CN114466946B - 一种用于热冲压的材料及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种能够确保热冲压部件的优异机械性质和氢致延迟断裂特性的用于热冲压的材料及其制造方法，所述用于热冲压的材料包括：包含0.19重量％至0.25重量％的碳(C)、0.1重量％至0.6重量％的硅(Si)、0.8重量％至1.6重量％的锰(Mn)、小于或等于0.03重量％的磷(P)、小于或等于0.015重量％的硫(S)、0.1重量％至0.6重量％的铬(Cr)、0.001重量％至0.005重量％的硼(B)、小于或等于0.1重量％的添加剂以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质的钢板，以及分布在所述钢板中的微细析出物；其中，所述添加剂包括钛(Ti)、铌(Nb)和钒(V)中的至少一种，所述微细析出物包括钛(Ti)、铌(Nb)和钒(V)中至少一种的氮化物或碳化物，并且捕获有氢。

Description

一种用于热冲压的材料及其制造方法
技术领域
本发明的实施例涉及一种用于热冲压的材料及其制造方法，更具体地，涉及一种能够确保热冲压部件的优异机械性质和氢致延迟断裂特性的用于热冲压的材料及其制造方法。
背景技术
用于减轻重量和确保稳定性的高强度钢适用于汽车等部件。但是，与重量相比，高强度钢可以确保高强度特性，但随着强度的增加，其压制成形性变差，在加工的过程中会出现材料的断裂或回弹现象，从而难以形成形状复杂精密的产品。
作为改善这些问题的方法，热冲压方法是最具代表性的，随着人们对它的兴趣增加，对用于热冲压的材料的研究也在积极进行。例如，如韩国公开专利公报第10-2017-0076009号所公开，热冲压方法是通过将硼钢板加热到适当的温度，从而在压模中成形后通过快速冷却来制造高强度部件的成形技术。根据韩国公开专利公报第10-2017-0076009号，高强度钢板在成形时出现的裂纹或形状定型不良等问题得到抑制，因此可以制造具有良好的精密度的部件。
但是，在热冲压钢板的情况下，存在由于热冲压工艺中流入的氢和残余应力而发生氢致延迟断裂的问题。对此，韩国公开专利公报第10-2020-0061922号公开了在对热冲压坯件进行高温加热之前，通过执行预热在坯件的表面上形成薄氧化层来阻止在高温加热工艺中的氢的流入，从而使氢致延迟断裂最小化。然而，由于不可能完全阻止氢的流入，因此令人担忧的是，无法控制流入的氢，从而引起氢致延迟断裂。
发明内容
技术问题
本发明的实施例旨在解决包括上述问题在内的各种问题，并且提供一种能够确保热冲压部件的优异机械性质和氢致延迟断裂特性的用于热冲压的材料及其制造方法。然而，这些问题是示例性的，并且本发明的范围不限于此。
技术方案
根据本发明的一方面，提供一种用于热冲压的材料，其包括：包含0.19重量％至0.25重量％的碳(C)、0.1重量％至0.6重量％的硅(Si)、0.8重量％至1.6重量％的锰(Mn)、小于或等于0.03重量％的磷(P)、小于或等于0.015重量％的硫(S)、0.1重量％至0.6重量％的铬(Cr)、0.001重量％至0.005重量％的硼(B)、小于或等于0.1重量％的添加剂以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质的钢板，以及分布在所述钢板中的微细析出物；其中，所述添加剂包括钛(Ti)、铌(Nb)和钒(V)中的至少一种，所述微细析出物包括钛(Ti)、铌(Nb)和钒(V)中至少一种的氮化物或碳化物，并且捕获有氢。
根据本实施例，所述微细析出物可以形成为大于或等于7000个/单位面积(100μm2)且小于或等于16500个/单位面积(100μm2)。
根据本实施例，60％或更多的所述微细析出物可以形成为具有小于或等于0.01μm的直径。
根据本实施例，所述微细析出物中具有小于或等于0.01μm的直径的微细析出物的数量可以为大于或等于4500个/单位面积(100μm2)且小于或等于16000个/单位面积(100μm2)以下。
根据本实施例，25％或更多的所述微细析出物可以形成为具有小于或等于0.005μm的直径。
根据本实施例，所述微细析出物之间的平均距离可以为大于或等于0.4μm且小于或等于0.8μm。
根据本发明的另一方面，提供一种制造用于热冲压的材料的方法，其包括：在1200℃至1250℃的板坯再加热温度范围内，对板坯进行再加热；通过在840℃至920℃的精轧出料温度范围内对经再加热的板坯进行热轧来制造钢板；以及在700℃至780℃的卷取温度范围内对所述钢板进行卷取，并且在所述钢板中形成微细析出物，其中，所述板坯包含0.19重量％至0.25重量％的碳(C)、0.1重量％至0.6重量％的硅(Si)、0.8重量％至1.6重量％的锰(Mn)、小于或等于0.03重量％的磷(P)、小于或等于0.015重量％的硫(S)、0.1重量％至0.6重量％的铬(Cr)、0.001重量％至0.005重量％的硼(B)、小于或等于0.1重量％的添加剂以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质，其中，所述添加剂包括钛(Ti)、铌(Nb)和钒(V)中的至少一种，其中，所述微细析出物包括钛(Ti)、铌(Nb)和钒(V)中至少一种的氮化物或碳化物，并且捕获有氢。
根据本实施例，所述微细析出物可以形成为大于或等于7000个/单位面积(100μm2)且小于或等于16500个/单位面积(100μm2)。
根据本实施例，60％或更多的所述微细析出物可以形成为具有小于或等于0.01μm的直径。
根据本实施例，所述微细析出物中具有小于或等于0.01μm的直径的微细析出物的数量可以为大于或等于4500个/单位面积(100μm2)且小于或等于16000个/单位面积(100μm2)。
根据本实施例，25％或更多的所述微细析出物可以形成为具有小于或等于0.005μm的直径。
根据本实施例，所述微细析出物之间的平均距离可以为大于或等于0.4μm且小于或等于0.8μm。
通过以下用于实施发明的详细描述、权利要求和附图，除上述之外的其他方面、特征和优点将变得显而易见。
有益效果
根据本发明实施例，可以实现能够确保热冲压部件的优异机械性质和氢致延迟断裂特性的用于热冲压的材料及其制造方法。当然，本发明的范围不限于这些效果。
附图说明
图1为示出根据本发明一实施例的用于热冲压的材料的一部分的透射电子显微镜(TEM：Transmission Electron Microscopy)图片。
图2A和图2B为示意性示出氢被捕获在微细析出物中的状态的一部分的示例图。
图3为示意性示出根据本发明一实施例的制造用于热冲压的材料的方法的流程图。
图4为显示对根据本发明实施例和比较例的卷取温度的抗拉强度和弯曲应力进行比较的图。
图5A和图5B为示出根据实施例和比较例的卷取温度的四点弯曲试验(4 pointbending test)的结果的图片。
具体实施方式
由于本发明允许各种改变和许多实施例，因此将在附图中示出并详细说明中详细描述特定的实施例。参照以下详细后述的实施例以及附图，本发明的效果和特征以及实现该效果和特征的方法将变得更加明确。然而，本发明不仅限于以下公开的实施例，而是可以以各种形式实现。
在下文中，将参照附图详细描述本发明的实施例，并且在参照附图描述时，将相同的附图标记赋予给相同或者对应的技术特征，并且将省略对其重复的描述。
在以下实施例中，术语“第一”、“第二”等用于将一个组件与其他组件区别，而不具有限定的意义。
在以下实施例中，单数的表述包括复数的表述，除非上下文另有明确的说明。
在以下实施例中，术语“包括”或者“具有”等意味着存在在本说明书中记载的特征或者组件，并且不预先排除添加至少一个其他特征或者组件的可能性。
在以下实施例中，当诸如薄膜、区域、组件之类的部分被称为位于另一部分上或上部时，不仅包括其位于另一部分的正上方的情况，还包括其中介入有另一薄膜、区域、组件等的情况。
在附图中，为了便于说明，组件可以被放大或者缩小其尺寸。例如，由于为了便于说明而任意地示出了附图中所示的每个组件的尺寸和厚度，因此本发明并不必限于所示出的。
在可以不同地实现某些实施例的情况下，可以与所描述的顺序不同地执行特定的工艺流程顺序。例如，连续描述的两个工艺可以实际上同时执行，或者可以与所描述的顺序相反的顺序进行。
在本说明书中，“A和/或B”是指A、或B，或者A和B的情况。并且，“A和B中的至少一个”是指A，或者B，或者A和B的情况。
在以下实施例中，当将薄膜、区域、组件等连接时，包括薄膜、区域、组件等直接连接的情况，或/和该薄膜、区域、组件之间介入有其他薄膜、区域、组件并间接连接的情况。例如，在本说明书中，当将薄膜、区域、组件等电连接时，其表示将薄膜、区域、组件等直接电连接，或/和其中介入有其他薄膜、区域、组件等并间接电连接。
在下文中，将参照附图详细描述本发明的实施例。
图1为示出根据本发明一实施例的用于热冲压的材料的一部分的透射电子显微镜(TEM：Transmission Electron Microscopy)图片。
如图1所示，根据本发明一实施例的用于热冲压的材料1可以包括钢板10和分布在钢板10中的微细析出物20。
钢板10可以是通过对铸造的板坯进行热轧工艺和/或冷轧工艺以使其包括预定含量的预定合金元素而制造的钢板。钢板10可以包含碳(C)、硅(Si)、锰(Mn)、磷(P)、硫(S)、铬(Cr)、硼(B)以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质。此外，作为一实施例，钢板10可以进一步包含钛(Ti)、铌(Nb)和钒(V)中的至少一种作为添加剂。作为另一实施例，钢板10可以进一步包括预定含量的钙(Ca)。
碳(C)作为钢板10中的奥氏体稳定化元素起作用。碳是确定钢板10的强度和硬度的主要元素，添加碳以在热冲压工艺之后确保钢板10的抗拉强度(例如，1350MPa或更大的抗拉强度)和淬透性。以钢板10的总重量计，这种碳可以以0.19重量％至0.25重量％包括在其中。当碳含量低于0.19重量％时，难以确保硬质相(马氏体等)，因此难以满足钢板10的机械强度。与此相反，当碳含量超过0.25重量％时，可能导致钢板10产生脆性或弯曲性能变差的问题。
硅(Si)作为钢板10中的铁素体稳定化元素起作用。硅(Si)作为固溶强化元素，提高钢板10的延性，并且通过抑制低温区域的碳化物的生成来提高奥氏体中的碳浓度。此外，硅是经热轧、冷轧和热压的组织均质化(珠光体、锰偏析带控制)以及铁素体精细分散的关键元素。硅作为控制马氏体强度不均质性来提高碰撞性能的元素起作用。以钢板10的总重量计，这种硅可以以0.1重量％至0.6重量％包括在其中。当硅含量低于0.1重量％时，难以获得上述效果，最终热冲压马氏体组织中可能发生渗碳体的形成和粗大化，钢板10的均匀化效果不明显，无法获得V形弯曲角度。与此相反，当硅含量超过0.6重量％时，热轧和冷轧负荷可能增加，热轧红色氧化皮过多，钢板10的镀覆特性变差。
锰(Mn)作为钢板10中的奥氏体稳定化元素起作用。添加锰以在热处理时提高淬透性和强度。以钢板10的总重量计，这种锰可以以0.8重量％至1.6重量％包括在其中。当锰含量低于0.8重量％时，由于晶粒细化效果不充分，淬透性不足，因此热冲压后成形品中的硬质相份数可能不足。另一方面，当锰含量超过1.6重量％时，由于锰偏析或珠光体带，延性和韧性可能变差，这可能导致弯曲性能变差，并且可能产生不均质的微观组织。
以钢板10的总重量计，磷(P)含量可以以大于0且小于或等于0.03重量％包括在其中，以防止钢板10的韧性变差。当磷含量超过0.03重量％时，形成磷化铁化合物，使韧性和焊接性变差，并且在制造工艺流程中，可能在钢板10中引起裂纹。
以钢板10的总重量计，硫(S)含量可以以大于0且小于或等于0.015重量％包括在其中。当硫含量超过0.015重量％时，热加工性、焊接性以及冲击特性变差，并且由于巨大夹杂物的生成，可能出现诸如裂纹等表面缺陷。
添加铬(Cr)以提高钢板10的淬透性和强度。铬可以通过析出硬化来确保晶粒细化和强度。以钢板10的总重量计，这种铬可以以0.1重量％至0.6重量％包括在其中。当铬含量低于0.1重量％时，析出硬化效果不明显，与此相反，当铬含量超过0.6重量％时，由于Cr基析出物和基体固溶量增加，韧性变差，并且由于成本增加，生产成本可能会增加。
添加硼(B)以通过抑制铁素体、珠光体和贝氏体转变来确保马氏体组织，从而确保钢板10的淬透性和强度。此外，硼在晶界偏析，降低晶界能，提高淬透性，并且由于奥氏体晶粒生长温度的提高，具有晶粒细化的效果。以钢板10的总重量计，这种硼可以以0.001重量％至0.005重量％包括在其中。当硼包括在所述范围内时，可以防止产生硬质相晶界的脆性，并且确保高韧性和弯曲性。当硼含量低于0.001重量％时，淬透性效果不足，与此相反，当硼含量超过0.005重量％时，固溶度低，根据热处理条件，易在晶界析出，使淬透性变差或导致高温脆化，并且韧性和弯曲性可能因硬质相晶界脆性的产生而变差。
添加剂是一种有助于形成微细析出物20的氮化物或碳化物生成元素。具体地，添加剂可以包括钛(Ti)、铌(Nb)和钒(V)中的至少一种。钛(Ti)、铌(Nb)和钒(V)通过形成氮化物或碳化物形式的微细析出物20来确保经热冲压和淬火的部件的强度。此外，它们包含在Fe-Mn基复合氧化物中，并且作为对提高抗延迟断裂特性有效的氢捕获点发挥作用，是提高抗延迟断裂性所必需的元素。以钢板10的总重量计，这种添加剂可以以0.1重量％或更低包括在其中。如果添加剂的含量超过0.1重量％，则屈服强度可能过度地增加。
可以添加钛(Ti)以通过在热压热处理后形成析出物来提高淬透性并改善材料。此外，在高温下，形成Ti(C、N)等析出相，从而对奥氏体晶粒细化做出有效的贡献。以钢板10的总重量计，这种钛可以以0.025重量％至0.050重量％包括在其中。当钛含量在所述范围内时，可以防止连铸的缺陷和析出物的粗大化，易于确保材料的物理性质，可以防止在材料表面上出现裂纹等缺陷。另一方面，当钛含量超过0.050重量％时，析出物可能粗大化，导致延伸率和弯曲性下降。
添加铌(Nb)和钒(V)以随着马氏体板条束尺寸(Packet size)的减小而增加强度和韧性。以钢板10的总重量计，铌和钒可以以0.025重量％至0.050重量％包括在其中。当铌和钒包括在所述范围内时，在热轧和冷轧工艺中材料的晶粒细化效果优异，并且在冶钢/连铸时，可以防止在板坯出现中裂纹以及产品脆性断裂，并且使冶钢粗大析出物的生成最小化。
可以添加钙(Ca)以控制夹杂物的形状。以钢板10的总重量计，这种钙可以以0.003重量％或更低包括在其中。
微细析出物20可以分布在钢板10中，并且起到捕获氢的作用。即，微细析出物20为在用于热冲压的材料1的制造过程或制造之后流入到内部的氢提供捕获点，从而提高热冲压加工的产品的氢致延迟断裂特性。作为一实施例，微细析出物20可以包括添加剂的氮化物或碳化物。具体地，微细析出物20可以包括钛(Ti)、铌(Nb)和钒(V)中至少一种的氮化物或碳化物。
这种微细析出物20的析出行为可以通过调节工艺条件来控制。例如，可以通过控制工艺条件中的卷取温度(Coiling Temperature：CT)范围来控制微细析出物20的数量、微细析出物20之间的平均距离以及微细析出物20的直径等析出行为。稍后将参照图3描述工艺条件的详细描述。
作为一实施例，可以控制形成在钢板10中的微细析出物20的数量以满足预设的范围。具体地，微细析出物20可以在钢板10中形成为大于或等于7000个/100μm2且小于或等于16500个/100μm2。特别地，在分布在钢板10中的微细析出物20中，具有小于或等于0.01μm的直径的微细析出物可以在钢板10中形成为大于或等于4500个/100μm2且小于或等于16000个/100μm2。
当微细析出物20的数量形成在上述范围内时，可以在热冲压后确保所需的抗拉强度(例如，1350MPa)，并且提高成形性或弯曲性。例如，具有小于或等于0.01μm的直径的微细析出物20的数量低于4500个/100μm2时，强度可能会变差，另一方面，当其数量超过16000个/100μm2时，可能会降低成形性或柔韧性。
作为另一实施例，可以控制相邻的微细析出物20之间的平均距离以满足预设的范围。这里，“平均距离”可以是指微细析出物20的平均自由程(mean free path)，其测量方法的详细内容将在后面描述。
具体地，微细析出物20之间的平均距离可以为大于或等于0.4μm且小于或等于0.8μm。当微细析出物20的平均距离低于0.4μm时，成形性或弯曲性可能变差，另一方面，当超过0.8μm时，强度可能变差。
作为再一实施例，可以控制微细析出物20的直径以满足预设的范围。具体地，60％或更多的形成在钢板10中的微细析出物20可以形成为具有小于或等于0.01μm的直径。此外，25％或更多的形成在钢板10中的微细析出物20可以形成为具有小于或等于0.005μm的直径。此外，在选择性实施例中，形成在钢板10中的所有微细析出物20的平均直径可以小于或等于0.007μm。
这种微细析出物20的直径对氢致延迟断裂特性的改善有很大影响。在下文中，参照图2A和图2B，将描述根据微细析出物20的直径的氢致延迟断裂特性的改善效果的差异。
图2A和图2B为示意性示出氢被捕获在微细析出物20中的状态的一部分的示例图。
具体地，图2A示出了氢被捕获在直径相对大的微细析出物20中的状态，而图2B示出了氢被捕获在直径相对小的微细析出物20中。
如图2A所示，当微细析出物20的直径相对大时，被捕获在一个微细析出物20中的氢原子的数量增加。即，流入到钢板10内部的氢原子未均匀地分散，并且多个氢原子被捕获在一个氢捕获点的概率增加。被捕获在一个氢捕获点的多个氢原子可以相互结合形成氢分子(H2)。所形成的氢分子增加产生内部压力的概率，结果，可能导致热冲压加工的产品的氢致延迟断裂特性变差。
与此不同，如图2B所示，当微细析出物20的直径相对小时，多个氢原子被捕获在一个微细析出物10的概率减少。即，流入到钢板10内部的氢原子被捕获在彼此不同的氢捕获点，从而可以均匀地分散。由此，氢原子不能相互结合，降低由于氢分子而产生内部压力的概率，从而可以提高热冲压加工的产品的氢致延迟断裂特性。
另一方面，这种微细析出物20的析出行为可以通过分析TEM图片的方法来测量。具体地，对于试样，获取与预设数量一样多的任意区域的TEM图片。通过图片分析程序等从获取的图片中提取微细析出物20，并且针对提取的微细析出物20可以测量微细析出物20的数量、微细析出物20之间的平均距离以及微细析出物20的直径等。
作为一实施例，为了测量微细析出物20的析出行为，可以适用表面复制法(Replication method)作为对测量目标试样的预处理。例如，可以适用第一阶段复制法、第二阶段复制法以及提取复制法等，但不限于上述示例。
作为另一实施例，当测量微细析出物20的直径时，考虑到微细析出物20的形状的不均匀性，可以通过将微细析出物20的形状转换成圆形来计算微细析出物20的直径。具体地，可以通过使用具有特定面积的单位像素来测量提取的微细析出物20的面积，并且通过将微细析出物20转换成具有与测量的面积相同的面积的圆形来计算微细析出物20的直径。
作为再另一实施例，微细析出物20之间的平均距离可以通过上述平均自由程(mean free path)来测量。具体地，微细析出物20之间的平均距离可以通过使用颗粒面积份数和每单位长度的颗粒数量来计算。例如，微细析出物20之间的平均距离可以具有如下面方程式1所示的相关关系。
[方程式1]
λ＝(1-AA)/NL
(λ：颗粒之间的平均距离，AA：颗粒面积份数，NL：每单位长度的颗粒数量)。
测量微细析出物20的析出行为的方法不限于上述示例，可以适用各种方法。
图3为示意性示出根据本发明实施例的制造用于热冲压的材料的方法的流程图。
如图3所示，根据本发明一实施例的用于热冲压的材料的制造方法可以包括再加热步骤S100、热轧步骤S200、冷却/卷取步骤S300、冷轧步骤S400、退火热处理步骤S500以及镀覆步骤S600。
作为参考，虽然在图3中将S100至S600示出为独立的步骤，但是S100至S600中的一部分可以在一个工艺流程中执行，并且如果需要，可以省略一部分。
首先，制备半成品状态的板坯，以经受形成用于热冲压的材料1的工艺流程。所述板坯可以包含0.19重量％至0.25重量％的碳(C)、0.1重量％至0.6重量％的硅(Si)、0.8重量％至1.6重量％的锰(Mn)、小于或等于0.03重量％的磷(P)、小于或等于0.015重量％的硫(S)、0.1重量％至0.6重量％的铬(Cr)、0.001重量％至0.005重量％的硼(B)、小于或等于0.1重量％的添加剂以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质。此外，所述板坯可以进一步包括总计0.1重量％或更少的添加剂。此时，添加剂可以包括钛(Ti)、铌(Nb)和钒(V)中的至少一种。例如，钛(Ti)、铌(Nb)和/或钒(V)的含量可以分别为0.025重量％至0.050重量％。
再加热步骤S100对所述板坯进行再加热以进行热轧。在再加热步骤S100中，通过在预定温度范围内对通过连铸工艺来确保的板坯进行再加热，从而对在铸造时偏析的成分重新固溶。
板坯再加热温度(Slab Reheating Temperature：SRT)可以控制在预设温度范围内，以最大限度地提高奥氏体细化和析出硬化的效果。此时，基于对板坯进行再加热时微细析出物20的平衡析出量，板坯再加热温度(SRT)范围可以包括在添加剂(Ti、Nb和/或V)完全固溶的温度范围(约1000℃以上)内。如果板坯再加热温度(SRT)低于添加剂(Ti、Nb和/或V)的完全固溶温度范围，则在热轧时微观组织控制所需的驱动力无法充分体现，因此无法获得通过所需的析出量控制来确保优异机械性质的效果。
作为一实施例，板坯再加热温度(SRT)可以控制在1200℃至1250℃。如果板坯再加热温度(SRT)低于1200℃，则铸造时偏析的成分无法充分再固溶，因此难以获得显著的合金元素的均质化效果，并且存在难以获得显著的钛(Ti)的固溶效果的问题。另一方面，板坯再加热温度(SRT)越高，均质化越有利，但当其温度超过1250℃时，奥氏体晶粒变大，难以确保强度，并且由于过度的加热工艺，可能仅增加钢板的制造成本。
热轧步骤S200通过在预定的精轧出料温度(Finishing Delivery Temperature：FDT)范围内对在S100中经再加热的板坯进行热轧来制造钢板。作为一实施例，精轧出料温度(FDT)范围可以控制在840℃至920℃。当精轧出料温度(FDT)低于840℃时，由于在异常区域轧制而产生混合组织，因此难以确保钢板的可加工性，并且除了由于微观组织不均匀导致的可加工性变差的问题外，还可能发生由于突然相变导致的热轧工艺中的通板性的问题。与此相反，当精轧出料温度(FDT)超过920℃时，奥氏体晶粒粗大化。此外，还存在因TiC析出物粗大化而导致最终部件性能变差的风险。
另一方面，在再加热步骤S100和热轧步骤S200中，微细析出物20的一部分可能在能量不稳定的晶界析出。此时，在晶界析出的微细析出物20作为阻碍奥氏体的晶粒生长的因素起作用，可以提供通过奥氏体细化来提高强度的效果。另一方面，基于平衡析出量，在S100和S200中析出的微细析出物20可以处于0.007重量％的水平，但不限于此。
冷却/卷取步骤S300将在S200中经热轧的钢板在预定的卷取温度(CoilingTemperature：CT)范围内冷却和卷取，并且在钢板中形成微细析出物20。即，在S300中，通过形成板坯所包括的添加剂(Ti、Nb和/或V)的氮化物或碳化物，从而形成微细析出物20。另一方面，可以在铁素体区进行卷取，以能够使微细析出物20的平衡析出量达到最大值。如上所述，当在晶粒再结晶完成后，组织转变为铁素体时，不仅在晶界，而且在晶粒内，可以均匀地析出微细析出物20的颗粒尺寸。
作为一实施例，卷取温度(CT)可以为700℃至780℃。卷取温度(CT)对碳(C)的再分配有影响。当这种卷取温度(CT)低于700℃时，过冷引起的低温相份数增加，使得强度增加并且冷轧时轧制负荷增加，并且存在延性迅速变差的问题。与此相反，当卷取温度超过780℃时，由于异常晶粒生长或过度晶粒生长，存在发生成形性和强度变差的问题。
如上所述，根据本实施例，可以通过控制卷取温度(CT)范围来控制微细析出物20的析出行为。稍后将参照图4、图5A和图5B描述对于根据卷取温度(CT)范围的用于热冲压的材料1的特性变化的实验例。
冷轧步骤S400将在S300中经卷取的钢板开卷(uncoiling)，并且对其进行酸洗处理，然后进行冷轧。此时，进行酸洗的目的是去除经卷取的钢板(即通过所述热轧工艺制造的热轧卷材)的氧化皮。另一方面，作为一实施例，冷轧时的压下率可以控制在30％至70％，但不限于此。
退火热处理步骤S500在700℃或更高的温度下，对S400中经冷轧的钢板进行退火热处理。在一具体例中，退火热处理包括加热冷轧板材并且以预定冷却速率冷却经加热的冷轧板材的步骤。
镀覆步骤S600在经退火热处理的钢板上形成镀覆层。作为一实施例，在镀覆步骤S600中，可以在S500中经退火热处理的钢板上形成Al-Si镀层。
具体地，镀覆步骤S600可以包括通过将钢板浸渍在温度为650℃至700℃的镀浴中来在钢板的表面上形成熔融镀层的步骤，以及通过冷却形成有所述熔融镀层的钢板来形成镀层的冷却步骤。此时，镀浴可以包括Si、Fe、Al、Mn、Cr、Mg、Ti、Zn、Sb、Sn、Cu、Ni、Co、In、Bi等作为添加元素，但不限于此。
如上所述，通过对经过S100至S600制造的用于热冲压的材料1执行热冲压工艺，可以制造满足所需的强度和弯曲性的热冲压部件。作为一实施例，满足上述含量条件和工艺条件制造的用于热冲压的材料1在热冲压工艺后，可以具有1350MPa或更大的抗拉强度和50度(degree)或更大的弯曲性。
在下文中，将通过实施例和比较例更详细地描述本发明。然而，以下实施例和比较例用于更详细地描述本发明，并且本发明的范围不受以下实施例和比较例的限制。本领域技术人员可以在本发明的范围内适当地修改和变更以下实施例和比较例。
图4为显示对根据本发明实施例和比较例的卷取温度的抗拉强度和弯曲应力进行比较的图，图5A和图5B为示出根据实施例和比较例的卷取温度的四点弯曲试验(4 pointbending test)的结果的图片。
实施例CT700和比较例CT800是通过对用于热冲压的材料1进行热冲压来制造的试样，所述用于热冲压的材料是通过对具有如下表1所示的组成的板坯执行上述S100至S600步骤来制造的。此时，实施例CT700和比较例CT800是通过以下方式制造的试样：在用于热冲压的材料1的制造工艺流程中，施用相同的含量条件和工艺条件，但仅将卷取温度(CT)作为变量来不同地施用。
[表1]
Figure BDA0003390162520000131
具体地，实施例CT700是通过对通过施用700℃的卷取温度CT来制造的用于热冲压的材料1进行热冲压而制得的试样，比较例CT800是通过对通过施用800℃的卷取温度CT来制造的用于热冲压的材料1进行热冲压而制得的试样。
另一方面，图4为示出实施例CT700和比较例CT800中测得的抗拉强度和弯曲应力的图。
参照图4，在抗拉强度的情况下，实施例CT700的抗拉强度大于比较例CT800的抗拉强度，并且在对冲击特性有影响的弯曲应力的情况下，可以确认与比较例CT800的弯曲应力相比，实施例CT700的弯曲应力也得到了改善。
其原因在于，如下表2所示，与比较例CT800相比，在实施例CT700的情况下，其微细析出物20的析出量增加，并且由此氢捕获能力相应地提高。
下表2示出实施例CT700和比较例CT800的平衡析出量和活性氢的量的测量值以及弯曲梁应力腐蚀试验(Bent-beam stress corrosion test)的结果。这里，平衡析出量是指在达到热力学平衡状态时能够析出的析出物的最多数量，并且这种平衡析出量越大，析出的析出物数量越多。此外，活性氢的量是指在流入到钢板10内的氢中除捕获在微细析出物20中的氢以外的氢的量。
可以通过使用热脱附谱(Thermal desorption spectroscopy)方法来测量这种活性氢的量。具体地，在通过以预设的加热速度加热试样来升高温度的同时，可以测量在特定温度或更低的情况下从试样释放的氢的量。此时，在特定温度或更低的情况下从试样释放的氢可以理解为在流入到试样中的氢中未被捕获并对氢致延迟断裂有影响的活性氢。
[表2]
Figure BDA0003390162520000141
表2显示了对具有不同的微细析出物的平衡析出量的每个样品进行四点弯曲试验(4 point bending test)的结果，以及通过使用热脱附谱(Thermal desorptionspectroscopy)方法来测量的活性氢的量。
这里，四点弯曲试验(4 point bending test)是这样的试验方法，其在通过再现将试样暴露于腐蚀环境的状态来在特定点处向制造的试样施加等于或低于弹性极限的应力时，确认是否出现应力腐蚀裂纹。此时，应力腐蚀裂纹是指腐蚀和持续的抗拉应力同时作用时产生的裂纹。
具体地，表2的四点弯曲试验(4 point bending test)结果是通过对每个样品在空气中施加1000MPa的应力100小时来确认是否发生断裂的结果。此外，活性氢的量是通过使用上述热脱附谱(Thermal desorption spectroscopy)方法测量的，并且是通过以下方式获得的值：对于每个样品，在以20℃/min的加热速度将温度从室温升高到500℃的同时，测量在350℃或更低的温度下从试样释放的氢的量。
参照表2，在微细析出物20的平衡析出量的情况下，实施例CT700的平衡析出量测量为0.028重量％，比较例CT800的平衡析出量测量为0.009重量％。即，由此可以确认，与比较例CT800相比，在实施例CT700中形成了更多的微细析出物20，从而可以提供更多的氢捕获点。
另一方面，在四点弯曲试验结果的情况下，实施例CT700没有断裂，比较例CT800断裂了。此外，在活性氢的量的情况下，实施例CT700中的活性氢的量测量为约0.780wppm，比较例CT800中的活性氢的量测量为约0.801wppm。对此，可以确认，活性氢的量相对较低的实施例CT700没有破裂，活性氢的量相对较高的比较例CT800破裂了。可以理解，与比较例CT800相比，实施例CT700的氢致延迟断裂特性得到改善。
即，与比较例CT800相比，实施例CT700中微细析出物20的析出量增加，因此活性氢的量减少。这意味着与比较例CT800相比，在实施例CT700中，被捕获在内部的氢的量增加，结果是可以理解，氢致延迟断裂特性得到改善。
图5A和图5B分别为示出对实施例CT700和比较例CT800实施四点弯曲试验(4point bending test)的结果的图片。
具体地，图5A为对实施例CT700实施四点弯曲试验的结果，图5B对应于通过施用与实施例CT700相同的条件来对比较例CT800实施四点弯曲试验的结果。
如图5A和图5B所示，可以确认，在实施例CT700的情况下，作为四点弯曲试验的结果，试样没有断裂，但在比较例CT800的情况下，试样断裂。
这是，在图5A的实施例CT700为对通过施用700℃的卷取温度CT来制造的用于热冲压的材料1进行热冲压而制得的试样，其中具有小于或等于0.01μm的直径的微细析出物20形成为大于或等于4500个/单位面积(100μm2)且小于或等于16000个/单位面积(100μm2)，并且微细析出物20之间的平均距离满足大于或等于0.4μm且小于或等于0.8μm。因此，可以确认，实施例CT700有效地分散和捕获流入到钢板10内的氢，从而氢致延迟断裂特性得到改善，并且抗拉强度和弯曲特性得到改善。
与此相反，在图5B的比较例CT800为对通过施用800℃的卷取温度CT来制造的用于热冲压的材料1进行热冲压而制得的试样，由于微细析出物20的析出量不足，微细析出物20的直径粗大化，因此由于氢结合而使得产生内压的概率增加。因此，可以确认，比较例CT800不能有效地分散和捕获流入到钢板10内的氢，并且抗拉强度、弯曲特性和氢致延迟断裂特性变差。
即，即使由相同的成分构成，由于卷取温度CT的差异，用于热冲压的材料1在热冲压加工后的强度、弯曲性和氢致延迟断裂特性等也会产生差异。这是因为微细析出物20的析出行为根据卷取温度CT而不同。因此，当施用上述根据本发明的含量条件和工艺条件时，可以确保高强度，并且可以改善弯曲性和氢致延迟断裂特性。
对于多个试样，下表3根据微细析出物20的析出行为的差异量化了抗拉强度、弯曲性和氢致延迟断裂特性。具体地，对于多个试样，表3记载了析出行为(微细析出物的数量、微细析出物之间的平均距离、微细析出物的直径等)的测量值，以及热冲压后的特性(抗拉强度、弯曲性和活性氢的量)的测量值。
另一方面，将多个试样分别均加热至Ac3(完成从铁素体到奥氏体的转变的温度)或更高的温度，以30℃/s以上的冷却速度冷却至300℃或更低的温度，然后测定抗拉强度、弯曲性和活性氢的量。
此时，抗拉强度和活性氢的量是根据上述四点弯曲试验(4 point bending test)和热脱附谱(Thermal desorption spectroscopy)方法测量的，并且弯曲性是根据德国汽车工业协会(VDA：Verband Der Automobilindustrie)的标准VDA238-100测量V形弯曲角度的。
此外，通过分析上述TEM图片来测量微细析出物的析出行为(微细析出物的数量、微细析出物之间的平均距离、微细析出物的直径等)。此外，通过测量具有0.5μm×0.5μm面积的任意区域，以单位面积(100μm2)为准测量微细析出物的析出行为。
[表3]
Figure BDA0003390162520000171
/>
Figure BDA0003390162520000181
表3显示了对于试样A至T的微细析出物的析出行为(微细析出物的数量、微细析出物之间的平均距离、微细析出物的直径等)的测量值，以及热冲压后的特性(抗拉强度、弯曲性和活性氢的量)的测量值。
表3的试样A至J是对于满足上述含量条件(参照表1)的板坯，通过施用上述工艺条件来对通过S100至S600制造的用于热冲压的材料进行热冲压而制造的试样。即，试样A至J是满足上述微细析出物的析出行为条件的试样。具体地，在试样A至J中，微细析出物在钢板中形成为大于或等于7000个/100μm2且小于或等于16500个/100μm2，并且所有微细析出物的平均直径为小于或等于0.007μm，并且所有微细析出物之间的平均距离满足大于或等于0.4μm且小于或等于0.8μm。此外，60％或更多的形成在钢板中的微细析出物具有小于或等于0.01μm的直径，并且直径为小于或等于0.01μm的微细析出物的数量满足大于或等于4500个/100μm2且小于或等于16000个/100μm2。此外，25％或更多的形成在钢板中的微细析出物具有小于或等于0.005μm的直径。
可以确认，满足本发明的析出行为条件的试样A至J的抗拉强度、弯曲性和氢致延迟断裂特性得到改善。具体地，对于试样A至J，热冲压后的抗拉强度满足1350MPa或更高，并且热冲压后的弯曲性满足50度(degree)以上，并且热冲压后的活性氢的量满足0.8wppm或更小。
另一方面，试样K至T是不满足上述微细析出物的析出行为条件中的至少一部分析出行为条件的试样，可以确认，与试样A至J相比，其抗拉强度、弯曲性和/或氢致延迟断裂特性较差。
在试样K的情况下，直径为小于或等于0.01μm的微细析出物的数量为4494个。这低于直径为小于或等于0.01μm的微细析出物的数量条件的下限。相应地可以确认，试样K的抗拉强度相对较低，仅为1331MPa。
在试样L的情况下，所有微细析出物的数量为6991个。这低于所有微细析出物的数量条件的下限。相应地可以确认，试样L的抗拉强度相对较低，仅为1322MPa。
在试样M的情况下，直径为小于或等于0.01μm的微细析出物的数量为16038个。这高于直径为小于或等于0.01μm的微细析出物的数量条件的上限。相应地可以确认，试样M的弯曲性相对较低，仅为43度。
在试样N的情况下，所有微细析出物的数量为16521个。这高于所有微细析出物的数量条件的上限。相应地可以确认，试样N的弯曲性相对较低，仅为40度。
在试样O的情况下，所有微细析出物的平均直径为0.0071μm。这高于所有微细析出物的平均直径条件的上限。相应地可以确认，试样O的活性氢的量被测量为相对较高的0.881wppm，因此氢致延迟断裂特性相对变差。
在试样P的情况下，直径为小于或等于0.01μm的微细析出物的比率为59.8％。这低于直径为小于或等于0.005μm的微细析出物的比率条件的下限。相应地可以确认，试样P的活性氢的量被测量为相对较高的0.828wppm，因此氢致延迟断裂特性相对变差。
在试样Q的情况下，直径为小于或等于0.005μm的微细析出物的比率为24.9％。这低于直径为小于或等于0.005μm的微细析出物的比率条件的下限。相应地可以确认，试样Q的活性氢的量被测量为相对较高的0.815wppm，因此氢致延迟断裂特性相对变差。
在试样R的情况下，直径为小于或等于0.005μm的微细析出物的比率为24.8％。这低于直径为小于或等于0.005μm的微细析出物的比率条件的下限。相应地可以确认，试样R的活性氢的量被测量为相对较高的0.845wppm，因此氢致延迟断裂特性相对变差。
在试样S的情况下，所有微细析出物的平均距离为0.39μm。这低于所有微细析出物的平均距离条件的下限。相应地可以确认，试样S的弯曲性相对较低，仅为45度。
在试样T的情况下，所有微细析出物之间的平均距离为0.81μm。这高于所有微细析出物之间的平均距离条件的上限。相应地可以确认，试样T的抗拉强度相对较低，仅为1344MPa。
因此，已经确认，通过施用上述本发明的含量条件和工艺条件的用于热冲压的材料的制造方法来制造的用于热冲压的材料在热冲压后满足上述微细析出物的析出行为条件，并且满足这些微细析出物的析出行为条件的热冲压产品的抗拉强度、弯曲性和氢致延迟断裂特性得到改善。
尽管参考附图中示出的实施例描述了本发明，该描述仅是示例性的，本领域普通技术人员应当理解，可以根据本发明实施各种变形和等同的其他实施例。因此，本发明的真正技术保护范围应取决于附加的权利要求的技术思想。

Claims (6)

1.一种用于热冲压的材料，其包括：
包含0.19重量％至0.25重量％的碳(C)、0.1重量％至0.6重量％的硅(Si)、0.8重量％至1.6重量％的锰(Mn)、小于或等于0.03重量％的磷(P)、小于或等于0.015重量％的硫(S)、0.1重量％至0.6重量％的铬(Cr)、0.001重量％至0.005重量％的硼(B)、小于或等于0.1重量％的添加剂以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质的钢板；以及
分布在所述钢板中的微细析出物，
其中，所述添加剂包括钛(Ti)、铌(Nb)和钒(V)中的至少一种，
所述微细析出物包括钛(Ti)、铌(Nb)和钒(V)中至少一种的氮化物或碳化物，并且捕获有氢，
热冲压之后的钢板的抗拉强度为1350MPa或更高，热冲压之后的钢板的弯曲性为50°或更大，并且热冲压之后的钢板中的活性氢的量为0.8wppm或更小，
所述微细析出物形成为大于或等于7000个/100μm2且小于或等于16500个/100μm2，
60％或更多的所述微细析出物形成为具有小于或等于0.01μm的直径，
所述微细析出物之间的平均距离大于或等于0.4μm且小于或等于0.8μm。
2.根据权利要求1所述的用于热冲压的材料，其中，所述微细析出物中具有小于或等于0.01μm的直径的微细析出物的数量为大于或等于4500个/100μm2且小于或等于16000个/100μm2。
3.根据权利要求1所述的用于热冲压的材料，其中，25％或更多的所述微细析出物形成为具有小于或等于0.005μm的直径。
4.一种制造用于热冲压的材料的方法，其包括：
在1200℃至1250℃的板坯再加热温度范围内，对板坯进行再加热；
通过在840℃至920℃的精轧出料温度范围内对经再加热的板坯进行热轧来制造钢板；以及
在700℃至780℃的卷取温度范围内对所述钢板进行卷取，并且在所述钢板中形成微细析出物，
其中，所述板坯包含：0.19重量％至0.25重量％的碳(C)、0.1重量％至0.6重量％的硅(Si)、0.8重量％至1.6重量％的锰(Mn)、小于或等于0.03重量％的磷(P)、小于或等于0.015重量％的硫(S)、0.1重量％至0.6重量％的铬(Cr)、0.001重量％至0.005重量％的硼(B)、小于或等于0.1重量％的添加剂以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质，
其中，所述添加剂包括钛(Ti)、铌(Nb)和钒(V)中的至少一种，
所述微细析出物包括钛(Ti)、铌(Nb)和钒(V)中至少一种的氮化物或碳化物，并且捕获有氢，
热冲压之后的钢板的抗拉强度为1350MPa或更高，热冲压之后的钢板的弯曲性为50°或更大，并且热冲压之后的钢板中的活性氢的量为0.8wppm或更小，
所述微细析出物形成为大于或等于7000个/100μm2且小于或等于16500个/100μm2，
60％或更多的所述微细析出物形成为具有小于或等于0.01μm的直径，
所述微细析出物之间的平均距离大于或等于0.4μm且小于或等于0.8μm。
5.根据权利要求4所述的制造用于热冲压的材料的方法，其中，所述微细析出物中具有小于或等于0.01μm的直径的微细析出物的数量为大于或等于4500个/100μm2且小于或等于16000个/100μm2。
6.根据权利要求4所述的制造用于热冲压的材料的方法，其中，25％或更多的所述微细析出物形成为具有小于或等于0.005μm的直径。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6040753B2 (ja) * 2012-12-18 2016-12-07 新日鐵住金株式会社 強度と耐水素脆性に優れたホットスタンプ成形体及びその製造方法
JP6865421B2 (ja) 2015-10-01 2021-04-28 ディーエヌエーナッジ リミテッド 生体情報を安全に転送するための方法、装置、およびシステム
KR20170076009A (ko) 2015-12-24 2017-07-04 현대제철 주식회사 핫스탬핑 강재 및 그 제조방법
JP6424967B2 (ja) * 2016-05-25 2018-11-21 Ｊｆｅスチール株式会社 めっき鋼板およびその製造方法
KR101848157B1 (ko) * 2016-09-27 2018-04-12 현대제철 주식회사 수소취성 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조 방법
KR101938073B1 (ko) * 2017-06-27 2019-01-11 현대제철 주식회사 핫 스탬핑 강 및 그 제조방법
WO2019004540A1 (ko) * 2017-06-27 2019-01-03 현대제철 주식회사 핫 스탬핑 부품 및 이의 제조방법
KR102021200B1 (ko) * 2017-06-27 2019-09-11 현대제철 주식회사 핫 스탬핑 부품 및 이의 제조방법
KR102031460B1 (ko) * 2017-12-26 2019-10-11 주식회사 포스코 내충격성이 우수한 열연강판, 강관, 부재 및 그 제조 방법
KR102110679B1 (ko) * 2018-09-28 2020-05-13 현대제철 주식회사 핫 스탬핑 부품 및 그 제조방법
KR102144194B1 (ko) 2018-11-26 2020-08-12 현대제철 주식회사 핫 스탬핑 부품의 제조방법
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