KR20200013703A

KR20200013703A - 열간 프레스 부재 및 그 제조 방법 그리고 열간 프레스용 냉연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20200013703A
Application number: KR1020197038381A
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: 2020-02-07
Also published as: MX2019015322A; KR102356747B1; JPWO2019003542A1; WO2019003450A1; EP3647450A4; EP3647450A1; JP6540908B2; CN110832097A; CN110832097B; US11236406B2; WO2019003542A1; EP3647450B1; US20200370140A1

Abstract

열간 프레스 부재에 대하여, 그 성분 조성을 적정히 조정한 후, 그 마이크로 조직을, 부재 표면으로부터 판 두께 방향 50 ㎛ 이내의 구오스테나이트 평균 결정 입경이 7 ㎛ 이하 그리고 마텐자이트의 체적률이 90 ％ 이상이고, 또한 부재 표면으로부터 판 두께 방향 20 ∼ 100 ㎛ 의 깊이 범위에 있어서의, 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Nb 및 Ti 의 탄질화물의 평균 입자간 거리를 5 ㎛ 이하로 함으로써, 열간 프레스 후에 TS : 1780 ㎫ 이상이라는 매우 높은 인장 강도를 가질 뿐만 아니라, 우수한 프로젝션 용접부의 압입 박리 강도를 겸비시킬 수 있다.

Description

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

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

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

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

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

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

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

그러나, 자동차 조립 공정의 상당수는 저항 스폿 용접에 의해 조립되지만, 일부, 저항 스폿 용접기의 건이 들어가지 않는 장소에서는 볼트 체결에 의해 조립된다. 이 경우에는, 강판에 프로젝션부를 갖는 너트를 저항 용접하고, 그 후에 다른 판과 볼트로 조립된다. 그러나, 1780 ㎫ 이상의 인장 강도를 확보하기 위해서는 합금 원소 (예를 들어 C 등) 를 많이 함유할 필요가 있는데, 이에 의해 너트와 강판의 프로젝션 용접부 (용접 조인트) 의 압입 박리 강도가 현저하게 저하하는 것이 염려된다.

종래, 너트의 프로젝션 용접성을 향상시키는 수단은 몇 가지 보고되어 있다.

예를 들어, 특허문헌 1 에서는, 용접 조건을 제어함으로써, 압입 박리 강도를 개선하는 기술이 개시되어 있다.

또한, 특허문헌 2 에서는, 강판 표면의 고용 Si 농도 및 고용 Al 농도를 제어함으로써, 압입 박리 강도가 향상되는 기술이 개시되어 있다.

일본 공개특허공보 2012-157900호 일본 공개특허공보 2012-126943호

그러나, 용접 조건을 제어하는 특허문헌 1 의 기술에서는, 용접기에 제한이 가해지는 것 외에, 제어 타이머 등이 필요하기 때문에, 비용이 증가한다. 또한, 인장 강도가 1780 ㎫ 이상인 강판에 적용해도 압입 박리 강도의 개선은 불충분하다.

또한, 특허문헌 2 의 기술은, 인장 강도가 1000 ㎫ 정도인 강판을 대상으로 하는 것으로, 이 성분 범위에서는 저항 용접시에 너트와 강판 사이에서 용융이 발생하여 너깃이 형성되지만, 인장 강도가 1780 ㎫ 를 초과하는 강판 성분이 되면 변형 저항이 증대하여, 너깃 형성을 하는 것과 같은 용접이 아니라, 압착하는 용접이 된다. 따라서, 이와 같은 경우에는, 특허문헌 2 의 기술에서는, 압입 박리 강도의 개선 효과는 기대할 수 없다.

상기 서술한 바와 같이, 용접 조건에 관계없이, TS : 1780 ㎫ 이상의 열간 프레스 부재의 너트와의 프로젝션 용접 후의 압입 박리 강도를 개선하는 것은 곤란하게 되어, 이들 특성을 겸비하는 열간 프레스 부재는 개발되어 있지 않은 것이 실정이다.

그래서, 본 발명자들은, 상기의 실정을 감안하여 예의 검토를 거듭한 결과, 열간 프레스 부재의 너트의 프로젝션 용접 후의 압입 박리 강도를 향상시키기 위해서는, 부재 표면으로부터 판 두께 방향 20 ∼ 100 ㎛ 의 깊이 범위에 Nb 또는 Ti 의 탄질화물을 미세하게 분산시키는 것이 유효하고, 이에 의해 용접 후의 구오스테나이트 입경을 미세화시킴과 함께, 인성을 향상시키는 것이 가능해지고, 그 결과, 너트의 프로젝션 용접 후의 압입 박리 강도를 향상시킬 수 있는 것을 알아냈다.

또한, 전술한 바와 같이, 인장 강도가 1780 ㎫ 이상이 되는 강 성분에서는, 변형 저항이 높아지기 때문에, 열간 프레스 부재의 극표층을 제외하고, 저항 스폿 용접과 같이 부재가 용융하여 너깃을 형성함으로써 용접하는 형태가 아니라, 업셋 용접과 같은 너트의 프로젝션부 및 부재의 극표층만이 용융하여, 압착함으로써 용접된다. 이 때, 부재의 극표면은 용융하여, 부재 표면으로부터 튕겨, 신생면에서 용접되어 부재가 된다. 이 후에 볼트로 체결되어, 그 볼트를 압입했을 때의 박리 강도 (압입 박리 강도) 가 중요해진다.

그래서, 더욱 예의 검토를 거듭한 결과, 이 압입 박리 강도에는, 열간 프레스 후의 부재의 표면으로부터 판 두께 방향으로 20 ∼ 100 ㎛ 의 범위에 있어서의 마이크로 조직이 강하게 영향을 주고 있는 것을 알아냈다.

구체적으로는, 미세한 Nb 또는 Ti 의 탄질화물을 부재 표면으로부터 판 두께 방향 20 ∼ 100 ㎛ 의 깊이 범위에 분산시킴으로써, 구오스테나이트 평균 결정 입경이 미세화하고, 또한 Nb 및 Ti 의 탄질화물의 석출 강화에 의해 항복 강도가 향상되기 때문에, 압입 박리 강도가 향상된다.

본 발명은, 상기의 지견에 입각하는 것이다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

1. 부재의 강 성분 조성이, 질량％ 로, C : 0.28 ％ 이상 0.42 ％ 미만, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 1.1 ％ 이상 2.4 ％ 이하, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하, N : 0.010 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하 및 Ti : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,

부재의 마이크로 조직이, 부재 표면으로부터 판 두께 방향으로 50 ㎛ 이내의 구오스테나이트 평균 결정 입경이 7 ㎛ 이하 그리고 마텐자이트의 체적률이 90 ％ 이상이고, 또한 부재 표면으로부터 판 두께 방향 20 ∼ 100 ㎛ 의 깊이 범위에 있어서의, 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Nb 및 Ti 의 탄질화물의 평균 입자간 거리가 5 ㎛ 이하이고, 인장 강도가 1780 ㎫ 이상인, 열간 프레스 부재.

2. 상기 부재가, 질량％ 로, 추가로 B : 0.0050 ％ 이하, Mo : 0.50 ％ 이하, Cr : 0.50 ％ 이하, Sb : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하, Ca : 0.005 ％ 이하, Mg : 0.005 ％ 이하, REM : 0.005 ％ 이하, V : 0.15 ％ 이하, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하, Sn : 0.50 ％ 이하, Zn : 0.10 ％ 이하, Co : 0.10 ％ 이하, Zr : 0.10 ％ 이하, Ta : 0.10 ％ 이하 및 W : 0.10 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 상기 1 에 기재된 열간 프레스 부재.

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

4. 강판의 성분 조성이, 질량％ 로, C : 0.28 ％ 이상 0.42 ％ 미만, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 1.1 ％ 이상 2.4 ％ 이하, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하, N : 0.010 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하 및 Ti : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,

강판의 마이크로 조직이, 펄라이트를 체적률로 30 ％ 이하 함유하고, 또한 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 150 ㎛ 까지의 범위에 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Nb 및 Ti 의 탄질화물이 강판의 판 두께 방향으로 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 10 개 이상 존재하고, 또한 그 평균 입자간 거리가 5 ㎛ 이하인, 열간 프레스용 냉연 강판.

5. 상기 강판이, 질량％ 로, 추가로 B : 0.0050 ％ 이하, Mo : 0.50 ％ 이하, Cr : 0.50 ％ 이하, Sb : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하, Ca : 0.005 ％ 이하, Mg : 0.005 ％ 이하, REM : 0.005 ％ 이하, V : 0.15 ％ 이하, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하, Sn : 0.50 ％ 이하, Zn : 0.10 ％ 이하, Co : 0.10 ％ 이하, Zr : 0.10 ％ 이하, Ta : 0.10 ％ 이하 및 W : 0.10 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 상기 4 에 기재된 열간 프레스용 냉연 강판.

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

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

질량％ 로, C : 0.28 ％ 이상 0.42 ％ 미만, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 1.1 ％ 이상 2.4 ％ 이하, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하, N : 0.010 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하 및 Ti : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 소재를,

열간 압연 개시 전에 1200 ℃ 이상의 온도에서 30 분 이상 가열한 후에 열간 압연을 개시하고, 마무리 압연 종료 온도가 860 ∼ 950 ℃ 인 조건으로 열간 압연하고,

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

상기의 1 차 냉각 후, 권취 온도까지의 제 2 평균 냉각 속도를 5 ∼ 50 ℃／s 로 하여, 500 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 2 차 냉각을 실시하고,

이어서, 권취한 열연 강판을, 산세 후, 냉간 압연을 실시한 후, 균열 온도로서 850 ∼ 950 ℃ 의 온도역에서 600 초 이내 유지한 후, 수냉에 의해 실온까지 냉각시키고, 150 ∼ 300 ℃ 의 범위에서 60 ∼ 1800 초 템퍼링하는 제 1 어닐링을 실시하고,

상기의 제 1 어닐링 후, 3 ∼ 30 ℃／s 의 평균 승온 속도로 720 ∼ 850 ℃ 의 온도역까지 가열하고, 균열 온도로서 720 ∼ 850 ℃ 의 온도역에서 15 초 이상 유지한 후, 제 3 평균 냉각 속도를 5 ℃／s 이상으로 하고, 600 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키는 제 2 어닐링을 실시하는, 열간 프레스용 냉연 강판의 제조 방법.

8. 상기 강 소재가, 질량％ 로, 추가로 B : 0.0050 ％ 이하, Mo : 0.50 ％ 이하, Cr : 0.50 ％ 이하, Sb : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하, Ca : 0.005 ％ 이하, Mg : 0.005 ％ 이하, REM : 0.005 ％ 이하, V : 0.15 ％ 이하, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하, Sn : 0.50 ％ 이하, Zn : 0.10 ％ 이하, Co : 0.10 ％ 이하, Zr : 0.10 ％ 이하, Ta : 0.10 ％ 이하 및 W : 0.10 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 상기 7 에 기재된 열간 프레스용 냉연 강판의 제조 방법.

9. 상기 제 2 어닐링 후, 추가로 강판 표면에 Al 계 도금 처리 또는 Zn 계 도금 처리를 실시하는 상기 7 또는 8 에 기재된 열간 프레스용 냉연 강판의 제조 방법.

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

본 발명에 의하면, 열간 프레스 후에 매우 높은 인장 강도를 가짐과 동시에, 우수한 너트의 프로젝션 용접성을 겸비한 열간 프레스 부재를 얻을 수 있다. 예를 들어, 인장 강도가 1780 ㎫ 이상이고, M6 너트를 용접한 후의 압입 박리 강도가 6.5 kN 이상 (바람직하게는 8 kN 이상) 을 나타내는 너트의 프로젝션 용접성이 우수한 열간 프레스 부재를 안정적으로 얻을 수 있다.

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

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

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

〔열간 프레스 부재의 마이크로 조직〕

열간 프레스 부재의 마이크로 조직은, 부재 표면으로부터 판 두께 방향으로 50 ㎛ 이내의 구오스테나이트 평균 결정 입경이 7 ㎛ 이하 그리고 마텐자이트의 체적률이 90 ％ 이상이고, 또한 부재 표면으로부터 판 두께 방향 20 ∼ 100 ㎛ 의 깊이 범위에 있어서의, 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Nb 및 Ti 의 탄질화물의 평균 입자간 거리가 5 ㎛ 이하인 마이크로 조직으로 한다.

부재 표면으로부터 판 두께 방향으로 50 ㎛ 이내의 구오스테나이트 평균 결정 입경이 7 ㎛ 초과에서는, 인성이 열화하여 프로젝션 용접 후의 압입 박리 강도가 저하하기 때문에, 그 상한은 7 ㎛ 로 한다. 바람직하게는 6 ㎛ 이하이고, 더욱 바람직하게는 5.5 ㎛ 이하이다.

또한, 부재 표면으로부터 판 두께 방향으로 50 ㎛ 이내의 마텐자이트의 체적률이 90 ％ 미만에서는, 인장 강도 : 1780 ㎫ 이상을 달성하는 것이 곤란해진다. 따라서, 부재 표면으로부터 판 두께 방향으로 50 ㎛ 이내의 마텐자이트의 체적률은 90 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 93 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 95 ％ 이상이다. 100 ％ 여도 된다.

또한, 부재의 잔부 조직으로는, 페라이트, 베이나이트 및 펄라이트 등을 생각할 수 있는데, 이들은 합계로 4 ％ 이하이면, 문제는 없다.

또한, 본 발명에서는, 열간 프레스 후의 부재의 두께 방향으로 평행한 단면 내에 있어서, 부재 표면으로부터 판 두께 방향 20 ∼ 100 ㎛ 의 깊이 범위에 있어서의, 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Nb 및 Ti 의 탄질화물의 평균 입자간 거리를 5 ㎛ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 4 ㎛ 이하이다. 이와 같이 미세한 Nb 및 Ti 의 탄질화물이 분산됨으로써, 프로젝션 용접 후의 너트와 부재의 계면 근방의 인성이 향상되기 때문에, 압입 박리 강도가 향상된다. 여기에, 입자간 거리의 확보는, 근접하는 Nb 의 탄질화물끼리의 입자간 거리, Ti 의 탄질화물끼리의 입자간 거리 및 Nb 의 탄질화물과 Ti 의 탄질화물 사이의 입자간 거리 모두를 대상으로 한다.

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

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

〔열간 프레스용 냉연 강판의 마이크로 조직〕

열간 프레스 부재로서 원하는 특성을 얻기 위해서는, 열간 프레스용 냉연 강판의 마이크로 조직을 제어하는 것이 중요하다. 즉, 열간 프레스용 냉연 강판의 마이크로 조직으로는, 펄라이트를 체적률로 30 ％ 이하를 함유하고, 또한 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 150 ㎛ 까지의 범위에 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Nb 및 Ti 의 탄질화물이 강판의 판 두께 방향으로 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 10 개 이상 존재하고, 또한 그 평균 입자간 거리가 5 ㎛ 이하로 한다.

열간 프레스용 냉연 강판에 있어서, 펄라이트의 체적률이 30 ％ 를 초과하면, 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 150 ㎛ 까지의 범위에 있어서의 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Nb 및 Ti 의 탄질화물의 평균 입자간 거리가 5 ㎛ 초과가 되어, 프로젝션 용접 후의 압입 박리 강도가 저하한다. 이것은, 펄라이트는 Fe 와 C 로 구성되는 시멘타이트가 석출되어 있기 때문에, Nb 또는 Ti 와 결합하는 C 량이 부족해지기 때문이다. 펄라이트의 체적률은, 바람직하게는 25 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 20 ％ 이하이다. 또한, 펄라이트의 체적률의 하한에 대해서는 1 ％ 가 바람직하다.

열간 프레스용 냉연 강판의 잔부 조직으로는, 페라이트나 마텐자이트 등을 생각할 수 있는데, 이들은 각각, 페라이트 : 30 ∼ 90 ％, 마텐자이트 : 1 ∼ 50 ％ 이면, 문제는 없다.

또한, 열간 프레스에 의해 조대화하는 Nb 및 Ti 의 탄질화물도 존재한다. 이 때문에, 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 150 ㎛ 까지의 범위에 있어서의 입경 0.10 ㎛ 미만의 Nb 및 Ti 의 탄질화물의 개수가, 강판의 판 두께 방향으로 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 10 개에 미치지 않으면, 열간 프레스 후에 원하는 Nb 및 Ti 탄질화물의 분포 형태가 얻어지지 않고, 프로젝션 용접 후의 압입 박리 강도가 저하한다. 이 때문에, 열간 프레스 전의 냉연 강판으로는, 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 150 ㎛ 까지의 범위에 있어서의 입경 0.10 ㎛ 미만의 Nb 및 Ti 의 탄질화물의 개수는, 강판의 판 두께 방향으로 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 10 개 이상으로 한다. 바람직하게는 15 개 이상이다. 또한, 측정하는 강판의 판 두께 방향으로 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 냉연 강판의 마이크로 조직으로는, 평균 결정 입경이 7 ㎛ 이하인 페라이트를 체적률로 20 ％ 이상 함유하고 있는 것이 바람직하다. 이 체적률의 바람직한 상한치는 85 ％ 이다.

그 이유는, 페라이트 이외의 경질상으로 C 나 Mn 이 농축되게 되어, 열간 프레스 후에 원하는 구오스테나이트의 결정 입경이 부재 표층에 있어서 얻어지지 않게 되기 때문이다.

열간 프레스용 냉연 강판에 있어서, 펄라이트를 체적률로 30 ％ 이하의 범위라는 요건은, 후술하는 냉연 강판의 제조 공정 중, 주로 열간 압연 후의 냉각 공정 및 제 2 어닐링 공정에 의해, 또한 표면으로부터 판 두께 방향으로 150 ㎛ 까지의 범위에 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Nb 및 Ti 의 탄질화물이 강판의 판 두께 방향으로 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 10 개 이상 존재하고, 또한 그 입자간 거리가 5 ㎛ 이하라는 요건은, 주로 열간 압연 공정 그리고 제 1 및 제 2 어닐링 공정에 의해 달성된다.

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

C : 0.28 ％ 이상 0.42 ％ 미만

C 는, 강판의 고강도화에 유효한 원소로, 열간 프레스 후에 마텐자이트를 강화하여 강의 강도를 높이는데 중요한 원소이다. 그러나, C 의 함유량이 0.28 ％ 미만에서는 열간 프레스 후의 마텐자이트의 경도가 불충분하기 때문에, 인장 강도 : 1780 ㎫ 이상이 얻어지지 않는다. 바람직한 C 량은 0.30 ％ 이상이다. 한편, C 를 0.42 ％ 이상 첨가하면, 프로젝션 용접 후의 너트와 강판의 계면 근방의 부재의 경도가 딱딱해지고, 인성이 저하하여, 압입 박리 강도가 저하하기 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 프로젝션 용접 후의 너트와 강판의 계면 근방의 강판의 경도가 딱딱해지고, 인성이 저하하여, 압입 박리 강도가 저하하기 때문에, Si 함유량은 1.5 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 1.0 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.7 ％ 이하이다. 또한, Si 의 하한은 특별히 규정되지 않지만, 극저 Si 화는 비용의 증가를 초래하기 때문에, 0.005 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Mn : 1.1 ％ 이상 2.4 ％ 이하

Mn 은, 열간 프레스시의 퀀칭성을 높이기 때문에, 열간 프레스 후의 마텐자이트의 형성, 즉 고강도화에 기여하는 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, Mn 량을 1.1 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 1.3 ％ 이상이다. 한편, Mn 을 과잉으로 함유한 경우, 프로젝션 용접 후에 P 가 너트와 부재의 계면에 편석하여 압입 박리 강도가 저하한다. 그 때문에, Mn 량은 2.4 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 2.2 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 2.0 ％ 미만이다.

P : 0.05 ％ 이하

P 는, 고용 강화에 의해 고강도화에 기여하지만, 과잉으로 첨가된 경우에는, 입계에 대한 편석이 현저해져 입계를 취화시키기 때문에, 프로젝션 용접 후의 압입 박리 강도가 저하하는 것으로부터, P 함유량은 0.05 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.04 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.03 ％ 이하이다. 또한, P 의 하한은 특별히 규정되지 않지만, 극저 P 화는 제강 비용의 상승을 초래하기 때문에, 0.0005 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

S : 0.005 ％ 이하

S 의 함유량이 많은 경우에는, MnS 등의 황화물이 많이 생성되고, 프로젝션 용접 후에 이러한 황화물이 기점이 되어 균열의 발생을 초래하기 때문에, 압입 박리 강도가 저하한다. 그 때문에, S 함유량의 상한을 0.005 ％ 로 한다. 바람직하게는 0.0045 ％ 이하이다. 또한, S 의 하한은 특별히 규정되지 않지만, 극저 S 화는 P 와 동일하게, 제강 비용의 상승을 초래하기 때문에, 0.0002 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Al : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하

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

N : 0.010 ％ 이하

N 은, 조대한 질화물을 형성하고, 프로젝션 용접 후에 이러한 질화물이 기점이 되어 균열의 발생을 초래하여, 압입 박리 강도를 열화시키는 것으로부터, 함유량을 억제할 필요가 있다. 특히 N 량이 0.010 ％ 초과가 되면, 이 경향이 현저해지는 것으로부터, N 함유량은 0.010 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.008 ％ 이하이다.

Nb : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하

Nb 는, 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여하는 원소이다. 또한, 본 발명에 있어서는, 미세한 Nb 계 석출물 (Nb 의 탄질화물) 이, 구오스테나이트 입경의 조대화를 억제하기 때문에, 프로젝션 용접 후의 압입 박리 강도를 향상시킬 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Nb 를 0.005 ％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 바람직하게는 0.010 ％ 이상이다. 한편, Nb 를 다량으로 첨가해도 상기의 효과는 포화하고, 오히려 비용 증가를 초래하기 때문에, Nb 함유량은 0.15 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.12 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.10 ％ 이하이다.

Ti : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하

Ti 는, 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여하는 원소이다. 또한, 본 발명에 있어서는, 미세한 Ti 계 석출물 (Ti 의 탄질화물) 이, 구오스테나이트 입경의 조대화를 억제하기 때문에, 프로젝션 용접 후의 압입 박리 강도를 향상시킬 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Ti 를 0.005 ％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 바람직하게는 0.010 ％ 이상이다. 한편, Ti 를 다량으로 첨가해도 상기의 효과는 포화하고, 오히려 비용 증가를 초래하기 때문에, Ti 함유량은 0.15 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.12 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.10 ％ 이하이다.

또한, 본 발명에서는, 이하의 성분을 적절히 함유시킬 수도 있다.

B : 0.0050 ％ 이하

B 는, 열간 프레스시의 퀀칭성을 높이기 때문에, 열간 프레스 후의 마텐자이트의 형성, 즉 고강도화에 기여하는 원소이다. 또한, 입계에 편석함으로써 입계 강도를 향상시키기 때문에, 프로젝션 용접 후의 압입 박리 강도의 향상에 유효하다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, B 를 0.0002 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 과잉의 B 첨가는 인성을 열화시키고, 프로젝션 용접 후의 압입 박리 강도를 저하시키기 때문에, B 함유량은 0.0040 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0035 ％ 이하이다.

Mo : 0.50 ％ 이하

Mo 는, 열간 프레스시의 퀀칭성을 높이기 때문에, 열간 프레스 후의 마텐자이트의 형성, 즉 고강도화에 기여하는 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, Mo 를 0.005 ％ 이상 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 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.35 ％ 이하이다.

Cr : 0.50 ％ 이하

Cr 도, Mo 와 동일하게, 열간 프레스시의 퀀칭성을 높이기 때문에, 열간 프레스 후의 마텐자이트의 형성, 즉 고강도화에 기여하는 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.005 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01 ％ 이상이다. 한편, 다량으로 Cr 을 첨가해도 상기 효과는 포화하고, 또한 표면 산화물을 형성하는 것으로부터 도금성이 열화하기 때문에, Cr 함유량은 0.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.35 ％ 이하이다.

Sb : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하

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

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

Ca, Mg, REM 은, 황화물 및 산화물의 형상을 제어하고, 조대한 개재물의 생성을 억제하는 것으로부터, 프로젝션 용접 후의 내지연 파괴 특성이 향상된다. 이와 같은 효과를 발현하기 위해서는, 각각 0.0005 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, 과도한 첨가는, 개재물의 증가를 초래하여 프로젝션 용접 후에 있어서의 인성이 저하하여 압입 박리 강도를 저하시키기 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 용접시에 있어서의 인성이 저하하여, 프로젝션 용접 후의 압입 박리 강도가 열화하기 때문에, V 첨가량은 0.15 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

Cu : 0.50 ％ 이하

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

Ni : 0.50 ％ 이하

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

Sn : 0.50 ％ 이하

Sn 도, Cu 나 Ni 와 동일하게, 내식성을 향상시키는 것으로부터 프로젝션 용접 후의 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, 프로젝션 용접 후에 있어서의 인성이 저하하여 압입 박리 강도가 저하하기 때문에, Sn 함유량은 0.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Zn : 0.10 ％ 이하

Zn 은, 열간 프레스시의 퀀칭성을 높이기 때문에, 열간 프레스 후의 마텐자이트의 형성, 즉 고강도화에 기여하는 원소이다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는 Zn 을 0.005 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 다량의 Zn 첨가는, 프로젝션 용접 후에 있어서의 인성이 저하하여 압입 박리 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 향상시키는 것으로부터 프로젝션 용접 후의 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, 프로젝션 용접 후에 있어서의 인성이 저하하여 압입 박리 강도가 저하하기 때문에, Co 함유량은 0.10 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Zr : 0.10 ％ 이하

Zr 도, Cu 나 Ni 와 동일하게, 내식성을 향상시키는 것으로부터 프로젝션 용접 후의 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, 프로젝션 용접 후에 있어서의 인성이 저하하여 압입 박리 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 포화하고 또한, 합금 비용도 증가한다. 그 때문에, 그 첨가량은 0.10 ％ 이하로 한다.

W : 0.10 ％ 이하

W 도, Cu 나 Ni 와 동일하게, 내식성을 향상시키는 것으로부터 프로젝션 용접 후의 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, 프로젝션 용접 후에 있어서의 인성이 저하하여 압입 박리 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 냉연 강판 및 열간 프레스 부재의 도금층에 대하여 상세하게 설명한다.

〔열간 프레스용 냉연 강판의 도금층〕

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

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

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

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

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

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

〔열간 프레스 부재의 도금층〕

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

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

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

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

본 발명에서는, 상기 냉연 강판의 제조에 있어서, 먼저 상기한 소정 성분 조성을 갖는 강 소재 (슬래브) 를, 열간 압연 개시 전에 1200 ℃ 이상의 온도에서 30 분 이상 가열한 후에 열간 압연을 개시하고, 마무리 압연 종료 온도가 860 ∼ 950 ℃ 인 조건으로 열간 압연한다.

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

상기의 1 차 냉각 후, 권취 온도까지의 제 2 평균 냉각 속도를 5 ∼ 50 ℃／s 로 하여, 500 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 2 차 냉각을 실시한다.

이어서, 권취한 열연 강판을 산세 후, 냉간 압연을 실시한 후, 균열 온도로서 850 ∼ 950 ℃ 의 온도역에서 600 초 이내 유지한 후, 수냉에 의해 실온까지 냉각시키고, 150 ∼ 300 ℃ 의 범위에서 60 ∼ 1800 초 템퍼링하는 제 1 어닐링을 실시한다.

상기의 제 1 어닐링 후, 3 ∼ 30 ℃／s 의 평균 승온 속도로 720 ∼ 850 ℃ 의 온도역까지 가열하고, 균열 온도로서 720 ∼ 850 ℃ 의 온도역에서 15 초 이상 유지한 후, 제 3 평균 냉각 속도를 5 ℃／s 이상으로 하여, 600 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키는 제 2 어닐링을 실시한다.

이하, 상기한 제조 공정을 각 공정마다 상세하게 설명한다.

〔가열 공정〕

소재인 강 슬래브는, 주조 후, 재가열하지 않고 1200 ℃ 이상의 온도에서 30 분 이상 유지하고 나서 열간 압연을 개시하거나, 혹은 1200 ℃ 이상으로 재가열한 후, 30 분 이상 유지하고 나서 열간 압연을 개시한다. 이 처리는, 주조 중에 석출된 Ti 및 Nb 를 재고용시키기 때문에 중요하다.

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

〔열간 압연 공정〕

· 마무리 압연 종료 온도 : 860 ∼ 950 ℃

열간 압연은, 강판의 마이크로 조직의 균일화, 재질의 이방성 저감에 의해, 어닐링 후의 내저항 용접 균열 특성을 향상시키기 때문에, 오스테나이트 단상역에서 종료할 필요가 있기 때문에, 마무리 압연 종료 온도는 860 ℃ 이상으로 한다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 950 ℃ 초과에서는, 열간 압연 후의 마이크로 조직 결정립이 조대해져, 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 변태하는데, 고온에서는 페라이트가 조대화하기 때문에, 열간 압연 종료 후에는 급냉시킴으로써, 마이크로 조직을 가능한 한 균질화함과 동시에, Nb 계 석출물의 생성을 억제한다. 그 때문에, 먼저, 1 차 냉각으로서, 70 ℃／s 이상의 제 1 평균 냉각 속도로 700 ℃ 이하까지 냉각시킨다. 이 제 1 평균 냉각 속도가 70 ℃／s 미만에서는 페라이트가 조대화되기 때문에, 열연 강판의 마이크로 조직이 불균질이 되어, 프로젝션 용접 후의 압입 박리 강도의 저하를 초래한다. 한편, 1 차 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도가 700 ℃ 초과에서는, 열연 강판의 마이크로 조직에 펄라이트가 과잉으로 생성되고, 최종적인 강판의 마이크로 조직이 불균질이 되어, 역시 프로젝션 용접 후의 압입 박리 강도가 저하한다.

· 2 차 냉각 공정 : 5 ∼ 50 ℃／s 의 제 2 평균 냉각 속도로 500 ℃ 이하까지 냉각

이 2 차 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도가 5 ℃／s 미만에서는, 열연 강판의 마이크로 조직에 페라이트 혹은 펄라이트가 과잉으로 생성되어, 최종적인 강판의 마이크로 조직이 불균질이 되고, 또한 Nb 및 Ti 의 탄질화물도 조대화하기 때문에, 프로젝션 용접 후의 압입 박리 강도가 저하한다. 한편, 2 차 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도가 50 ℃／s 를 초과하면, 열연 강판의 마이크로 조직에 펄라이트를 과잉으로 생성하기 때문에, C 의 원소 분포가 불균일이 되어, 열간 프레스 후의 프로젝션 용접 후의 압입 박리 강도가 저하한다. 또한, 500 ℃ 초과의 온도까지의 냉각에서는, 열연 강판의 마이크로 조직에 페라이트 혹은 펄라이트가 과잉으로 생성되고, Nb 및 Ti 의 탄질화물도 조대화하기 때문에, 역시 프로젝션 용접 후의 압입 박리 강도가 저하한다.

· 권취 온도 : 500 ℃ 이하

권취 온도가 500 ℃ 초과에서는, 열연 강판의 마이크로 조직에 페라이트 및 펄라이트가 과잉으로 생성되고, 최종적인 강판의 마이크로 조직이 불균질이 되어, 프로젝션 용접 후의 압입 박리 강도가 저하한다. 이것을 회피하려면, 베이나이트 변태를 포함한 온도역에서 권취하는 것이 중요하다. 또한, 고온에서 권취하면 Nb 및 Ti 의 탄질화물이 조대화하고, 프로젝션 용접 후의 압입 박리 강도가 저하한다. 그 때문에, 본 발명에서는, 권취 온도의 상한은 500 ℃ 로 하였다. 바람직하게는 470 ℃ 이하이다. 또한, 권취 온도의 하한에 대해서는, 특별히 규정은 하지 않지만, 권취 온도가 지나치게 저온이 되면, 경질의 마텐자이트가 과잉으로 생성되고, 냉간 압연 부하가 증대하기 때문에, 300 ℃ 이상이 바람직하다.

〔산세 공정〕

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

〔냉간 압연 공정〕

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

〔제 1 어닐링 공정〕

이 어닐링은, 냉간 압연 후의 재결정을 진행시킴과 함께, 열간 프레스 후의 강판의 마이크로 조직이나 Nb 나 Ti 의 탄질화물의 입자간 상태를 제어하기 위해서 실시한다. 열간 압연 후에 고용되어 있는 Nb 및 Ti 를 오스테나이트 단상 영역에서 어닐링하여 급냉시킴으로써 미세하게 석출시킨다. 또한, 마텐자이트 단상으로 함으로써 제 2 어닐링 공정에서 핵 생성 사이트가 증가하기 때문에, 강판의 마이크로 조직 결정립이 미세화한다.

· 균열 온도 : 850 ∼ 950 ℃

균열 온도는, 오스테나이트역의 온도역으로 한다. 850 ℃ 미만에서는 제 2 어닐링 공정에서 생성되는 강판의 마이크로 조직 결정립이 조대화하기 때문에, 열간 프레스 후의 원하는 오스테나이트 입경이 얻어지지 않는다. 그 때문에 균열 온도의 하한은 850 ℃ 로 한다. 한편, 균열 온도가 지나치게 높으면, Nb 및 Ti 의 탄질화물이 조대화하여, 열간 프레스 후에 원하는 석출 상태가 얻어지지 않기 때문에, 균열 온도는 950 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는 900 ℃ 이하이다.

· 균열 유지 시간 : 600 초 이내

상기의 균열 온도에 있어서, 유지 시간이 600 초를 초과하면 Nb 및 Ti 의 탄질화물이 조대화하여, 열간 프레스 후에 원하는 석출 상태가 얻어지지 않기 때문에, 균열 유지 시간은 600 초 이내로 한다. 바람직하게는 300 초 이내이다. 한편, 유지 시간이 지나치게 짧으면 Nb 및 Ti 가 고용된 채가 되기 때문에, 균열 유지 시간은 5 초 이상인 것이 바람직하다.

· 템퍼링 온도 : 150 ∼ 300 ℃

후속의 제 2 어닐링 공정에서 핵 생성 사이트를 증가시키기 위하여, 150 ∼ 300 ℃ 에서 템퍼링한다. 150 ℃ 미만에서는 핵 생성 사이트가 불충분하여, 열간 프레스 후에 원하는 오스테나이트 입경이 얻어지지 않는다. 한편, 300 ℃ 를 초과하면 Nb 및 Ti 의 탄질화물이 조대화하기 때문에, 열간 프레스 후에 원하는 석출 상태가 얻어지지 않는다.

· 템퍼링 시간 : 60 ∼ 1800 초

후속의 제 2 어닐링 공정에서 핵 생성 사이트를 증가시키기 위하여, 60 ∼ 1800 초로 템퍼링한다. 60 초 미만에서는 핵 생성 사이트가 불충분하여, 열간 프레스 후에 원하는 오스테나이트 입경이 얻어지지 않는다. 한편, 1800 초를 초과하면 Nb 및 Ti 의 탄질화물이 조대화하기 때문에, 열간 프레스 후에 원하는 석출 상태가 얻어지지 않는다

〔제 2 어닐링 공정〕

이 제 2 어닐링 공정에 있어서는, 지나치게 급속히 가열하면 재결정이 진행되기 어려워지기 때문에, 평균 승온 속도의 상한은 30 ℃／s 로 한다. 한편, 승온 속도가 지나치게 작으면 페라이트나 마텐자이트립이 조대화하여, 열간 프레스 후에 원하는 마이크로 조직이 얻어지지 않기 때문에, 3 ℃／s 이상의 평균 승온 속도가 필요하다. 바람직하게는 8 ℃／s 이상이다. 이 평균 승온 속도를 제어함으로써, 결정립의 미세화가 가능해진다.

그리고, 후술하는 720 ∼ 850 ℃ 의 균열 온도역까지 가열한다.

· 균열 온도 : 720 ∼ 850 ℃

균열 온도는, 페라이트와 오스테나이트의 2 상역의 온도역으로 한다. 720 ℃ 미만에서는 조대한 시멘타이트가 석출되기 때문에, 균열 온도의 하한은 720 ℃ 로 한다. 한편, 균열 온도가 지나치게 높으면, 오스테나이트의 결정립 성장이 현저해져, 결정립 및 Ti 및 Nb 의 탄질화물이 조대화하고, 프로젝션 용접 후의 압입 박리 강도가 저하하기 때문에, 균열 온도는 850 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는 830 ℃ 이하이다.

· 균열 유지 시간 : 15 초 이상

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 조장되어, 굽힘 가공성이 열화하는 것으로부터, 유지 시간은 600 초 이내가 바람직하다.

〔냉각 공정〕

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

상기의 균열 처리 (어닐링 처리) 후에는, 균열 온도로부터 600 ℃ 이하의 온도역 (냉각 정지 온도) 까지, 5 ℃／s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시킬 필요가 있다. 평균 냉각 속도가 5 ℃／s 미만에서는, 냉각 중에 페라이트 변태가 진행되어, 냉연 강판의 마텐자이트의 체적률이 감소하고, Nb 및 Ti 탄질화물이 조대화하기 때문에, 프로젝션 용접 후의 압입 박리 강도가 저하한다. 이 평균 냉각 속도의 상한에 대해서는 특별히 규정되지 않지만, 설비 상의 관점 및 비용의 면으로부터, 30 ℃／s 이하가 바람직하다. 또한, 냉각 정지 온도가 600 ℃ 를 초과하는 경우에는, 펄라이트가 과잉으로 생성되어, 강판의 마이크로 조직에 있어서의 소정의 체적률이 얻어지지 않기 때문에, 프로젝션 용접 후의 압입 박리 강도가 저하한다.

상기 서술한 일련의 제조 공정에 있어서, 본 발명에서 특히 중요한 것은, 열간 압연 공정 (그 후의 2 단계의 냉각 공정을 포함한다) 과, 2 단계의 어닐링 공정 (그 후의 냉각 공정을 포함한다) 이다.

즉, 상기한 열간 압연 공정 및 제 2 어닐링 공정을 적정히 제어함으로써, 펄라이트를 체적률로 30 ％ 이하로 할 수 있다. 또한, 열간 압연 공정 그리고 제 1 및 제 2 어닐링 공정을 적정히 제어함으로써, 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 150 ㎛ 까지의 범위에 있어서 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Nb 및 Ti 의 탄질화물을 강판의 판 두께 방향으로 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 10 개 이상 존재시키고, 또한 그 평균 입자간 거리를 5 ㎛ 이하로 할 수 있다.

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

〔도금 공정〕

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

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

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

상기와 같이 하여 얻어진 냉연 강판에 대하여 열간 프레스를 실시하여 열간 프레스 부재로 하지만, 이 때의 열간 프레스법에 대해서는 특별히 제한은 없고 통상적인 방법에 따라 실시하면 된다. 이하에 일례를 나타내지만, 이것에 한정되는 것은 아니다.

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

여기에, Ac₃ 변태점은 다음 식에 의해 구할 수 있다.

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

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

실시예

이하, 본 발명의 실시예에 대하여 설명한다.

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

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

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

이어서, 이렇게 하여 얻어진 냉연 강판을, 연속 어닐링 라인 (CAL) 으로 표 2 에 나타내는 조건으로 제 1 어닐링 처리를 실시하여, 냉연 강판을 얻었다. 그 후, 연속 어닐링 라인 (CAL) 혹은 연속 용융 도금 라인 (CGL) 에 있어서, 표 2 에 나타내는 조건으로 제 2 어닐링 처리를 실시하여, CAL 을 통과한 강판에 대해서는 냉연 강판 (CR), CGL 을 통과한 강판에 대해서는 용융 아연 도금 강판 (GI) 을 얻었다. 또한, CGL 을 통과한 강판의 일부에 대해서는, 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 추가로 550 ℃ 에서 합금화 처리를 실시하여, 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA) 을 얻었다. 또한, 용융 알루미늄 도금 처리를 실시하여, 용융 알루미늄 도금 강판 (AS) 을 얻었다. 또한, 일부는 CAL 로 어닐링한 후에 전기 아연 도금 라인 (EGL) 에 있어서, 전기 아연 니켈 도금 강판 (EZN) 을 얻었다. 또한, 일부의 시료에 대해서는, 냉간 압연 후, 2 단계의 어닐링 처리를 실시하지 않고, 1 회의 어닐링 처리만 실시하였다.

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

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

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

프로젝션 용접 후의 압입 박리 강도는, 각종 열간 프레스 부재로부터, 50 ㎜ × 150 ㎜ 의 시험편을 채취하고, 중앙에 직경 10 ㎜ 의 구멍을 뚫고, 4 점의 프로젝션부를 갖는 M6 용접용 너트를, 상기 시험편의 구멍의 중심과 상기 너트의 구멍의 중심이 일치하도록 교류 용접기에 세트하였다. 저항 용접의 조건은, 용접 건에 장착된 서보모터 가압식으로 단상 교류 (50 ㎐) 의 저항 용접기를 사용하여 용접을 실시하여, 프로젝션 용접부를 보유한 시험편을 제작하였다. 또한, 사용한 1 쌍의 전극 칩은, 평형 30 ㎜φ 의 전극으로 하였다. 용접 조건은 가압력은 3000 N, 통전 시간은 7 사이클 (50 ㎐), 용접 전류는 12 ㎄, 홀드 시간은 10 사이클 (50 ㎐) 로 하였다.

이와 같이 하여 얻어진 용접체의 너트공에 볼트를 고정시킨 후, JIS B 1196 : 2001 에 준거한 압입 박리 시험에 의해 너트가 강판으로부터 박리될 때의 하중을 측정하였다. 그 때의 하중이 8 kN 이상인 경우에는 프로젝션 용접부의 압입 박리 강도가 양호 (○), 6.5 kN 이상 8 kN 미만인 경우에는 프로젝션 용접부의 압입 박리 강도가 적합 (△), 6.5 kN 미만인 경우에는 프로젝션 용접부의 압입 박리 강도가 열등 (×) 이라고 하였다.

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

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

또한, Nb 및 Ti 의 탄질화물의 입자간 거리 (λ) 는 다음과 같이 하여 측정하였다.

즉, L 단면에 대하여, TEM (투과형 전자 현미경) 을 사용하여 10000 배의 배율로 관찰하고, 종래 보고되어 있는 (1) 식에 따라 구하였다.

λ = (0.9Vp^-1/2 - 0.8) × dp ··· (1)

여기서, Vp 는 입자의 체적률 (％), dp 는 입경이다. 또한, 입자의 체적률은 TEM 의 관찰 결과로부터 구한 면적률로 하였다.

이렇게 하여 얻어진 냉연 강판 및 열간 프레스 부재의 마이크로 조직을 표 4 에 나타낸다. 또한, 열간 프레스 부재의 인장 특성 및 프로젝션 용접 후의 압입 박리 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 4-1]

[표 4-2]

[표 4-3]

[표 5-1]

[표 5-2]

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

Claims

부재의 강 성분 조성이, 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, Nb : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하 및 Ti : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
부재의 마이크로 조직이, 부재 표면으로부터 판 두께 방향 50 ㎛ 이내의 구오스테나이트 평균 결정 입경이 7 ㎛ 이하 그리고 마텐자이트의 체적률이 90 ％ 이상이고, 또한 부재 표면으로부터 판 두께 방향 20 ∼ 100 ㎛ 의 깊이 범위에 있어서의, 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Nb 및 Ti 의 탄질화물의 평균 입자간 거리가 5 ㎛ 이하이고, 인장 강도가 1780 ㎫ 이상인, 열간 프레스 부재.
제 1 항에 있어서,
상기 부재가, 질량％ 로, 추가로 B : 0.0050 ％ 이하, Mo : 0.50 ％ 이하, Cr : 0.50 ％ 이하, Sb : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하, Ca : 0.005 ％ 이하, Mg : 0.005 ％ 이하, REM : 0.005 ％ 이하, V : 0.15 ％ 이하, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하, Sn : 0.50 ％ 이하, Zn : 0.10 ％ 이하, Co : 0.10 ％ 이하, Zr : 0.10 ％ 이하, Ta : 0.10 ％ 이하 및 W : 0.10 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 열간 프레스 부재.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 부재의 표층에, Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층을 갖는 열간 프레스 부재.
강판의 성분 조성이, 질량％ 로, C : 0.28 ％ 이상 0.42 ％ 미만, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 1.1 ％ 이상 2.4 ％ 이하, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하, N : 0.010 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하 및 Ti : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
강판의 마이크로 조직이, 펄라이트를 체적률로 30 ％ 이하 함유하고, 또한 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 150 ㎛ 까지의 범위에 입경이 0.10 ㎛ 미만인 Nb 및 Ti 의 탄질화물이 강판의 판 두께 방향으로 평행한 단면 100 ㎛² 당 평균으로 10 개 이상 존재하고, 또한 그 평균 입자간 거리가 5 ㎛ 이하인, 열간 프레스용 냉연 강판.
제 4 항에 있어서,
상기 강판이, 질량％ 로, 추가로 B : 0.0050 ％ 이하, Mo : 0.50 ％ 이하, Cr : 0.50 ％ 이하, Sb : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하, Ca : 0.005 ％ 이하, Mg : 0.005 ％ 이하, REM : 0.005 ％ 이하, V : 0.15 ％ 이하, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하, Sn : 0.50 ％ 이하, Zn : 0.10 ％ 이하, Co : 0.10 ％ 이하, Zr : 0.10 ％ 이하, Ta : 0.10 ％ 이하 및 W : 0.10 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 열간 프레스용 냉연 강판.
제 4 항 또는 제 5 항에 있어서,
상기 강판이, 표면에 Al 계 도금층 또는 Zn 계 도금층을 갖는 열간 프레스용 냉연 강판.
제 4 항에 기재된 열간 프레스용 냉연 강판을 제조하는 방법으로서,
질량％ 로, C : 0.28 ％ 이상 0.42 ％ 미만, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 1.1 ％ 이상 2.4 ％ 이하, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하, N : 0.010 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하 및 Ti : 0.005 ％ 이상 0.15 ％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 소재를,
열간 압연 개시 전에 1200 ℃ 이상의 온도에서 30 분 이상 가열한 후에 열간 압연을 개시하고, 마무리 압연 종료 온도가 860 ∼ 950 ℃ 인 조건으로 열간 압연하고,
상기의 열간 압연 후, 냉각 정지 온도까지의 제 1 평균 냉각 속도를 70 ℃／s 이상으로 하여, 700 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키는 1 차 냉각을 실시하고,
상기의 1 차 냉각 후, 권취 온도까지의 제 2 평균 냉각 속도를 5 ∼ 50 ℃／s 로 하여, 500 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 2 차 냉각을 실시하고,
이어서, 권취한 열연 강판을, 산세 후, 냉간 압연을 실시한 후, 균열 온도로서 850 ∼ 950 ℃ 의 온도역에서 600 초 이내 유지한 후, 수냉에 의해 실온까지 냉각시키고, 150 ∼ 300 ℃ 의 범위에서 60 ∼ 1800 초 템퍼링하는 제 1 어닐링을 실시하고,
상기의 제 1 어닐링 후, 3 ∼ 30 ℃／s 의 평균 승온 속도로 720 ∼ 850 ℃ 의 온도역까지 가열하고, 균열 온도로서 720 ∼ 850 ℃ 의 온도역에서 15 초 이상 유지한 후, 제 3 평균 냉각 속도를 5 ℃／s 이상으로 하고, 600 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키는 제 2 어닐링을 실시하는, 열간 프레스용 냉연 강판의 제조 방법.
제 7 항에 있어서,
상기 강 소재가, 질량％ 로, 추가로 B : 0.0050 ％ 이하, Mo : 0.50 ％ 이하, Cr : 0.50 ％ 이하, Sb : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하, Ca : 0.005 ％ 이하, Mg : 0.005 ％ 이하, REM : 0.005 ％ 이하, V : 0.15 ％ 이하, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하, Sn : 0.50 ％ 이하, Zn : 0.10 ％ 이하, Co : 0.10 ％ 이하, Zr : 0.10 ％ 이하, Ta : 0.10 ％ 이하 및 W : 0.10 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 열간 프레스용 냉연 강판의 제조 방법.
제 7 항 또는 제 8 항에 있어서,
상기 제 2 어닐링 후, 추가로 강판 표면에 Al 계 도금 처리 또는 Zn 계 도금 처리를 실시하는 열간 프레스용 냉연 강판의 제조 방법.
제 4 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 기재된 열간 프레스용 냉연 강판을, Ac₃ 변태점 ∼ 1000 ℃ 의 온도역에서 가열 후, 열간 프레스를 실시하는 열간 프레스 부재의 제조 방법.