으로 하고, 연질의 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℃에서 3초 이상 보유 지지에 의해, 페라이트 변태가 진행된 열연 강판을, 그대로 권취한다. 실질적으로는, ROT의 설비 길이에 따라서 변화되지만, 500∼650℃ 정도의 온도역에서 권취한다. 상기와 같이 열간 압연을 행함으로써, 코일 냉각 후의 열연판 마이크로 조직은 페라이트 및 펄라이트를 주체로 한 조직을 나타내고, 열연 공정 중에 생기는 마이크로 조직의 불균일화를 억제할 수 있다.

(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 "(Ac₁－40)℃∼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 보유 지지하는 보유 지지 공정을 구비한다.

(핫스탬프 공정)

핫스탬프 공정에서는, 상기와 같이 연속 어닐링된 강판을, 가열부와 비가열부가 존재하는 상태로 되도록 가열한 후 핫스탬프를 행한다. 여기서, 가열부(켄칭부)에서는 Ac₃ 이상으로 가열하지만, 그 가열 속도나 그 후의 냉각 속도 등은 일반적인 조건을 채용하면 된다. 단, 3℃/s 미만의 가열 속도에서는 생산 효율이 매우 낮아지므로, 가열 속도를 3℃/s 이상으로 설정해도 좋다. 또한, 3℃/s 미만의 냉각 속도에서는, 가열부를 충분히 켄칭할 수 없을 가능성이나, 열전달에 의해 비가열부까지 열이 미칠 가능성이 있으므로, 냉각 속도를 3℃/s 이상으로 설정해도 좋다.

또한, 열전달에 의해 비가열부까지 열이 미치는 것을 피하기 위해, 최고 가열 온도의 상한을 1000℃로 설정해도 좋다. 또한, 최고 가열 온도에서의 보유 지지에 관해서는, 오스테나이트 단상까지 역변태되고 있는 것이면, 특별 보유 지지 시간을 설정할 필요가 없으므로, 행하지 않아도 좋다. 또한, 가열부라 함은, 핫스탬프 공정에 있어서의 강판 가열 시의 최고 가열 온도가 Ac₃ 이상에 도달하는 부분을 의미한다. 또한, 비가열부라 함은, 핫스탬프 공정에 있어서의 강판 가열 시의 최고 가열 온도가 Ac₁ 이하의 온도 영역인 부분을 의미하고, 핫스탬프 시에 전혀 가열되지 않는 부분 및 Ac₁ 이하의 온도까지 가열되는 부분을 포함한다.

이와 같은 핫스탬프 성형체 제조 방법에 따르면, 경도가 균일하고 또한 유질인 핫프레스용 강판을 사용하고 있으므로, 비가열부가 존재하는 상태의 강판에 비해 핫스탬프를 행한 경우라도 핫스탬프 성형체의 비가열부의 편차를 저감시키는 것이 가능해진다. 구체적으로는, 비가열부의 비커스 경도 편차 및 평균 경도를, 강판의 C 함유량이 0.18％ 이상 0.25％ 미만인 경우, 비가열부의 비커스 경도의 편차 ΔHv를 25 이하, 또한 평균 비커스 경도 Hv_Ave를 200 이하, 강판의 C 함유량이 0.25％ 이상 0.30％ 미만인 경우, 비가열부의 비커스 경도의 편차 ΔHv를 32 이하, 또한 평균 비커스 경도 Hv_Ave를 220 이하, 강판의 C 함유량이 0.30％ 이상 0.35％ 미만인 경우, 비가열부의 비커스 경도의 편차 ΔHv를 38 이하, 또한 평균 비커스 경도 Hv_Ave를 240 이하로 할 수 있다.

상기, 제2 실시 형태의 열연 공정에 의해, ROT 내에서 오스테나이트로부터 페라이트나 펄라이트로 변태 후, 코일에 권취되므로, 코일 권취 후에 생기는 냉각 온도 편차에 수반하는 강판의 강도 편차를 저감시키고 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, 또한 그 후, "450℃∼660℃"의 온도 영역에서 20초∼10분 보유 지지함으로써, 제1 실시 형태에 기재된 강판 제조 방법과 동등 이상으로, 마이크로 조직을 균일하게 할 수 있다.

냉연 공정을 거친 강판의 마이크로 조직은, 도 2의 모식도에 도시한 바와 같이, 미재결정 페라이트의 상태에 있다. 본 제2 실시 형태에 관한 핫스탬프용 강판을 제조하는 방법에서는, 연속 어닐링 공정에서, "(Ac₁－40)℃∼Ac₃℃ 미만"의 온도 영역까지 가열함으로써, 미재결정 페라이트가 약간 잔류하는 오스테나이트상과의 2상 공존 상태까지 가열을 행하는 제1 실시 형태 외에, 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 보유 지지는, 제1 실시 형태에 비해 저온화와 단시간화하는 것이 가능해진다. 이는, 균일한 마이크로 조직으로 함으로써, 오스테나이트로부터의 냉각 공정에서 페라이트 변태가 보다 빠르게 진행되고 있는 것을 나타내고 있고, 저온ㆍ단시간의 보유 지지 조건이라도, 충분히 조직의 균일화와 연질화를 달성할 수 있다. 즉, 강판을 "450℃∼660℃"의 온도 영역에서 20초∼10분 보유 지지하는 보유 지지 공정에서는, 페라이트 변태와 동시에 미변태 오스테나이트 중으로의 C의 농화가 일어나고, 상기 온도역에서의 보유 지지에 의해 시멘타이트의 석출 혹은 펄라이트 변태가 빠르게 일어난다.

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

여기서, "450℃∼660℃"의 온도 영역에서 20초∼10분 보유 지지하는 보유 지지 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 따라서, 냉각 후에 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트가 약간 잔존하는 경우도 있다.

또한 보유 지지 공정에서의 온도가 660℃를 초과하면 페라이트 변태의 진행이 지연되어 어닐링이 장시간으로 된다. 한편, 450℃ 미만에서는 변태에 의해 생성하는 페라이트 자체가 경질로 되는 것이나, 시멘타이트 석출이나 펄라이트 변태가 진행되기 어려워지는 것, 또한 저온 변태 생성물인 베이나이트나 마르텐사이트가 생겨 버리는 경우가 있다. 또한 보유 지지 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 경질상인 베이나이트나 마르텐사이트 주체의 조직이 되어, 강판이 경질화될 우려가 있다.

도 3a∼도 3c는 열연 코일의 권취 온도별의, 연속 어닐링 후의 핫스탬프용 강판의 강도 편차를 도시하고 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 도시하고 있다. 도 3a∼도 3c에 있어서, △TS는 강판의 편차(강판의 인장 강도의 최대값－최소값)를 나타내고 있다. 도 3a∼도 3c로부터 명백한 바와 같이, 적절한 조건에 의해 연속 어닐링을 행함으로써, 소성 후의 강판의 강도를 균일하고 또한 연하게 만들어 넣을 수 있다.

이와 같은 균일한 강도의 강판을 사용함으로써, 핫스탬프 공정에 있어서 통전 가열 방식을 채용하는 것 등에 의해, 가열 후의 강판 온도에 불균일이 불가피하게 생기는 경우라도, 핫스탬프 후의 성형품의 부품 강도를 안정화시킬 수 있다. 예를 들어, 통전 가열에서 온도가 올라가지 않는 전극 보유 지지부 등이며, 강판의 소재 강도 자체가 제품 강도에 영향을 미치는 부분에 대해서도, 강판의 소재 강도 자체를 균일 관리함으로써, 핫스탬프 후의 성형품의 품질 관리 정밀도를 향상시킬 수 있다.

이상, 제1 실시 형태 및 제2 실시 형태에 기초하여 본 발명을 설명하였지만, 본 발명은 상술한 실시 형태만으로 한정되는 것이 아니라, 특허청구의 범위 내에서 다양하게 개변할 수 있다. 예를 들어, 제1 실시 형태에 있어서의 열연 공정이나 연속 어닐링 공정 등에 있어서도, 제2 실시 형태에 있어서의 그들의 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 CT에서 권취하여, 판 두께 3.2㎜의 강대를 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 포머스터에 의한 팽창ㆍ수축 곡선으로부터 측정을 행하여, 가열 속도를 5℃/s로 측정한 값을 표 1에 기재하였다. 이 강대를, 표 3∼표 5에 나타내는 조건으로, 가열 속도 5℃/s로 연속 어닐링을 행하였다. 또한, 표 6∼표 8에는 연속 어닐링 후의 강대의 10개소로부터 측정한 인장 강도에 기초하여 구한 「강도 편차(△TS)」 및 「강도 평균값(TS_Ave)」과, 「강대의 마이크로 조직」과, 「Cr_θ/Cr_M」과, 「Mn_θ/Mn_M」을 나타냈다. 표 6∼표 8에 나타내는 마이크로 조직의 분율은 시험편을 절단, 연마한 것을 광학 현미경으로 관찰하고, 그 비율을 포인트 카운팅법에 의해 측정하여 얻었다. 그 후, 도 5에 도시한 바와 같이, 핫프레스용 강판(1)에 대해 전극(2)에 의한 통전 가열을 행하여, 가열부 1-a와 비가열부 1-b가 존재하도록 핫프레스용 강판을 가열하여, 핫스탬프를 실시하였다. 가열부 1-a에 대해서는 30℃/s의 가열 속도로 Ac₃＋50℃까지 가열하여, 온도 보유 지지를 행하지 않고, 20℃/s 이상의 냉각 속도로 금형 냉각을 실시하였다. 도 5에 도시하는 비가열부 1-b의 경도는 표면으로부터 0.4㎜ 위치의 단면 경도를, 비커스 경도계에 의해 5㎏f의 하중으로 5점의 평균값을 구하였다. 각 열연 코일에 대해, 30개의 부품을 무작위로 선정했을 때의 최대 경도와 최소 경도의 차를 ΔHv로 하고, 그 평균값을 Hv_Ave.로 하였다. 또한, ΔHv의 임계값은, 특히 강재의 C량의 영향이 크기 때문에, 본 발명에서는 이하의 기준을 임계값으로 하였다.

C:0.18％ 이상∼0.25％ 미만의 경우, ΔHv≤25, Hv_Ave.≤200.

C:0.25％ 이상∼0.3％ 미만의 경우, ΔHv≤32, Hv_Ave.≤220.

C:0.3％ 이상∼0.35％ 이하의 경우, ΔHv≤38, Hv_Ave.≤240.

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

켄칭성에 관해서는, 본 발명의 범위 외의 성분이면, 켄칭성이 낮기 때문에, 서두에서 서술한 강판 제조 중에 있어서의 경도의 편차나 경도의 상승이 일어나지 않으므로, 부품의 비가열부의 경도를 핫스탬프 공정 후에 측정한 경우, 본 발명을 사용하지 않아도 안정된 저경도와 저편차로 되기 때문에, 본 발명 외라고 간주한다. 기준으로서는, 본 발명의 제조 조건 외로 제조해도, 상기 ΔHv의 임계값을 만족시키는 경우에 상당한다.

제조한 강판을, 도 4에 도시한 형상으로 되도록, 절단한 강판과 금형을 사용하고, 도 5에 모식적으로 도시한 전극을 사용하여 통전으로 가열 후, 핫스탬프를 행하였다. 이때, 중앙부의 가열 속도를 50℃/s로 하여 최고 가열 온도 870℃까지 가열을 행하였다. 강판의 단부는 전극이 실온 정도이기 때문에, 비가열부로 되어 있다. 최고 가열 온도에 대해, 강판의 장소에 따라서 용이하게 온도차가 일어나도록, 도 4와 같이 냉각 매체가 통과한 통전 가열 전극부를 구비한 통전 가열에 의해 가열을 행한 것을 프레스에 사용하였다. 프레스에 사용한 금형은 햇(hat)형의 금형이고, 펀치 및 다이스의 형 R은 5R로 하였다. 또한, 모자형의 종벽부의 높이는 50㎜이고, 블랭크 홀더력을 10ton으로 하였다.

또한, 본 발명은 핫스탬프에 사용하는 소재를 전제로 하고 있으므로, 핫스탬프를 행하였을 때의 켄칭부의 최고 경도가 Hv:400 미만으로 되는 경우에는, 본 발명의 대상 외라고 간주한다. 또한, 켄칭부의 최고 경도의 측정 방법은, Ac₃ 이상으로 가열되어 있고, 금형과의 밀착도가 높은 도 5의 켄칭부 측정 위치에 있어서 측정을 행하였다. 측정은 상기한 비켄칭부의 경도 측정과 마찬가지로, 30개의 평균값으로 하였다.

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

실험예 A-1, A-2, A-3, 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 양호했다.

실험예 A-4, C-4, D-1, D-9, F-5, G-5는 연속 어닐링에서의 최고 가열 온도가 본 발명의 범위보다 낮기 때문에, 미재결정 페라이트가 잔존하고, Δ Hv가 높아져 버렸다.

실험예 A-5, B-3, E-4는 연속 어닐링에서의 최고 가열 온도가 본 발명의 범위보다도 높기 때문에, 최고 가열 온도에서 오스테나이트 단상 조직으로 되어 있고, 그 후의 냉각 및 보유 지지 중에서의 페라이트 변태와 시멘타이트 석출이 진행되지 않아 어닐링 후의 경질상 분율이 높아지고 Hv_Ave가 높아져 버렸다.

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

실험예 A-7, D-4, D-5, D-6, E-6은 연속 어닐링에서의 보유 지지 온도가 본 발명의 범위보다도 낮기 때문에, 페라이트 변태 및 시멘타이트 석출이 불충분해져, Hv _Ave가 높아져 버렸다.

실험예 D-7은 연속 어닐링에서의 보유 지지 온도가 본 발명의 범위보다도 높기 때문에, 페라이트 변태가 충분히 진행되지 않아, Hv_Ave가 높아져 버렸다.

실험예 A-8, E-7은 연속 어닐링에서의 보유 지지 시간이 본 발명의 범위보다도 짧았기 때문에, 페라이트 변태 및 시멘타이트 석출이 불충분해져, Hv_Ave가 높아져 버렸다.

강재의 C 농도가 대략 동일하고, DI_inch값이 각각 3.5, 4.2, 5.2로 상이한 강종 중에서, 제조 조건이 유사한 실험예 B-1, C-2, D-2와, 실험예 B-4, C-3, D-6을 비교하면, DI_inch값이 큰 경우일수록 ΔHv 및 Hv_Ave의 개선값이 큰 것을 알 수 있다.

강종 H는 C량이 0.16％로 적기 때문에, 핫스탬프 후의 켄칭 고도가 낮아, 핫스탬프 부품으로서 적합하지 않다.

강종 I는 C량이 0.40％로 많기 때문에, 핫스탬프 시의 비가열부의 성형성이 불충분하게 되어 버렸다.

강종 J는 Mn량이 0.82％로 적어 켄칭성이 낮았다.

강종 K 및 N은 각각 Mn량이 3.82％ 및 Ti량이 0.310％로 많기 때문에, 핫스탬프 부품 제조 공정의 일부인 열연이 곤란했다.

강종 L 및 M은 각각 Si량이 1.32％ 및 Al량이 1.300％로 높기 때문에, 핫스탬프 부품의 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 방해되지 않는다.

본 발명에 따르면, 가열부와 비가열부가 존재하는 상태로 되도록 강판을 가열하여 핫스탬프를 행하여도, 비켄칭부의 경도 편차를 억제하는 것이 가능한 핫스탬프 성형체 제조 방법 및 비켄칭부의 경도 편차가 작은 핫스탬프 성형품을 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 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 어닐링하여, 핫스탬프용 강판을 얻는 연속 어닐링 공정과,
연속 어닐링된 상기 핫스탬프용 강판을, 최고 가열 온도가 Ac₃℃ 이상인 가열부와 최고 가열 온도가 Ac₁℃ 이하인 비가열부가 존재하도록 가열하여, 핫스탬프를 행하는 핫스탬프 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 보유 지지하는 보유 지지 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는, 핫스탬프 성형체의 제조 방법.
제1항에 있어서, 상기 화학 성분이,
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％ 및
REM:0.0005％∼0.0050％
중 1종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 핫스탬프 성형체의 제조 방법.
제1항에 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, 핫스탬프 성형체의 제조 방법.
제2항에 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, 핫스탬프 성형체의 제조 방법.
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 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 어닐링하여, 핫스탬프용 강판을 얻는 연속 어닐링 공정과,
연속 어닐링된 상기 핫스탬프용 강판을, 최고 가열 온도가 Ac₃℃ 이상인 가열부와 최고 가열 온도가 Ac₁℃ 이하인 비가열부가 존재하도록 가열하여, 핫스탬프를 행하는 핫스탬프 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 영역 내로 설정하고, 상기 최종 압연기 F_i보다 앞에 있는 압연기 F_i _-3에서 압연이 개시된 후 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 보유 지지 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 보유 지지하는 보유 지지 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는, 핫스탬프 성형체의 제조 방법.
제5항에 있어서, 상기 화학 성분이,
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％ 및
REM:0.0005％∼0.0050％
중 1종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 핫스탬프 성형체의 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, 핫스탬프 성형체의 제조 방법.
제6항에 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, 핫스탬프 성형체의 제조 방법.
제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 기재된 핫스탬프 성형체의 제조 방법을 사용하여 성형되는 핫스탬프 성형체이며,
C 함유량이 0.18％ 이상 0.25％ 미만인 경우, 상기 비가열부의 비커스 경도의 편차 ΔHv가 25 이하, 또한 평균 비커스 경도 Hv_Ave가 200 이하이고,
C 함유량이 0.25％ 이상 0.30％ 미만인 경우, 상기 비가열부의 비커스 경도의 편차 ΔHv가 32 이하, 또한 평균 비커스 경도 Hv_Ave가 220 이하이고,
C 함유량이 0.30％ 이상 0.35％ 미만인 경우, 상기 비가열부의 비커스 경도의 편차 ΔHv가 38 이하, 또한 평균 비커스 경도 Hv_Ave가 240 이하인 것을 특징으로 하는, 핫스탬프 성형체.