KR101630557B1

KR101630557B1 - 온간 프레스 성형 방법 및 자동차 골격 부품

Info

Publication number: KR101630557B1
Application number: KR1020147024612A
Authority: KR
Inventors: 유이치 도키타; 요시키요 다마이; 도루 미노테; 다케시 후지타
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2012-03-06
Filing date: 2013-03-04
Publication date: 2016-06-14
Also published as: US20150064052A1; CN104159681A; EP2823905B1; CN104159681B; JPWO2013132821A1; WO2013132821A1; EP2823905A1; KR20140122266A; EP2823905A4; EP2823905B2

Abstract

인장 강도가 440 ㎫ 이상인 강판을 프레스 성형에 의해 플랜지부와 그 이외의 부분으로 이루어지는 프레스 성형품으로 성형할 때, 강판을 400 ∼ 700 ℃ 의 온도역으로 가열하고, 이어서, 가열한 강판에 대해, 드로 성형을 사용하여 프레스 성형을 실시하며, 그 때, 성형 하사점에 있어서, 그 상태를 1 초 이상 5 초 이하 유지함으로써, 스프링 백 등의 형상 변화를 억제하여 패널의 치수 정밀도를 향상시키고, 나아가서는 프레스 성형품에 있어서 원하는 기계적 특성을 용이하게 얻는 것이 가능해진다.

Description

온간 프레스 성형 방법 및 자동차 골격 부품{WARM PRESS FORMING METHOD AND AUTOMOBILE FRAME COMPONENT}

본 발명은, 고강도 강판을 프레스 성형했을 경우에 발생하는 스프링 백 등의 형상 변화에 의한 치수 정밀도 불량을 억제할 수 있는 온간 프레스 성형 방법에 관한 것이다.

또, 본 발명은, 상기의 온간 프레스 성형 방법에 의해 제조한 자동차 골격 부품에 관한 것이다.

연비 향상을 목적으로 한 차체의 경량화와, 탑승자 보호를 위한 충돌 안전성 향상을 양립시키기 위해, 차량 부품에 대한 고강도 강판의 적용이 진행되고 있다. 그러나, 고강도 강판은, 일반적으로 프레스 성형성이 떨어지고, 또 금형 이형 후의 탄성 회복에 의한 형상 변화 (스프링 백) 가 커, 치수 정밀도 불량이 발생하기 쉽기 때문에, 프레스 성형을 적용하는 부품이 한정되어 있는 것이 현상황이다.

그 때문에, 프레스 성형성의 개선 및 형상 동결성의 향상 (스프링 백의 감소) 을 목적으로 하여, 특허문헌 1 에는, 강판을 소정 온도로 가열한 후에 프레스 성형하는 열간 프레스 성형을 고강도 강판에 적용한 예가 개시되어 있다.

일본 공개특허공보 2005-205416호

상기한 열간 프레스 성형은, 냉간 프레스 성형보다 높은 온도에서 성형함으로써, 프레스 성형할 때의 강판의 변형 저항을 저하시키고, 바꾸어 말하면 변형 능력을 향상시켜, 형상 동결성의 향상을 프레스 균열의 방지와 함께 달성하고자 하는 기술이다.

특허문헌 1 에 개시된 열간 프레스 성형은, 드로 (드로잉) 성형에 의해 프레스 성형을 실시하는 것이다. 이 드로 성형에서는, 성형 중, 가열한 강판 (이하, 블랭크라고도 부른다) 의 가장자리부를 다이 금형과 블랭크 홀더 (주름 누르개) 에 의해 협압 (挾壓) 하므로, 블랭크의 가장자리부와 그 이외의 부분에서는 금형 등과의 접촉 시간에 차가 발생한다. 또, 접촉한 부분의 블랭크 온도는 프레스 성형 중에 강하하는 점에서, 상기한 금형 등과의 접촉 시간의 차 등의 영향에 의해, 성형 직후의 프레스 성형품 (이하, 패널이라고도 부른다) 내에서 불균일한 온도 분포가 발생한다.

그 결과, 특히 고강도 강판이 적용되는 자동차 골격 부품 등에서는, 열간 프레스 성형 후의 공랭 중에 패널 형상이 변화하여, 충분히 만족스러운 치수 정밀도의 패널이 얻어지지 않는다는 문제가 생기고 있었다.

또, 일반적인 열간 프레스 성형에서는, 강판을 오스테나이트역까지 가열하고, 냉각시에 퀀칭·상변태를 수반하기 때문에, 성형 전후에서 강판의 조직이 변화하기 쉽고, 프레스 성형품에 있어서 강도나 연성과 같은 인장 특성의 편차가 크다는 문제가 있었다.

본 발명은 상기의 문제를 해결하기 위해서 개발된 것으로, 스프링 백 등의 형상 변화를 억제하여 패널의 치수 정밀도를 향상시킴과 함께, 프레스 성형품에 있어서 원하는 기계적 특성을 용이하게 얻을 수 있는 온간 프레스 성형 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또, 본 발명은, 상기의 온간 프레스 성형 방법에 의해 제조한 자동차 골격 부품을 제공하는 것을 목적으로 한다.

그런데, 발명자들은 상기의 문제를 해결하기 위해, 종래의 열간 프레스 성형에서는, 고강도 강판을 적용하는 경우에 오스테나이트역까지 가열할 필요가 있었던 강판의 가열 온도를 오스테나이트 변태 온도보다 낮게 하는 것을 시도하였다.

그것과 동시에, 스프링 백에 의한 형상 변화량을 억제할 수 있는 조건을 알아내기 위해, 여러 가지 성형 방법·성형 조건에 대해 예의 검토를 거듭하였다.

그 결과, 고강도 강판을 프레스 성형에 의해 플랜지부와 그 이외의 부분으로 이루어지는 프레스 성형품으로 성형할 때,

(1) 강판을 이른바 온간 성형 온도역으로 가열하고,

(2) 이어서, 가열한 강판에 대해, 드로 성형에 의한 프레스 성형을 실시할 때, 성형 하사점에 있어서, 그 상태를 일정 시간 이상 유지함으로써,

소기한 목적을 유리하게 달성할 수 있다는 지견을 얻었다.

본 발명은 상기의 지견에 입각하는 것이다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

1. 인장 강도가 440 ㎫ 이상인 강판을 프레스 성형에 의해 플랜지부와 그 이외의 부분으로 이루어지는 프레스 성형품으로 성형할 때,

그 강판을 400 ∼ 700 ℃ 의 온도역으로 가열하고,

이어서, 가열한 강판에 대해, 드로 성형에 의한 프레스 성형을 실시하고, 또한 성형 하사점에 있어서, 그 상태를 1 초 이상 5 초 이하 유지하는

것을 특징으로 하는 온간 프레스 성형 방법.

2. 상기 드로 성형 직후에 있어서의 상기 프레스 성형품의 플랜지부와 그 이외의 부분의 평균 온도차를 150 ℃ 이내로 하는 것을 특징으로 하는 상기 1 에 기재된 온간 프레스 성형 방법.

3. 상기 프레스 성형품의 인장 강도가, 상기 강판의 인장 강도의 80 ％ 이상 110 ％ 이하가 되는 것을 특징으로 하는 상기 1 또는 2 에 기재된 온간 프레스 성형 방법.

4. 상기 강판이, 질량％ 로,

C : 0.015 ∼ 0.16 ％,

Si : 0.2 ％ 이하,

Mn : 1.8 ％ 이하,

P : 0.035 ％ 이하,

S : 0.01 ％ 이하,

Al : 0.1 ％ 이하,

N : 0.01 ％ 이하 및

Ti : 0.13 ∼ 0.25 ％

를 하기 (1) 식의 관계를 만족하는 범위에서 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 가짐과 함께,

조직 전체에서 차지하는 페라이트상의 비율이 면적률로 95 ％ 이상이고, 또한 페라이트의 평균 결정 입경이 1 ㎛ 이상이고, 그 페라이트 결정립 중에, 평균 입자경이 10 ㎚ 이하인 탄화물을 분산 석출시킨 조직을 갖는

것을 특징으로 하는 상기 1 ∼ 3 중 어느 하나에 기재된 온간 프레스 성형 방법.

2.00 ≥ ([％C]/12)/([％Ti]/48) ≥ 1.05 … (1)

여기서, [％M] 은 M 원소의 함유량 (질량％)

5. 상기 강판이, 추가로 질량％ 로,

V : 1.0 ％ 이하,

Mo : 0.5 ％ 이하,

W : 1.0 ％ 이하,

Nb : 0.1 ％ 이하,

Zr : 0.1 ％ 이하 및

Hf : 0.1 ％ 이하

중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, 또한 하기 (1)' 식의 관계를 만족하는 것을 특징으로 하는 상기 4 에 기재된 온간 프레스 성형 방법.

2.00 ≥ ([％C]/12)/([％Ti]/48 + [％V]/51 + [％W]/184 + [％Mo]/96 + [％ Nb]/93 + [％Zr]/91 + [％Hf]/179) ≥ 1.05 … (1)'

여기서, [％M] 은 M 원소의 함유량 (질량％)

6. 상기 강판이, 추가로 질량％ 로, B : 0.003 ％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 4 또는 5 에 기재된 온간 프레스 성형 방법.

7. 상기 강판이, 추가로 질량％ 로, Mg : 0.2 ％ 이하, Ca : 0.2 ％ 이하, Y : 0.2 ％ 이하 및 REM : 0.2 ％ 이하에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 4 ∼ 6 중 어느 하나에 기재된 온간 프레스 성형 방법.

8. 상기 강판이, 추가로 질량％ 로, Sb : 0.1 ％ 이하, Cu : 0.5 ％ 이하 및 Sn : 0.1 ％ 이하에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 4 ∼ 7 중 어느 하나에 기재된 온간 프레스 성형 방법.

9. 상기 강판이, 추가로 질량％ 로, Ni : 0.5 ％ 이하 및 Cr : 0.5 ％ 이하에서 선택한 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 4 ∼ 8 중 어느 하나에 기재된 온간 프레스 성형 방법.

10. 상기 강판이, 추가로 질량％ 로, O, Se, Te, Po, As, Bi, Ge, Pb, Ga, In, Tl, Zn, Cd, Hg, Ag, Au, Pd, Pt, Co, Rh, Ir, Ru, Os, Tc, Re, Ta, Be 및 Sr 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 2.0 ％ 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 4 ∼ 9 중 어느 하나에 기재된 온간 프레스 성형 방법.

11. 상기 강판이 그 표면에 도금층을 구비하는 것을 특징으로 하는 상기 1 ∼ 10 중 어느 하나에 기재된 온간 프레스 성형 방법.

12. 상기 1 ∼ 11 중 어느 하나에 기재된 온간 프레스 성형 방법에 의해 제조된 것을 특징으로 하는 자동차 골격 부품.

본 발명에 의하면, 프레스 성형 후의 패널의 공랭시에 발생하는 형상 변화를 억제할 수 있고, 이로써, 치수 정밀도가 양호한 자동차 골격 부품을 제조할 수 있다. 그 결과, 종래, 치수 정밀도 불량이 원인으로 적용할 수 없었던 고강도 강판을 자동차 골격 부품에 적용할 수 있게 되어, 차체의 경량화 등을 통해, 환경 문제의 개선에 크게 기여할 수 있다.

또, 프레스 성형을 온간에서 실시하는 본 발명에 의하면, 성형 전후에 퀀칭이나 상변태를 수반하지 않고, 소재인 강판의 기계적 특성을 그대로 살릴 수 있으므로, 원하는 특성의 프레스 성형품을 안정적으로 얻을 수 있다.

도 1 은 드로 (드로잉) 성형에 의한 프레스 성형을 설명하는 도이고, (a) 는 성형 개시시, (b) 는 성형 도중, (c) 는 성형 하사점 (성형 완료시) 에 있어서의 상태를 나타내는 것이다.
도 2 는 (a) 프레스 성형에 의해 얻어지는 패널로부터 제조되는 자동차 골격 부품의 일례를 나타내는 도면이다.
(b) 드로 성형을 사용한 프레스 성형에 의해 얻어지는 패널의 플랜지부를 설명하는 도이다.
도 3 은 (a) 드로 성형에 의해 온간 프레스 성형한 패널의 플랜지부와 그 이외의 부분의 평균 온도차와, 프레스 성형 직후 (패널을 금형으로부터 떼어낸 시점) 와 공랭 후에서의 패널의 형상 변화량의 관계를 설명하는 도이다.
(b) 프레스 성형 직후 (패널을 금형으로부터 떼어낸 시점) 와 공랭 후에서의 패널의 형상 변화량을 설명하는 도이다.
도 4 는 (a) 드로 성형에 의해 온간 프레스 성형한 패널의 플랜지부와 그 이외의 부분의 평균 온도차와, 성형 하사점에서의 유지 시간의 관계를 설명하는 도이다.
(b) 드로 성형에 의해 온간 프레스 성형한 프레스 성형 직후 (패널을 금형으로부터 떼어낸 시점) 와 공랭 후에서의 패널의 형상 변화량과, 성형 하사점에서의 유지 시간의 관계를 설명하는 도이다.
도 5 는 (a) 센터 필러 어퍼 프레스 패널의 개략을 나타내는 도면이다.
(b) 프레스 성형 직후 (패널을 금형으로부터 떼어낸 시점) 와 공랭 후에서의 패널의 형상 변화량을 설명하는 도이다.

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

먼저, 본 발명에 있어서, 프레스 성형 전에 있어서의 강판의 가열 온도를 400 ∼ 700 ℃ 의 범위로 한 이유에 대해 설명한다.

강판의 가열 온도 : 400 ∼ 700 ℃

강판을 400 ℃ 이상으로 가열함으로써, 강도는 저하되고, 또한 연성은 증가한다. 이 때문에, 강판이 프레스 성형 중에 금형을 따라 변형되기 쉬워져, 프레스 균열을 방지할 수 있고, 나아가서는 주름의 발생도 억제할 수 있다. 그러나, 강판의 가열 온도가 700 ℃ 를 초과하면, 재료 강도가 지나치게 낮아져 균열이나 파단의 위험이 있다. 따라서, 강판의 가열 온도는 400 ∼ 700 ℃ 의 범위로 한다. 특히, 강판의 가열 온도가 400 ℃ 이상 650 ℃ 미만인 경우에는, 강판 표면의 산화나 균열의 발생도 억제할 수 있고, 또한 프레스 하중의 과대한 증가도 발생하지 않기 때문에 더욱 유리하다.

다음으로, 본 발명에 있어서, 드로 성형에 의한 프레스 성형을 실시할 때, 성형 하사점에 있어서, 그 상태를 1 초 이상 5 초 이하 유지하는 이유에 대해 설명한다.

측벽부의 높이가 요구되는 패널을 프레스 성형하려면, 드로 (드로잉) 성형에 의해 실시하는 것이 일반적이다. 이 드로 성형을 실시하는 경우, 온간 (또는 열간) 프레스 성형이어도, 성형시에 발생하는 주름을 억제하기 위해, 도 1 에 나타내는 바와 같이, 주름 누르개를 배치하고, 이 주름 누르개와 상금형 (다이스) 에 의해 블랭크 가장자리부를 협압하면서, 측벽부에 장력을 부여하면서 성형을 실시하는 것이 일반적이다.

또한, 도 1 중, 부호 1 은 다이스, 2 는 펀치, 3 은 주름 누르개, 4 는 가열한 강판 (블랭크), 5 는 성형 후의 프레스 성형품 (패널), 6 은 플랜지부, 7 은 측벽부이다.

예를 들어, 도 2(a) 에 나타내는 바와 같이, 자동차 골격 부품은, 대략 해트 단면 형상 부재끼리를 스포트 용접 등으로 접합하여 폐단면을 형성하는 경우가 많다. 여기서, 도 2(b) 와 같이 협압된 블랭크 가장자리부는, 성형 후, 패널의 플랜지부가 되지만, 이 플랜지부는, 패널끼리를 스포트 용접 등으로 접합하기 위한 부위가 되므로 평탄하게 하는 것이 요구된다. 그 때문에, 상기한 바와 같이, 블랭크 가장자리부에 주름 누름력을 부여하면서 성형을 실시하는 것이다.

상기와 같은 드로 성형의 경우, 블랭크 가장자리부는, 성형 초기부터 성형 완료에 이를 때까지의 동안, 항상 주름 누르개와 상금형 (다이스) 에 의해 협압되어 있다. 이 때문에, 가열한 강판 (블랭크) 을 프레스 성형하는 경우, 블랭크 가장자리부로부터 금형으로의 열이동이 발생하여, 블랭크 가장자리부의 온도가 강하하기 쉬워져, 성형 직후의 패널의 플랜지 부분과 그 이외의 부분의 온도차가 커진다.

패널 내에 이와 같은 온도차가 있으면, 실온으로 냉각되는 과정에서의 열수축량이 패널 내의 부위에 따라 상이한 것이 되기 때문에, 패널 내에 잔류 응력이 발생하게 되어, 이 응력을 개방하도록 패널의 형상이 변화한다. 발명자들은 이 점이 냉각시의 형상 변화의 주요인이 된다고 생각하였다.

그래서, 발명자들은, 먼저 드로 성형에 의한 프레스 성형을 실시하는 경우의 패널의 플랜지부와 그 이외의 부분의 평균 온도차와, 프레스 성형 직후와 공랭 후에서의 패널의 형상 변화량의 관계에 주목하여 이것에 대해 조사하였다.

또한, 여기서 말하는 「평균 온도차 (difference in average temperature)」 라는 기재는, 프레스 성형 직후에 있어서의 평균 온도차를 의미하고, 이 이후, 특별히 언급하지 않는 한 이 의미로 사용하고 있다. 여기서, 「프레스 성형 직후」 란, 성형 하사점에 있어서의 유지 처리 후이고, 또 패널을 금형으로부터 떼어낸 공랭 개시 시점에 상당한다. 또, 「형상 변화량」 이란, 온간 프레스의 성형 직후에 패널을 금형으로부터 떼어낸 시점의 형상과, 당해 패널을 공랭한 후의 형상의 차 (변화량) 를 의미하는 것으로 한다.

도 3(a) 에, 드로 성형에 의해 온간 프레스 성형한 직후의 대략 해트 단면 형상의 패널의 플랜지부와 그 이외의 부분의 평균 온도차와, 프레스 성형 직후에 금형으로부터 떼어낸 시점의 패널과 공랭 후의 패널의 형상 변화량의 관계를 나타낸다. 또한, 여기서는, 980 ㎫ 급의 강판을 사용하고, 또 강판의 가열 온도는 600 ℃ 로 하였다. 또, 상기의 형상 변화량은, 도 3(b) 에 나타내는 바와 같이, 기준이 되는 패널 (프레스 성형 직후에 금형으로부터 떼어낸 시점의 패널) 에 대한 플랜지 단부에서의 열림량 a 로 평가하였다. 도 중, 부호 8 이 기준이 되는 패널 (파선), 9 가 공랭 후의 패널 (굵은 실선), 10 이 성형 하사점에서의 패널 (가는 실선) 이다.

도 3(a) 에 나타낸 바와 같이, 상기의 평균 온도차가 커짐에 따라, 프레스 성형 직후에 금형으로부터 떼어낸 시점의 패널과 공랭 후의 패널의 형상 변화량이 커진다. 특히, 평균 온도차가 150 ℃ 를 초과하면 이 형상 변화량이 1.0 ㎜ 를 초과하기 때문에, 패널 내의 온도차에서 기인한 형상 변화량을 저감시키려면, 이 평균 온도차를 150 ℃ 이내, 바람직하게는 100 ℃ 이내로 억제하는 것이 중요하다고 할 수 있다.

그리고, 상기의 조사에 의해, 패널의 플랜지부와 그 이외의 부분의 평균 온도차와, 프레스 성형 직후에 금형으로부터 떼어낸 시점의 패널과 공랭 후의 패널의 형상 변화량 사이에 강한 상관이 있는 것을 알아낸 발명자들은, 드로 성형을 실시할 때, 상기한 평균 온도차를 억제하는 방법에 대해 검토를 거듭하였다. 그 결과, 도 1(c) 에 나타내는 성형 하사점에 있어서, 그 상태를 일정 시간 이상 유지하는 것에 상도한 것이다.

여기에, 성형 하사점에 있어서, 그 상태를 유지함으로써, 상기한 평균 온도차를 억제할 수 있는 이유는 이하와 같다.

즉, 블랭크로부터 성형한 패널을 성형 하사점에서 유지하면, 다이스와 주름 누르개로 구속되는 플랜지부뿐만 아니라, 측벽부 등 플랜지부 이외의 부분도 다이스 및 펀치 금형에 접촉하여 냉각된다. 이로써, 패널 내에서의 균열화가 진행되어, 플랜지부와 그 이외의 부분의 평균 온도차가 억제되는 것이다.

도 4(a) 에, 드로 성형에 의해 온간 프레스 성형한 대략 해트 단면 형상의 패널의 플랜지부와 그 이외의 부분의 평균 온도차와, 성형 하사점에서의 유지 시간의 관계를, 또 도 4(b) 에 프레스 성형 직후에 금형으로부터 떼어낸 시점의 패널과 공랭 후의 패널의 형상 변화량과, 성형 하사점에서의 유지 시간의 관계를 각각 나타낸다. 또한, 여기서는 980 ㎫ 급의 강판을 사용하고, 강판의 가열 온도는 600 ℃, 650 ℃, 700 ℃ 로 하였다.

도 4(a) 및 (b) 에 나타낸 바와 같이, 가열 온도를 600 ℃ 로 한 경우에는, 성형 하사점에서의 유지 시간을 1 초 이상으로 함으로써, 패널의 플랜지부와 그 이외의 부분의 평균 온도차를 150 ℃ 이내로 할 수 있고, 또 패널의 형상 변화량도 1.0 ㎜ 이내로 억제할 수 있는 것을 알 수 있다.

또한, 성형 하사점에서의 유지 시간을 3 초 이상으로 함으로써, 가열 온도가 650 ℃, 700 ℃ 인 경우에도, 패널의 플랜지부와 그 이외의 부분의 평균 온도차를 150 ℃ 이내로 할 수 있고, 또 패널의 형상 변화량도 1.0 ㎜ 이내로 억제할 수 있는 것을 알 수 있다.

그러나, 성형 하사점에서의 유지 시간이 5 초를 초과하면, 가열 온도가 어느 경우에도 형상 변화량은 거의 일정해지는 한편, 생산 능률 면에서는 불리해진다.

이상으로부터, 본 발명에서는, 드로 성형에 의한 프레스 성형을 실시할 때, 성형 하사점에 있어서, 그 상태를 1 초 이상 5 초 이하로 유지하는 것으로 하였다. 바람직하게는 3 초 이상 5 초 이하이다.

상기와 같이, 이 평균 온도차를 어느 강도의 강판에 있어서도 150 ℃ 이내로 억제하려면, 강판의 가열 온도 : 400 ∼ 700 ℃ 로 하고, 성형 하사점에서의 유지 시간을 3 초 이상으로 하면 된다. 이 때, 프레스 속도 등의 드로 성형 조건은 특별히 제한되지 않지만, 프레스 속도는 10 ∼ 15 spm 정도 (Strokes per minute : 1 분간에 가공 가능한 개수. 단, 성형 하사점에서의 유지를 실시한 경우에는, 그 유지 시간이 더욱 부가된다.) 로 하는 것이 바람직하다.

또, 드로 성형에서는, 성형 중, 플랜지부를 계속 협압하므로, 플랜지부의 주름이 잘 발생하지 않는다는 이점이 있다. 또한 본 발명에서는, 상기와 같이 성형 하사점에서의 유지를 실시하므로, 보다 효과적으로 플랜지부의 주름의 발생을 억제할 수 있다.

또한, 강판의 가열에 대해서는, 전기로에 의한 가열이나, 통전 가열 및 원적외선 가열에 의한 급속 가열 등, 가열 방법의 종류에 의하지 않고 동일한 효과를 발휘한다.

또, 본 발명의 온간 프레스 성형 방법은, 전술한 바와 같이, 인장 강도가 440 ㎫ 이상인 강판을 대상으로 한다. 또한, 본 발명의 온간 프레스 성형 방법은, 인장 강도가 780 ㎫ 이상, 나아가서는 980 ㎫ 이상의 강판에 대해서도 바람직하게 사용할 수 있다.

그리고, 전술한 바와 같이, 본 발명의 온간 프레스 성형 방법에 의하면, 블랭크가 되는 강판의 기계적 특성을 그대로 살릴 수 있으므로, 프레스 성형 후의 프레스 성형품에 있어서, 프레스 성형 전의 강판의 인장 강도와의 차이는 작고, 80 ％ 이상 110 ％ 이하의 인장 강도를 얻을 수 있다.

또한, 성형 조건 및 강판의 특성에 따라서는, 프레스 성형 후에, 프레스 성형 전의 강판의 인장 강도를 거의 그대로 유지한 (프레스 성형 전의 강판의 인장 강도의 95 ∼ 100 ％ 의 인장 강도를 갖는) 프레스 성형품을 얻을 수 있다.

따라서, 프레스 성형품의 필요 특성에 따라, 그에 대응하는 특성의 강판을 블랭크로서 사용하면, 원하는 특성의 프레스 성형품을 안정적으로 얻을 수 있는 것이다.

이하, 본 발명에 있어서, 블랭크로서 바람직한 강판의 성분 조성 범위에 대해 설명한다. 또한, 성분에 관한 「％」 표시는 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」 를 의미하는 것으로 한다.

C : 0.015 ∼ 0.16 ％

C 는, Ti 나 V, Mo, W, Nb, Zr, Hf 와 결합하여 탄화물을 형성하고, 매트릭스 중에 미세 분산하여 강판을 고강도화하는 중요한 원소이다. 여기에, 440 ㎫ 이상의 인장 강도를 달성하려면, C 량을 0.015 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, C 량이 0.16 ％ 를 초과하면, 연성, 인성이 현저하게 저하되어, 양호한 충격 흡수능 (예를 들어, 인장 강도 TS × 전연신 El 로 나타낸다) 을 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, C 는 0.015 ∼ 0.16 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.03 ∼ 0.16 ％, 더욱 바람직하게는 0.04 ∼ 0.14 ％ 의 범위이다.

Si : 0.2 ％ 이하

Si 는, 고용 강화 원소이며, 고온역에서의 강도 저하를 억제하기 때문에, 온간 성형 온도역에서의 가공성 (온간 성형성) 을 저해한다. 이 때문에, 본 발명에서는 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.2 ％ 까지는 허용할 수 있다. 이와 같은 점에서, Si 는 0.2 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.1 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.06 ％ 이하이다. 또한, Si 는 불순물 레벨까지 저감시켜도 된다.

Mn : 1.8 ％ 이하

Mn 은, Si 와 동일하게, 고용 강화 원소이며, 고온역에서의 강도 저하를 억제하기 때문에, 온간 성형 온도역에서의 가공성 (온간 성형성) 을 저해한다. 이 때문에, 본 발명에서는 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 1.8 ％ 까지는 허용할 수 있다. 이와 같은 점에서, Mn 은 1.8 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.3 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 1.1 ％ 이하이다. 또한, Mn 함유량이 극단적으로 적어지면, 오스테나이트 (γ) → 페라이트 (α) 변태 온도가 과도하게 상승하여, 탄화물이 조대화 (粗大化) 되는 것이 염려되기 때문에, Mn 은 0.5 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

P : 0.035 ％ 이하

P 는, 고용 강화능이 매우 높고, 고온역에서의 강도 저하를 억제하기 때문에, 온간 성형 온도역에서의 가공성 (온간 성형성) 을 저해하는 원소이다. 또한, P 는, 입계에 편석되기 때문에, 온간 성형시 그리고 온간 성형 후의 연성을 저하시킨다. 이와 같은 점에서, P 는 최대한 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.035 ％ 까지는 허용할 수 있다. 이 때문에, P 는 0.035 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.03 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.02 ％ 이하이다.

S : 0.01 ％ 이하

S 는, 강 중에서는 개재물로서 존재하는 원소이며, Ti 와 결합하여 강도를 저하시키거나, Mn 과 결합하여 황화물을 형성하고, 상온이나 온간에서의 강판의 연성을 저하시킨다. 이 때문에, S 는 최대한 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.01 ％ 까지는 허용할 수 있다. 이 때문에, S 는 0.01 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.005 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.004 ％ 이하이다.

Al : 0.1 ％ 이하

Al 은, 탈산제로서 작용하는 원소이며, 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.02 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 0.1 ％ 를 초과하여 Al 이 함유되면, 산화물계 개재물이 증가하여, 온간에서의 연성 저하가 현저해진다. 이 때문에, Al 은 0.1 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.07 ％ 이하이다.

N : 0.01 ％ 이하

N 은, 제강의 단계에서 Ti 나 Nb 등과 결합하여 조대한 질화물을 형성한다. 이 때문에, N 을 다량으로 함유하면, 강판 강도가 현저하게 저하된다. 이와 같은 점에서, N 은 최대한 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.01 ％ 까지는 허용할 수 있다. 따라서, N 은 0.01 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.007 ％ 이하이다.

Ti : 0.13 ∼ 0.25 ％

Ti 는, C 와 결합하여 탄화물을 형성하고, 강판의 강화에 기여하는 원소이다. 본 발명에서 대상으로 하는 강판의 실온에서의 인장 강도 : 440 ㎫ 이상을 확보하기 위해서는, 0.13 ％ 이상의 Ti 를 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, 0.25 ％ 를 초과하는 Ti 를 함유시키면, 강 소재의 가열시에, 조대한 TiC 가 잔존하여, 마이크로보이드가 생성된다. 이 때문에, Ti 량은 0.25 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.14 ∼ 0.22 ％, 더욱 바람직하게는 0.15 ∼ 0.22 ％ 의 범위이다.

이상, 각 성분의 바람직한 범위에 대해 설명했지만, 각 성분이 상기의 범위를 만족하는 것만으로는 불충분하며, 특히 C 와 Ti 에 대해서는 다음 식 (1) 의 관계를 만족시키는 것이 중요하다.

2.00 ≥ ([％C]/12)/([％Ti]/48) ≥ 1.05 … (1)

여기서, [％M] 은 M 원소의 함유량 (질량％)

즉, (1) 식은, 후술하는 탄화물에 의한 석출 강화를 발현시켜, 온간 성형 후에 원하는 고강도를 확보하기 위해서 필요한 요건이다. C 및 Ti 의 함유량에 대해, (1) 식의 관계를 만족시킴으로써, 원하는 양의 탄화물을 석출시킬 수 있고, 이로써 원하는 고강도를 확보하는 것이 가능해진다.

또, ([％C]/12)/([％Ti]/48) 의 값이 1.05 미만에서는, 입계 강도가 저하될 뿐만 아니라, 가열에 대해 탄화물의 열안정성이 저하된다. 이 때문에, 탄화물이 조대화되기 쉬워져, 원하는 고강도화를 달성할 수 없게 된다. 한편, ([％C]/12)/([％Ti]/48) 의 값이 2.00 을 초과하면, 시멘타이트가 과도하게 석출된다. 이 때문에, 온간 성형 중에 마이크로보이드 생성이 생성되어, 온간 성형 중의 균열의 원인이 된다. 또한, 보다 바람직한 ([％C]/12)/([％Ti]/48) 의 범위는, 1.05 이상 1.85 이하이다.

이상, 기본 성분에 대해 설명했지만, 본 발명의 온간 프레스 성형 방법에 사용하여 바람직한 강판에서는, 상기한 성분 외에, 다음에 기술하는 원소를 적절히 함유시킬 수 있다.

V : 1.0 ％ 이하, Mo : 0.5 ％ 이하, W : 1.0 ％ 이하, Nb : 0.1 ％ 이하, Zr : 0.1 ％ 이하 및 Hf : 0.1 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상

V, Mo, W, Nb, Zr 및 Hf 는, Ti 와 동일하게, 탄화물을 형성하여 강판의 강화에 기여하는 원소이다. 그 때문에, 강판의 추가적인 고강도화가 요구되는 경우에 있어서, Ti 에 더하여, V, Mo, W, Nb, Zr 및 Hf 중에서 선택하여 1 종 또는 2 종 이상 함유시킬 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, V 는 0.01 ％ 이상, Mo 는 0.01 ％ 이상, W 는 0.01 ％ 이상, Nb 는 0.01 ％ 이상, Zr 은 0.01 ％ 이상, Hf 는 0.01 ％ 이상을 각각 함유시키는 것이 바람직하다.

한편, V 가 1.0 ％ 를 초과하면, 탄화물이 조대화되기 쉬워지고, 특히 온간 성형 온도역에서 탄화물이 조대화되기 때문에, 실온까지 냉각시킨 후의 탄화물의 평균 입자경을 10 ㎚ 이하로 조정하는 것이 곤란해진다. 그 때문에, V 는 1.0 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.5 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.2 ％ 이하이다.

또, Mo 및 W 가 각각 0.5 ％, 1.0 ％ 를 초과하면, γ → α 변태가 극도로 지연된다. 이 때문에, 강판 조직에 베이나이트상이나 마텐자이트상이 혼재되어, 후술하는 페라이트 단상을 얻는 것이 곤란해진다. 이와 같은 점에서, Mo 및 W 는 각각 0.5 ％ 이하, 1.0 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, Nb, Zr 및 Hf 는, 각각 0.1 ％ 를 초과하여 함유하면, 슬래브 재가열시에 조대한 탄화물이 다 용해되지 않고 잔존한다. 이 때문에, 온간 성형 중에 마이크로보이드가 생성되기 쉬워진다. 이와 같은 점에서, Nb, Zr 및 Hf 는 각각 0.1 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 상기한 각 원소를 함유시키는 경우에는, 상기 식 (1) 대신에, 다음 식 (1)' 의 범위를 만족시킬 필요가 있다. 이 이유는 (1) 에 대해 설명한 것과 동일하다.

2.00 ≥ ([％C]/12)/([％Ti]/48 + [％V]/51 + [％W]/184 + [％Mo]/96 + [％Nb]/93 + [％Zr]/91 + [％Hf]/179) ≥ 1.05 … (1)'

여기서, [％M] 은 M 원소의 함유량 (질량％)

또한, 본 발명의 온간 프레스 성형 방법에 사용하여 바람직한 강판에서는, 이하에 기술하는 원소도 적절히 함유시킬 수 있다.

B : 0.003 ％ 이하

B 는, γ → α 변태의 핵 생성을 저해하고, γ → α 변태점을 저하시키는 작용을 가지며, 이 작용에 의해, 탄화물의 미세화에 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻으려면, 0.0002 ％ 이상의 B 를 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 0.003 ％ 를 초과하는 B 를 함유해도 효과가 포화하여 경제적으로 불리해진다. 그 때문에, B 는 0.003 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.002 ％ 이하이다.

Mg : 0.2 ％ 이하, Ca : 0.2 ％ 이하, Y : 0.2 ％ 이하 및 REM : 0.2 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상

Mg, Ca, Y, REM 은 모두 개재물을 미세화하는 작용을 갖고, 이 작용에 의해, 온간 성형 중의 개재물과 모재 근방에서의 응력 집중을 억제하여, 연성을 향상시키는 효과를 갖는다. 이 때문에, 이들 원소를 필요에 따라 함유시킬 수 있다. 또한, REM 은, Rare Earth Metal 의 약기로 란타노이드계의 원소를 가리킨다.

그러나, Mg, Ca, Y 및 REM 이 각각 0.2 ％ 를 초과하여 과도하게 함유되면, 주조성 (용강을 주형에 넣고 응고시킬 때의 용강 흐름이 양호한 특성) 이 저하되고, 오히려 연성의 저하를 초래한다. 이 때문에, Mg : 0.2 ％ 이하, Ca : 0.2 ％ 이하, Y : 0.2 ％ 이하, REM : 0.2 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는, Mg 는 0.001 ∼ 0.1 ％, Ca 는 0.001 ∼ 0.1 ％, Y 는 0.001 ∼ 0.1 ％, REM 은 0.001 ∼ 0.1 ％ 의 범위이다.

또, 이들 원소의 합계량은 0.2 ％ 이하가 되도록 조정하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.1 ％ 이하이다.

Sb : 0.1 ％ 이하, Cu : 0.5 ％ 이하 및 Sn : 0.1 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상

Sb, Cu 및 Sn 은, 강판 표면 부근에 농화하여, 온간 성형 중의 강판 표면의 질화에 의한 강판의 연화를 억제하는 효과가 있고, 필요에 따라 1 종 또는 2 종 이상을 함유시킬 수 있다. 또한, Cu 는 내식성을 향상시키는 효과도 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Sb, Cu 및 Sn 을 각각 0.005 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, Sb 는 0.1 ％, Cu 는 0.5 ％, Sn 은 0.1 ％ 를 각각 초과하여 과도하게 함유되면, 강판의 표면 성상이 악화된다. 이 때문에, Sb : 0.1 ％ 이하, Cu : 0.5 ％ 이하, Sn : 0.1 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ni : 0.5 ％ 이하 및 Cr : 0.5 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종

Ni 및 Cr 은 모두 고강도화에 기여하는 원소이며, 이들 중에서 선택한 1 종 또는 2 종을 필요에 따라 함유시킬 수 있다. 여기에, Ni 는, 오스테나이트 안정화 원소이며, 고온에서의 페라이트의 생성을 억제하여, 강판의 고강도화에 기여한다. 또, Cr 은, 퀀칭성 향상 원소이며, Ni 와 동일하게 고온에서의 페라이트의 생성을 억제하여, 강판의 고강도화에 기여한다.

이와 같은 효과를 얻으려면, Ni 및 Cr 은 각각 0.01 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, Ni 및 Cr 이 각각 0.5 ％ 를 각각 초과하여 과도하게 함유되면, 마텐자이트상이나 베이나이트상 등의 저온 변태상의 발생이 야기된다. 마텐자이트상이나 베이나이트상과 같은 저온 변태상은, 가열 중에 회복이 발생하기 때문에, 온간 성형 후에 강도를 저하시킨다. 이 때문에, Ni 및 Cr 은 각각 0.5 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.3 ％ 이하이다.

O, Se, Te, Po, As, Bi, Ge, Pb, Ga, In, Tl, Zn, Cd, Hg, Ag, Au, Pd, Pt, Co, Rh, Ir, Ru, Os, Tc, Re, Ta, Be 및 Sr 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 2.0 ％ 이하

이들 원소는 합계로 2.0 ％ 이하이면, 강판의 강도나 온간 성형성에 영향을 주지 않기 때문에 허용할 수 있다. 보다 바람직하게는 1.0 ％ 이하이다.

상기한 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다.

다음으로, 상기한 강판의 바람직한 조직에 대해 설명한다.

조직 전체에서 차지하는 페라이트상의 비율 : 면적률로 95 ％ 이상

본 발명에서는, 강판의 금속 조직은 페라이트 단상으로 한다. 여기서 말하는 「페라이트 단상」 이란, 페라이트상이 면적률로 100 ％ 인 경우뿐만 아니라, 95 ％ 이상의 실질적으로 페라이트 단상인 경우도 포함하는 것으로 한다.

금속 조직을 페라이트 단상으로 함으로써, 우수한 연성을 유지할 수 있고, 나아가서는 열에 의한 재질 변화도 억제할 수 있다. 경질상인 베이나이트상이나 마텐자이트상이 혼재되면, 가열에 의해 경질상 내에 도입되는 전위가 회복하여 연화하기 때문에, 온간 성형 후에 강판 강도를 유지할 수 없게 된다. 이 때문에, 펄라이트, 베이나이트상, 마텐자이트상을 포함하지 않는 편이 좋지만, 이와 같은 경질상, 나아가서는 잔류 오스테나이트상은, 조직 전체에 대한 면적률로 5 ％ 이하이면 허용할 수 있다.

여기에, 금속 조직이 실질적으로 페라이트 단상인 경우에는, 400 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온도역 (온간 성형 온도역) 으로 가열되어도, 강판의 금속 조직은 실질적으로 페라이트 단상인 채로 유지된다. 그리고, 상기한 강판은, 가열되는 것에 수반하여, 연성이 증가하므로, 온간 성형 온도역에 있어서 양호한 전연신을 확보할 수 있다.

또, 이 강판에 대해 온간 성형 온도역에 있어서 성형 가공을 실시하면, 전위의 회복을 수반하면서 성형 가공되기 때문에, 온간 성형 중의 연성 저하는 거의 발생하지 않는다. 그리고, 온간 성형 후에 실온까지 냉각시켜도 조직 변화가 발생하지 않는 점에서, 강판의 금속 조직은 실질적으로 페라이트 단상인 채로 유지되어, 우수한 연성을 나타내게 된다.

페라이트의 평균 결정 입경 : 1 ㎛ 이상

페라이트의 평균 결정 입경이 1 ㎛ 미만이면, 온간 성형시에 결정립이 성장하기 쉽기 때문에, 온간 성형 후의 프레스 성형품의 재질이 온간 성형 전과 크게 상위한 것이 되어 재질 안정성이 저하된다. 따라서, 페라이트의 평균 결정 입경은, 1 ㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, 페라이트의 평균 결정 입경이 15 ㎛ 를 초과하여 과잉으로 커지면, 조직의 세립화에 의한 강화를 얻지 못하여, 원하는 강판 강도를 확보하는 것이 어려워진다. 이 때문에, 페라이트의 평균 결정 입경은 15 ㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 12 ㎛ 이하이다.

또한, 페라이트의 평균 결정 입경이 1 ㎛ 이상이 되는 조직을 얻기 위해서는, 페라이트의 핵 생성 사이트수가 과잉이 되는 것을 방지하는 것이 유효하다. 핵 생성 사이트수는, 압연 중에 강판 내에 축적되는 변형 에너지와 밀접한 관계가 있으며, 페라이트 입자의 미세화를 방지하려면, 과잉인 변형 에너지의 축적을 방지할 필요가 있다. 이 때문에, 마무리 압연 종료 온도를 840 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

페라이트 결정립 중의 탄화물의 평균 입자경 : 10 ㎚ 이하

상기한 페라이트 단상의 조직에서는, 충분히 높은 인장 강도나 항복비의 강판으로 하는 것은 곤란하다. 이 점, 페라이트 결정립 중에, 평균 입자경이 10 ㎚ 이하의 미세한 탄화물을 석출시키면, 강판의 고강도화를 도모할 수 있다. 여기서, 탄화물의 평균 입자경이 10 ㎚ 를 초과하면, 상기한 높은 인장 강도나 항복비를 얻는 것이 곤란해진다. 또한, 보다 바람직한 탄화물의 평균 입자경은 7 ㎚ 이하이다.

미세한 탄화물로는, Ti 탄화물, 혹은 또한 V 탄화물, Mo 탄화물, W 탄화물, Nb 탄화물, Zr 탄화물, Hf 탄화물을 들 수 있다. 이들 탄화물은, 강판의 가열 온도가 700 ℃ 이하이면 조대화되지 않고, 평균 입자경은 10 ㎚ 이하로 유지된다. 따라서, 강판을 400 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온간 성형 온도역으로 가열하여 온간 성형을 실시해도, 탄화물의 조대화가 억제되기 때문에, 온간 성형 후, 실온까지 냉각시킨 후에 강판 강도의 대폭적인 저하는 발생하지 않는다. 따라서, 실질적으로 페라이트 단상의 매트릭스 중에 평균 입자경 10 ㎚ 이하의 상기한 탄화물을 함유하는 조직을 갖는 강판으로 하면, 그 강판을 400 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온간 성형 온도역으로 가열하고, 온간 성형을 실시하여 얻어지는 프레스 성형품의 항복 응력의 저하를 효과적으로 억제할 수 있다.

또한, 상기한 강판은, 용융 아연 도금층 등의 도금층을 구비하고 있어도 된다. 이러한 도금층으로는, 예를 들어 전기 도금층, 무전해 도금층, 용융 도금층 등을 들 수 있다. 또한 합금화 도금층으로 해도 된다.

다음으로, 본 발명의 온간 프레스 성형 방법에 사용하여 바람직한 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

본 발명의 온간 프레스 성형 방법에 사용하여 바람직한 강판은, 강 소재를 가열 후, 조 (粗) 압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하고, 압연 후, 코일상으로 권취하여 열연 강판으로 한다.

또한, 강 소재의 제조 방법은 특별히 한정할 필요는 없지만, 상기한 조성을 갖는 용강을 전로나 전기로 등의 공지된 용제 방법으로 용제하거나, 혹은 추가로 진공 탈가스로에서 2 차 정련을 실시한 후, 연속 주조법 등의 공지된 주조 방법으로 슬래브 등의 강 소재로 주조하는 것이 바람직하다. 또한, 생산성이나 품질상의 관점에서, 연속 주조법으로 실시하는 것이 바람직하다.

이하, 바람직한 제조 조건에 대해 설명한다.

강 소재의 가열 온도 : 1100 ∼ 1350 ℃

강 소재의 가열 온도가 1100 ℃ 미만에서는, 조대한 탄화물이 용해되지 않기 때문에, 최종적으로 얻어지는 강판 중에 분산 석출되는 미세한 탄화물량이 감소하여, 원하는 고강도를 확보하는 것이 어려워진다. 한편, 강 소재의 가열 온도가 1350 ℃ 를 초과하면, 산화가 현저해져, 열간 압연시에 산화 스케일을 서로 맞물어, 강판의 표면 성상을 악화시키고, 이로써 강판의 온간 성형성이 저하된다. 이 때문에, 강 소재의 가열 온도는 1100 ∼ 1350 ℃ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 1150 ∼ 1300 ℃ 의 범위이다.

마무리 압연 종료 온도 : 840 ℃ 이상

마무리 압연 종료 온도가 840 ℃ 미만에서는, 페라이트 입자가 신전 (伸展) 된 조직이 되는 데다, 개개의 페라이트 입경이 크게 상이한 혼립 조직이 되어, 강판 강도가 현저하게 저하된다. 또, 마무리 압연 종료 온도가 840 ℃ 미만에서는, 압연 중에 강판 내에 축적되는 변형 에너지가 과잉이 되어, 페라이트의 평균 결정 입경이 1 ㎛ 이상이 되는 조직을 얻는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 마무리 압연 종료 온도는 840 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 860 ℃ 이상이다.

열간 압연 종료 후부터 강제 냉각 개시까지의 시간 : 3 초 이내

상기의 열간 압연 종료 후, 얻어진 열연 강판을 강제 냉각시킨다. 이 열간 압연 종료 후부터 강제 냉각 개시까지의 시간이 3 초를 초과하면, 탄화물의 변형 야기 석출이 다량으로 발생하여, 원하는 미세한 탄화물의 석출을 확보하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 열간 압연 종료 후부터 강제 냉각 개시까지의 시간은 3 초 이내로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 2 초 이내이다.

냉각 개시부터 냉각 정지까지의 평균 냉각 속도 : 30 ℃/초 이상

냉각 개시부터 냉각 정지까지의 평균 냉각 속도가 30 ℃/초 미만에서는, 고온으로 유지되는 시간이 길어, 변형 야기 석출에 의한 탄화물의 조대화가 진행되기 쉬워진다. 이 때문에, 상기한 열간 압연 후의 강제 냉각을 평균 냉각 속도 : 30 ℃/초 이상으로 하여, 소정의 온도까지 급랭시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 50 ℃/초 이상이다.

또한, 냉각 정지 온도는, 냉각 정지로부터 권취까지의 사이의 강판의 온도 저하를 고려하여, 권취 온도가 목적으로 하는 온도 범위가 되도록 설정한다. 즉, 냉각 정지 후, 강판은 공랭에 의해 온도 저하되므로, 통상은 권취 온도 +5 ∼ 10 ℃ 정도의 온도로 냉각 정지 온도를 설정한다.

권취 온도 : 500 ∼ 700 ℃

권취 온도가 500 ℃ 미만에서는, 강판 중에 석출되는 탄화물이 부족하여, 원하는 강판 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 한편, 권취 온도가 700 ℃ 를 초과하면, 석출된 탄화물이 조대화되기 때문에, 원하는 강판 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 권취 온도는 500 ∼ 700 ℃ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 550 ∼ 680 ℃ 의 범위이다.

또, 얻어진 열연 강판에 공지된 방법으로 도금 처리를 실시하여 표면에 도금층을 형성할 수 있다. 도금층으로는, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층, 전기 도금층 등이 바람직하다.

다음으로, 상기의 제조 방법에 의해 얻어지는 본 발명의 온간 프레스 성형 방법에 사용하여 바람직한 강판의 기계적 특성에 대해 설명한다.

여기에, 그 바람직한 강판의 기계적 특성은 다음과 같다.

(a) 실온에 있어서의 인장 강도 : 780 ㎫ 이상이고, 또한 실온에 있어서의 항복비 : 0.85 이상

(b) 온간 성형 온도역인 400 ∼ 700 ℃ 에서의 항복 응력 YS₂ : 실온에 있어서의 항복 응력 YS₁ 의 80 ％ 이하

(c) 온간 성형 온도역인 400 ∼ 700 ℃ 에서의 전연신 El₂ : 실온에 있어서의 전연신 El₁ 의 1.1 배 이상

이하, 이들의 각 특성에 대해 설명한다.

실온에 있어서의 인장 강도 : 780 ㎫ 이상이고, 또한 실온에 있어서의 항복비 : 0.85 이상

본 발명의 온간 프레스 성형 방법은, 실온에 있어서의 인장 강도가 440 ㎫ 이상의 강판을 대상으로 하지만, 상기의 제조 방법에 의하면, TS₁ 이 780 ㎫ 이상이고, 또한 실온에 있어서의 항복비가 0.85 이상인 강판을 얻을 수 있다.

여기에, TS₁ 이란, 실온에 있어서의 인장 강도를 의미하고, 또 실온이란, (22 ± 5) ℃ 를 의미한다.

온간 성형 온도역인 400 ∼ 700 ℃ 에서의 항복 응력 YS₂ : 실온에 있어서의 항복 응력 YS₁ 의 80 ％ 이하

온간 성형 온도역인 400 ∼ 700 ℃ 에서의 항복 응력 YS₂ 가, 실온에 있어서의 항복 응력 YS₁ 의 80 ％ 초과에서는, 온간 성형시의 강판 변형 저항이 충분히 저감되지 않기 때문에, 온간 성형시의 부하 하중 (프레스 하중) 을 크게 할 필요가 생겨, 금형 수명이 짧아진다. 또한, 큰 부하 하중 (프레스 하중) 을 부여하기 위해, 가공기 (프레스기) 본체도 필연적으로 커져야 한다. 가공기 (프레스기) 본체가 커지면, 온간 성형 온도로 가열한 강판을 가공기까지 반송하는 데에 장시간을 필요로 하여, 블랭크의 온도의 저하를 초래하여 원하는 온도에서 온간 성형하는 것이 어려워진다. 또한, 형상 동결성도 충분히 개선되지 않기 때문에, 온간 성형을 이용하는 효과가 작아진다.

따라서, 온간 성형 온도역인 400 ∼ 700 ℃ 에서의 항복 응력 YS₂ 는, 실온에 있어서의 항복 응력 YS₁ 의 80 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 70 ％ 이하이다.

온간 성형 온도역인 400 ∼ 700 ℃ 에서의 전연신 El₂ : 실온에 있어서의 전연신 El₁ 의 1.1 배 이상

온간 성형 온도역인 400 ∼ 700 ℃ 에서의 전연신 El₂ 가 실온에 있어서의 전연신 El₁ 의 1.1 배 이상이면, 온간 성형시에 있어서의 가공성이 충분히 개선되므로, 균열 등의 결함이 생기지 않고, 강판을 복잡한 형상의 부재로 성형하기 쉬워진다.

따라서, 온간 성형 온도역인 400 ∼ 700 ℃ 에서의 전연신 El₂ 는, 실온에 있어서의 전연신 El₁ 의 1.1 배 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.2 배 이상이다.

또한, 상기한 기계적 특성에 더하여, 프레스 성형품으로 성형한 후에 이하의 기계적 특성을 나타내는 것이 되는 강판이, 본 발명의 온간 프레스 성형 방법에 대해 더욱 바람직하게 사용된다.

실온에 있어서의 프레스 성형품의 항복 응력 YS₃ 및 전연신 El₃ 이, 각각 프레스 성형 전의 강판의 실온에 있어서의 항복 응력 YS₁ 및 전연신 El₁ 의 80 ％ 이상

실온에 있어서의 프레스 성형품의 항복 응력 YS₃ 및 전연신 El₃ 이, 각각 프레스 성형 전의 강판의 실온에 있어서의 항복 응력 YS₁ 및 전연신 El₁ 의 80 ％ 미만이면, 온간 성형 후의 부재의 강도 및 전연신이 부족하다. 이와 같은 강판을 사용하여, 온간 프레스 성형에 의해 원하는 형상의 자동차 부재로 하면, 자동차 충돌시의 충격 흡수 성능이 부족하므로, 자동차 부재로서의 신뢰성이 저하된다.

이런 점에서, 실온에 있어서의 프레스 성형품의 항복 응력 YS₃ 및 전연신 El₃ 은, 각각 프레스 성형 전의 강판의 실온에 있어서의 항복 응력 YS₁ 및 전연신 El₁ 의 80 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 90 ％ 이상이다.

실시예

(실시예 1)

판두께 : 1.6 ㎜, 인장 강도 : 440 ㎫ 급 ∼ 1180 ㎫ 급의 강판을 표 1 에 나타내는 조건으로 가열한 후, 드로 성형에 의해, 도 5(a) 에 나타내는 자동차 골격 부품의 하나인 센터 필러 어퍼 프레스 패널로 성형하였다.

여기에, 강판의 가열에는 전기로를 사용하였다. 재로 (在爐) 시간을 300 초로 설정하고, 블랭크 전체가 균일한 온도 분포가 되도록 가열하였다. 가열된 블랭크를 노로부터 취출하고, 10 초의 반송 시간 후에, 프레스기 내로 송급하여, 성형 하사점에서의 유지 시간을 표 1 에 나타내는 바와 같이 여러 가지 변화시켜 성형을 실시하였다.

그 직후, 성형한 패널의 플랜지부와 그 이외의 부분의 온도차를 측정하였다. 즉, 비접촉식 온도계에 의해, 패널 플랜지부 (도 5(a) 에 X 점으로 나타낸 지점) 에서 6 점, 그 이외의 부분 (도 5(a) 에 Y 점으로 나타낸 지점) 에서 5 점의 온도를 측정하고, X 점의 평균 온도와 Y 점의 평균 온도의 차를 플랜지부와 그 이외의 부분의 평균 온도차로 하였다.

또, 프레스기는 서보 프레스기를 사용하고, 프레스 성형시의 프레스 속도는 15 spm (Strokes per minute : 1 분간에 가공 가능한 개수. 단, 성형 하사점에서의 유지를 실시한 경우에는, 그 유지 시간이 더욱 부가된다.) 으로 하였다.

성형 후의 패널을 충분한 시간 공랭한 후, 도 5(b) 에 나타내는 센터 필러 어퍼 프레스 패널의 단면 형상에 대해, 기준이 되는 패널 형상 (프레스 성형 직후에 금형으로부터 떼어낸 시점의 형상) 에 대한 공랭 후의 패널 단부의 형상 변화량 a 를 레이저 변위계로 측정하였다. 이들의 측정 결과를 표 1 에 병기한다.

표 1 에 나타낸 바와 같이, 성형 하사점에서의 유지 시간을 1 초 이상으로 한 발명예 No.1, 2, 5 ∼ 9 는 모두 프레스 성형품의 플랜지부와 그 이외의 부분의 평균 온도차가 150 ℃ 이내가 되고, 형상 변화량 a 도 1.0 ㎜ 이내로 양호한 치수 정밀도가 얻어졌다.

이에 대해, 성형 하사점에서의 유지 시간이 1 초 미만인 비교예 No.10 ∼ 16 에서는, 모두 프레스 성형품의 플랜지부와 그 이외의 부분의 평균 온도차가 150 ℃ 초과가 되고, 형상 변화량 a 도 1.2 ∼ 2.6 ㎜ 로 충분한 치수 정밀도는 얻어지지 않았다.

이상의 결과로부터, 본 발명의 온간 프레스 성형 방법에 의하면, 플랜지부와 그 이외의 부분의 평균 온도차를 억제할 수 있고, 이로써 프레스 성형 직후와 공랭 후에서의 패널의 형상 변화량을 감소하여, 그 치수 정밀도를 대폭 향상시킨 프레스 성형품이 얻어지는 것이 분명하다.

(실시예 2)

표 2 에 나타내는 성분 조성을 갖는 용강을 전로에서 용제하고, 연속 주조법으로 주조하여 슬래브 (강 소재) 로 하였다. 이들 슬래브 (강 소재) 를 표 3 에 나타내는 가열 온도로 가열하고, 균열 유지하여 조압연한 후, 표 3 에 나타내는 열간 압연 조건으로 마무리 압연하고, 냉각시키며, 코일상으로 권취하여, 열연 강판 (판두께 : 1.6 ㎜) 으로 하였다. 또한, 강판 a, i, k, m 은, 연속 용융 아연 도금 라인으로 700 ℃ 로 가열 후, 액온 : 460 ℃ 의 용융 아연 도금욕에 침지하여, 표면에 용융 아연 도금층을 형성한 후, 그 도금층에 530 ℃ 에서 합금화 처리를 실시하여, 합금화 용융 아연 도금층을 형성하였다. 또한, 도금 부착량은 45 g/㎡ 로 하였다.

이어서, 얻어진 열연 강판으로부터 시험편을 채취하여, 조직 관찰, 석출물 관찰 및 인장 시험을 실시하였다. 시험 방법은 이하와 같이 하였다.

(1) 조직 관찰

얻어진 열연 강판으로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하고, 압연 방향에 평행한 단면 (L 단면) 을 연마하여, 부식 (부식액 : 5 ％ 나이탈액) 시키고, 주사형 전자 현미경 (배율 : 400 배) 을 사용하여 판두께 중심부를 관찰하여 각 10 시야 촬상하였다. 얻어진 조직 사진에 대해 화상 해석을 실시하여, 조직의 동정, 및 각 상의 조직 분율, 각 상의 평균 결정 입경의 측정을 실시하였다.

즉, 얻어진 조직 사진을 사용하여, 먼저, 페라이트상과 그 이외의 상을 분리하고, 페라이트상의 면적을 측정하여, 관찰 시야 전체에 대한 면적률을 구하여 페라이트상의 면적률로 하였다. 또한, 페라이트상은 입자 내에 부식 자국이 관찰되지 않고 입계가 매끄러운 곡선으로 관찰되지만, 선상의 형태로서 관찰되는 입계는 페라이트상의 일부로서 계상하였다. 또, 페라이트의 평균 결정 입경은, 얻어진 조직 사진을 사용하여 ASTM E 112-10 에 준거한 절단법에 의해 구하였다.

(2) 석출물 관찰

또, 얻어진 열연 강판의 판두께 중앙부로부터 투과형 전자 현미경 관찰용 시험편을 채취하여, 기계 연마 및 화학 연마에 의해 관찰용 박막으로 하였다. 얻어진 박막에 대해, 투과형 전자 현미경 (배율 : 120000 배) 을 사용하여, 석출물 (탄화물) 의 관찰을 실시하였다. 100 개 이상의 탄화물에 대해, 입자경을 측정하여, 그들의 산술 평균치를 각 강판에 있어서의 탄화물의 평균 입자경으로 하였다. 또한, 측정에 있어서는, 1 ㎛ 보다 큰 조대한 시멘타이트나 질화물은 제외하였다.

(3) 인장 시험

얻어진 열연 강판으로부터, JIS Z 2201 (1998) 에 준거하여, 압연 방향과 수직 방향이 인장 방향이 되도록 JIS 13 B 호 인장 시험편을 채취하였다. 이 채취한 시험편을 사용하여, JIS G 0567 (1998) 에 준거하여 인장 시험을 실시하여, 실온 (22 ± 5 ℃) 에 있어서의 기계적 특성 (항복 응력 YS₁, 인장 강도 TS₁, 전연신 El₁), 및 표 4 에 나타내는 각 온도에 있어서의 고온에서의 기계적 특성 (항복 응력 YS₂, 인장 강도 TS₂, 전연신 El₂) 을 측정하였다. 또한, 인장 시험은 모두 크로스 헤드 스피드 : 10 ㎜/min 으로 실시하였다. 또, 고온에서의 기계적 특성을 측정하는 시험에서는, 전기로를 사용하여 시험편을 가열하고, 시험편 온도가 시험 온도의 ±3 ℃ 이내에 안정적으로 얻어지도록 된 후, 15 min 유지하여, 인장 시험을 실시하였다.

이들 (1) ∼ (3) 의 시험 결과를 표 3 및 표 4 에 나타낸다.

다음으로, 상기와 같이 하여 얻어진 강판을 표 5 에 나타내는 조건으로 가열한 후, 온간 드로 성형에 의해, 도 5(a) 에 나타내는 자동차 골격 부품의 하나인 센터 필러 어퍼 프레스 패널로 성형하였다. 또한, 표 5 에 나타낸 것 이외의 가열 조건 및 드로 성형 조건은 실시예 1 의 경우와 동일하다.

그리고, 실시예 1 과 동일한 조건으로, 성형 직후의 패널의 플랜지부와 그 이외의 부분의 온도차 및 기준이 되는 패널 형상 (프레스 성형 직후에 금형으로부터 떼어낸 시점의 형상) 에 대한 공랭 후의 패널 단부의 형상 변화량 a 를 측정하였다.

또, 이 성형 후의 패널로부터, JIS 13 B 호 인장 시험편을 채취하고, 이들 인장 시험편에 대해 실온에서 상기와 동일한 조건으로 인장 시험을 실시하여, 기계적 특성 (항복 응력 (YS₃), 인장 강도 (TS₃), 전연신 (El₃)) 을 측정하였다.

얻어진 결과를 표 5 에 병기한다.

표 5 에 나타낸 바와 같이, 발명예인 No.17 ∼ 42 에서는 모두 플랜지부와 그 이외의 부분의 평균 온도차가 150 ℃ 이내가 되고, 형상 변화량 a 도 1.0 ㎜ 이내로 양호한 치수 정밀도가 얻어졌다.

특히, 성분 조성 및 조직이 바람직한 강판을 사용한 발명예 No.17 ∼ 22, 29 ∼ 36, 40, 41 은 모두 780 ㎫ 이상이라는 고강도 강판을 사용하고 있음에도 불구하고, 성형 후의 프레스 성형품에 있어서 양호한 치수 정밀도가 얻어지고, 또한 프레스 성형품의 인장 강도 TS₃ 이 프레스 성형 전의 강판의 인장 강도 TS₁ 의 99 ∼ 104 ％ 가 되는 등, 그 기계적 특성도 매우 양호하였다.

1 다이스
2 펀치
3 주름 누르개
4 가열한 강판 (블랭크)
5 프레스 성형품 (패널)
6 플랜지부
7 측벽부
8 기준이 되는 패널 (프레스 성형 직후에 금형으로부터 떼어낸 시점의 패널)
9 공랭 후의 패널
10 성형 하사점에서의 패널
11 센터 필러 어퍼 프레스 패널

Claims

인장 강도가 440 ㎫ 이상인 강판을 프레스 성형에 의해 플랜지부와 그 이외의 부분으로 이루어지는 프레스 성형품으로 성형할 때,
그 강판을 400 ∼ 700 ℃ 의 온도역으로 가열하고,
이어서, 가열한 강판에 대해, 드로 성형에 의한 프레스 성형을 실시하고, 또한 성형 하사점에 있어서, 그 상태를 1 초 이상 5 초 이하 유지하는 것으로 하고,
상기 강판이, 질량％ 로,
C : 0.015 ∼ 0.16 ％,
Si : 0.2 ％ 이하,
Mn : 1.8 ％ 이하,
P : 0.035 ％ 이하,
S : 0.01 ％ 이하,
Al : 0.1 ％ 이하,
N : 0.01 ％ 이하 및
Ti : 0.13 ∼ 0.25 ％
를 하기 (1) 식의 관계를 만족하는 범위에서 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 가짐과 함께,
조직 전체에서 차지하는 페라이트상의 비율이 면적률로 95 ％ 이상이고, 또한 페라이트의 평균 결정 입경이 1 ㎛ 이상이고, 그 페라이트 결정립 중에, 평균 입자경이 10 ㎚ 이하인 탄화물을 분산 석출시킨 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 온간 프레스 성형 방법.
2.00 ≥ ([％C]/12)/([％Ti]/48) ≥ 1.05 … (1)
여기서, [％M] 은 M 원소의 함유량 (질량％).
제 1 항에 있어서,
상기 드로 성형 직후에 있어서의 상기 프레스 성형품의 플랜지부와 그 이외의 부분의 평균 온도차를 150 ℃ 이내로 하는 것을 특징으로 하는 온간 프레스 성형 방법.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 프레스 성형품의 인장 강도가, 상기 강판의 인장 강도의 80 ％ 이상 110 ％ 이하가 되는 것을 특징으로 하는 온간 프레스 성형 방법.
제 1 항에 있어서,
상기 강판이, 추가로 질량％ 로,
V : 1.0 ％ 이하,
Mo : 0.5 ％ 이하,
W : 1.0 ％ 이하,
Nb : 0.1 ％ 이하,
Zr : 0.1 ％ 이하 및
Hf : 0.1 ％ 이하
중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, 또한 하기 (1)' 식의 관계를 만족하는 것을 특징으로 하는 온간 프레스 성형 방법:
2.00 ≥ ([％C]/12)/([％Ti]/48 + [％V]/51 + [％W]/184 + [％Mo]/96 + [％ Nb]/93 + [％Zr]/91 + [％Hf]/179) ≥ 1.05 … (1)'
여기서, [％M] 은 M 원소의 함유량 (질량％).
제 1 항 또는 제 4 항에 있어서,
상기 강판이, 추가로 질량％ 로, B : 0.003 ％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 온간 프레스 성형 방법.
제 1 항 또는 제 4 항에 있어서,
상기 강판이, 추가로 질량％ 로, Mg : 0.2 ％ 이하, Ca : 0.2 ％ 이하, Y : 0.2 ％ 이하 및 REM : 0.2 ％ 이하에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 온간 프레스 성형 방법.
제 1 항 또는 제 4 항에 있어서,
상기 강판이, 추가로 질량％ 로, Sb : 0.1 ％ 이하, Cu : 0.5 ％ 이하 및 Sn : 0.1 ％ 이하에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 온간 프레스 성형 방법.
제 1 항 또는 제 4 항에 있어서,
상기 강판이, 추가로 질량％ 로, Ni : 0.5 ％ 이하 및 Cr : 0.5 ％ 이하에서 선택한 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 온간 프레스 성형 방법.
제 1 항 또는 제 4 항에 있어서,
상기 강판이, 추가로 질량％ 로, O, Se, Te, Po, As, Bi, Ge, Pb, Ga, In, Tl, Zn, Cd, Hg, Ag, Au, Pd, Pt, Co, Rh, Ir, Ru, Os, Tc, Re, Ta, Be 및 Sr 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 2.0 ％ 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 온간 프레스 성형 방법.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 강판이 그 표면에 도금층을 구비하는 것을 특징으로 하는 온간 프레스 성형 방법.
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