KR101010971B1 - 저온 열처리 특성을 가지는 성형용 강판, 그 제조방법,이를 이용한 부품의 제조방법 및 제조된 부품 - Google Patents

저온 열처리 특성을 가지는 성형용 강판, 그 제조방법,이를 이용한 부품의 제조방법 및 제조된 부품 Download PDF

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Abstract

본 발명은 열간 프레스 성형(hot press forming) 또는 냉간성형후 후열처리시 종래 강판에 비하여 낮은 온도 범위로 가열하여 처리하는 것이 가능하여, 높은 온도에서 열처리할 때 발생하는 여러가지 문제점을 해소할 수 있음과 동시에 충분한 강도를 확보할 수 있는 성형용 강판, 그 제조방법 및 이를 이용한 자동차용 충돌 또는 구조 부품의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 열간 프레스 성형 강판은 중량%로, 탄소 : 0.15~0.35%, 실리콘 : 0.5% 이하, 망간 : 1.5~2.2%, 인 : 0.025% 이하, 황 : 0.01% 이하, 알루미늄 : 0.01~0.05%, 질소 : 50~200ppm, 티타늄 : 0.005~0.05%, 텅스텐 : 0.005~0.1% , 보론 : 1~50ppm을 포함하는 외에, Ti/N : 3.4 미만 (여기서 Ti/N은 해당원소의 원자비 (atomic ratio), 하기 관계식으로 표시되는 Ceq가 0.48~0.58이며, Ar3 온도가 670~725℃인 것을 충족하는 조성을 가지는 것을 특징으로 한다.
[관계식]
Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + V/14 (단, 여기서, C, Si, Mn, Ni, Cr, V 는 각각 해당원소의 함량(중량%)를 의미)
열간 프레스 성형, 저온가열, 강판, 초고강도, 자동차 구조부품, 충돌부품

Description

저온 열처리 특성을 가지는 성형용 강판, 그 제조방법, 이를 이용한 부품의 제조방법 및 제조된 부품{STEEL SHEET FOR FORMING HAVING LOW TEMPERATURE HEAT TREATMENT PROPERTY, METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME, METHOD FOR MANUFACTURING PARTS USING THE SAME AND PARTS MANUFACTURED BY THE METHOD}
본 발명은 저온 열처리 특성을 가지는 성형용 강판, 그 제조방법 및 이를 이용한 부품의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 열간 프레스 성형(hot press forming) 또는 냉간 성형후 후열처리시 종래 강판에 비하여 낮은 온도 범위로 가열하여 처리하는 것이 가능하여, 높은 온도에서 열처리할 때 발생하는 여러가지 문제점을 해소할 수 있음과 동시에 충분한 강도를 확보할 수 있는 성형용 강판, 그 제조방법 및 이를 이용한 자동차용 충돌 및 구조 부품의 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차 승객 보호를 위한 안전법규나 지구 환경 보호를 위한 연비규제가 강화되면서 자동차의 강성 향상 및 경량화에 대한 관심이 고조되고 있다. 예를 들면 자동차 승객이 탑승하는 세이프티 케이지 존(safety cage zone)을 구성하는 필러 보강재(pillar reinforcement)나 크로스 멤버 (cross member), 크레쉬존 (crash zone)을 구성하는 사이드 멤버 (side member)나 전방 혹은 후방 범퍼(front/rear bumper) 등의 부품 경량화를 추구할 경우에 있어서 강성과 충돌안정성을 동시에 확보하기 위해서는 고강도강판의 채용이 불가피하게 되었다.
그러나 자동차강판의 고강도화는 필연적으로 항복강도의 상승과 연신율의 감소로 성형성이 현저하게 저하되는 문제점을 가지고 있을 뿐만 아니라 과도한 스프링백 (spring back)으로 인하여 성형후 부품의 칫수 변동 즉, 형상 동결성이 나빠지게 된다. 이와 같은 문제점을 해결하기 위하여 페라이트(ferrite) 기지에 마르텐사이트 (martensite) 조직을 포함시킴으로서 저항복비 특성을 가지는 DP 강 (dual phase)이나 역시 페라이트 기지에 베이나이트 (bainite) 및 잔류 오스테나이트 (austenite) 상을 함유시킴으로서 강도-연신율 발란스가 극히 우수한 TRIP강 (Transformation induced plasticity steels) 등과 같은 첨단 고강도강판(AHSS, Advanced high strength steels)이 개발되어 상용화되고 있다. 그러나 이들 강판의 인장강도는 500~1000MPa 수준으로서 자동차의 경량화와 충돌 안정성 향상을 동시에 충족시키기에는 한계가 있다.
한편, 자동차 부품 성형 측면에서는 소재 강도가 높아질수록 높은 성형력이 요구되어 프레스의 용량을 증가시킬 필요가 있고, 높은 면압으로 인한 금형 마모 증가, 금형 수명 단축으로 생산성이 저하되는 문제점을 가지고 있다. 최근에는 프 레스 성형법 보다 적은 성형력으로도 부품을 제조할 수 있는 롤포밍 성형법이 도입되고 있으나 이 경우, 부품 형상이 비교적 단순한 부품에 대해서만 적용 가능하다라는 문제점을 가지고 있다.
이와 같은 고강도강의 성형 문제점을 해결하고, 1000MPa급 이상의 초고강도 자동차부품을 제조하는 방법으로서 열간 프레스 성형 혹은 열간 성형(hot forming)이라고 불리는 성형법이 상용화되었다. 이 성형 방법은 인장강도 500~700MPa 범위의 강판을 블랭킹한 후 Ac3 이상의 오스테나이트역 까지 가열하고, 연이어 추출하여 냉각장치가 구비된 프레스로 성형한 후 다이 켄칭 (die quenching)을 행함으로서 최종적으로 마르텐사이트 혹은 마르텐사이트와 베이나이트 (bainite)가 혼재된 상이 형성되어 통상 1000MPa 이상의 초고강도를 얻을 수 있을 뿐만 아니라 부품의 칫수 정밀도 역시 대단히 우수한 성형법이다.
열간 프레스 성형법의 기본 개념과 사용된 강의 성분은 스웨덴 특허 GB1490535에서 최초로 제안되었고, 그 이후 거의 유사한 성분계에 각 성분의 상하한 값을 규제하고, 열간 프레스 성형 공정의 가열과정에서 생성되는 강판 표면의 산화 피막 형성을 억제하기 위하여 열연강판에 알루미늄 또는 알루미늄 합금을 도금한 강판이 미국 특허 US 6296805에 제안되어 있다. 또한 내식성의 향상과 가열과정에서의 산화물층 형성 억제를 위하여 열연강판에 아연 혹은 아연합금 도금처리를 행한 아연도금 강판을 사용하여 열간 프레스 성형된 부품을 제조하는 방법을 EP1143029은 제안하고 있다. 동시에 대한민국 공개특허 KR2002-0042152 에서 열간 프레스 성형용 아연도금 강판을 제조하는 방법을 제안하고 있다.
그러나 상기 언급한 종래 기술의 열간 프레스 성형용 강판들은 기본적으로 유럽 EN 규격에 등재된 22MnB5 즉, 0.22%C-1.2%Mn-50ppm이하 B의 성분계를 기본으로 하여 티타늄과 크롬을 공통적으로 첨가하는 성분계를 가지는 열처리강이다. 이러한 강재들은 열처리후 1500MPa 전후의 인장강도를 얻기 위하여 통상 900℃ 이상의 온도로 가열하는 것이 필요하다. 그러나 열간 프레스 성형 부품의 두께가 얇아질 수록 가열로 추출이후의 블랭크 온도가 급격히 저하되어 최종 부품의 강도가 저하될 가능성이 높아지게 된다는 문제가 발생한다. 즉, 두께가 얇아지면 소재의 열용량이 감소하기 때문에 가열로 추출후 열간 프레스 작업을 행하기 전에 이미 냉각이 과다하게 진행되어 페라이트(ferrite)가 표층에 형성될 가능성이 높아지고, 이로 인하여 최종 부품의 강도가 저하된다. 반대로, 열간 프레스 작업시 소재 전체의 온도를 오스테나이트 역으로 유지하기 위해서는 가열온도를 추가적으로 상승시켜야만 한다는 문제가 발생한다. 그러나 가열온도가 상승하면 다음의 여러 가지 문제가 추가로 발생된다. 즉, 열연강판 또는 냉연강판의 경우 가열 동안 형성되는 표면 산화 스케일 두께가 증가하고, 열간 프레스 성형에 의하여 탈락된 스케일은 금형벽에 픽업(pick-up)되어 최종 부품의 표면품질을 열화시킬 수 있다.
그뿐만 아니라, 아연도금강판의 경우 강판을 가열할 때에 아연이 휘발되는 문제가 발생하는데, 이를 방지하기 위해서 JP2003-073774는 열간성형시의 가열 동안 아연 산화물 배리어층을 형성시키는 방법을 제안하고 있으나 상술한 바와 같이 그 가열 온도가 높아지면 아연산화물 층이 불균일하게 형성되어 역시 최종 부품의 표면품질을 열화시키게 된다. 또한, 알루미늄 도금강판에 있어서도 가열온도가 높아지면 알루미늄 산화물이 형성되고 열간 프레스 작업시 알루미늄 산화물들이 탈락되어 금형벽에 픽업될 가능성이 높아진다. 결국 열간 프레스 성형에 사용되는 어떠한 강판의 경우에 있어서도 가열온도를 높이게 되면 표면품질이 열화될 뿐만 아니라 가열 원단위가 상승되는 문제점을 가지고 있는 것이다.
또한, 상기 열간 프레스 성형이 아닌 냉간 성형을 실시한 후 성형된 강판의 강도를 향상시키기 위해 후열처리를 실시하는 방법에 있어서도 가열온도를 저하시키는 것이 제조비용 측면에서 바람직하다.
본 발명은 상술한 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 본 발명의 일측면에 따르면, 종래 기술에 비하여 보다 낮은 온도로 가열하여도 열간 프레스 성형, 혹은 후열처리 후에 1470MPa 이상의 인장강도를 용이하게 얻을 수 있고, 상기 열처리 후 도장 열처리 과정에서 항복강도를 추가적으로 상승시킬 수 있는 새로운 개념의 열간 프레스 성형, 혹은 후열처리용 강판과 그의 제조방법 그리고 이를 이용한 부품의 제조방법이 제공된다.
여기에서 열간 프레스 성형은 열간에서 성형한 후 다이 켄칭을 실시하는 성형법이며, 후열처리는 냉간성형후 고주파유도 가열 등의 후속 열처리를 추가 적용하는 것을 의미한다.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 열간 프레스 성형 강판은 중량%로, 탄소 : 0.15~0.35%, 실리콘 : 0.5% 이하, 망간 : 1.5~2.2%, 인 : 0.025% 이하, 황 : 0.01% 이하, 알루미늄 : 0.01~0.05%, 질소 : 50~200ppm, 티타늄 : 0.005~0.05%, 텅스텐 : 0.005~0.1%, 보론 : 1~50ppm을 포함하는 외에, Ti/N : 3.4 미만 (여기서 Ti/N은 해당원소의 원자비 (atomic ratio)), 하기 관계식으로 표시되는 Ceq가 0.48~0.58이며, Ar3 온도가 670~725℃인 것을 충족하는 조성을 가지는 것을 특징으 로 한다.
[관계식]
Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + V/14 (단, 여기서, C, Si, Mn, Ni, Cr, V 는 각각 해당원소의 함량(중량%)를 의미)
Ar3 = 910 - 310C - 80Mn - 20Cu - 55Ni (단, 여기서 C, Mn, Cu, Ni은 각각 해당원소의 함량(중량%)를 의미)
이때, 상기 강판은 중량%로, 니오븀 : 0.005~0.1%, 바나듐 : 0.005~0.1%, 구리 : 0.1~1.0%, 니켈 : 0.05~0.5%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 강판은 페라이트와 펄라이트로 이루어진 내부조직을 가지는 것이 바람직하다.
본 발명의 다른 하나의 일측면인 성형용 열연강판의 제조방법은 중량%로, 탄소 : 0.15~0.35%, 실리콘 : 0.5% 이하, 망간 : 1.5~2.2%, 인 : 0.025% 이하, 황 : 0.01% 이하, 알루미늄 : 0.01~0.05%, 질소 : 50~200ppm, 티타늄 : 0.005~0.05%, 텅스텐 : 0.005~0.1%, 보론 : 1~50ppm을 포함하는 외에, Ti/N : 3.4 미만 (여기서 Ti/N은 해당원소의 원자비 (atomic ratio)), Ceq가 0.48~0.58이며, Ar3 온도가 670~725℃인 것을 충족하는 조성을 가지는 강 슬라브를 1150~1250℃로 가열하는 단 계; 가열된 강 슬라브를 조압연 및 사상압연을 통하여 강판으로 제조하는 단계로서, 상기 사상압연은 Ar3 이상의 온도에서 실시하는 단계; 및 상기 강판을 600~700℃의 온도범위로 냉각하여 권취하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
이때, 상기 강 슬라브는 중량%로, 니오븀 : 0.005~0.1%, 바나듐 : 0.005~0.1%, 구리 : 0.1~1.0%, 니켈 : 0.05~0.5%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것이 바람직하다.
본 발명의 또하나의 일측면인 성형용 냉연강판을 제조하는 방법은 중량%로, 탄소 : 0.15~0.35%, 실리콘 : 0.5% 이하, 망간 : 1.5~2.2%, 인 : 0.025% 이하, 황 : 0.01% 이하, 알루미늄 : 0.01~0.05%, 질소 : 50~200ppm, 티타늄 : 0.005~0.05%, 텅스텐 : 0.005~0.1%, 보론 : 1~50ppm을 포함하는 외에, Ti/N : 3.4 미만 (여기서 Ti/N은 해당원소의 원자비 (atomic ratio)), Ceq가 0.48~0.58이며, Ar3 온도가 670~725℃인 것을 충족하는 조성을 가지는 열연강판을 산세하는 단계; 산세된 강판에 대하여 냉간압연을 실시하여 풀하드재를 제조하는 단계; 및 상기 풀하드재를 연속소둔하는 단계로 이루어지는 성형용 강판의 제조방법으로서, 상기 연속소둔시 소둔온도를 750~850℃로 제어하고 후속하는 과시효대의 온도를 450~600℃ 온도로 제어하는 것을 특징으로 한다.
이때, 상기 열연강판은 중량%로, 니오븀 : 0.005~0.1%, 바나듐 : 0.005~0.1%, 구리 : 0.1~1.0%, 니켈 : 0.05~0.5%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것이 바람직하다.
그리고, 상기 냉연강판에 대하여 아연도금을 실시하는 단계를 더 포함할 수도 있다.
이때, 상기 아연도금은 용융아연도금, 아연 전기도금 혹은 아연-철 전기도금 중에서 선택된 전기아연도금 방식에 의해 수행되는 것이 바람직하다.
본 발명의 또다른 하나의 일측면인 성형용 알루미늄 도금강판의 제조방법은 중량%로, 탄소 : 0.15~0.35%, 실리콘 : 0.5% 이하, 망간 : 1.5~2.2%, 인 : 0.025% 이하, 황 : 0.01% 이하, 알루미늄 : 0.01~0.05%, 질소 : 50~200ppm, 티타늄 : 0.005~0.05%, 텅스텐 : 0.005~0.1%, 보론 : 1~50ppm을 포함하는 외에, Ti/N : 3.4 미만 (여기서 Ti/N은 해당원소의 원자비 (atomic ratio)), Ceq가 0.48~0.58이며, Ar3 온도가 670~725℃인 것을 충족하는 조성을 가지는 열연강판을 산세하는 단계; 산세된 강판에 대하여 냉간압연을 실시하여 풀하드재를 제조하는 단계; 상기 풀하드재를 750~850℃로 가열하는 단계; 및 상기 가열된 풀하드재를 알루미늄 도금욕에 침적시킨 후 5~15℃/초 범위내의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
이때, 상기 열연강판은 중량%로, 니오븀 : 0.005~0.1%, 바나듐 : 0.005~0.1%, 구리 : 0.1~1.0%, 니켈 : 0.05~0.5%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것이 바람직하다.
본 발명의 또하나의 다른 일측면으로서 상기 성형용 강판으로부터 부품을 제조하는 방법은 중량%로, 탄소 : 0.15~0.35%, 실리콘 : 0.5% 이하, 망간 : 1.5~2.2%, 인 : 0.025% 이하, 황 : 0.01% 이하, 알루미늄 : 0.01~0.05%, 질소 : 50~200ppm, 티타늄 : 0.005~0.05%, 텅스텐 : 0.005~0.1%, 보론 : 1~50ppm을 포함하는 외에, Ti/N : 3.4 미만 (여기서 Ti/N은 해당원소의 원자비 (atomic ratio)), Ceq가 0.48~0.58이며, Ar3 온도가 670~725℃인 것을 충족하는 조성을 가지는 열간 프레스 성형용 강판으로 이루어진 블랭크를 준비하는 단계; 상기 블랭크를 820~950℃의 온도로 가열하는 단계; 상기 가열된 블랭크를 60초 이상 유지한 이후 추출하는 단계; 추출된 블랭크를 추출하여 준비된 금형에 삽입하여 열간성형을 행하는 단계; 및 열간성형된 블랭크를 금형에 유지한 채로 20℃/초 이상의 냉각속도로 200℃이하의 온도까지 금형 냉각을 실시하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
상기 성형용 강판으로부터 부품을 제조하는 본 발명의 또하나의 측면에 따르면 중량%로, 탄소 : 0.15~0.35%, 실리콘 : 0.01~0.5%, 망간 : 1.5~2.2%, 인 : 0.025% 이하, 황 : 0.01% 이하, 알루미늄 : 0.01~0.05%, 질소 : 50~200ppm, 티타늄 : 0.005~0.05%, 텅스텐 : 0.005~0.1%, 보론 : 1~50ppm을 포함하는 외에, Ti/N : 3.4 미만 (여기서 Ti/N은 해당원소의 원자비 (atomic ratio)), Ceq가 0.48~0.58이며, Ar3 온도가 670~725℃인 것을 충족하는 조성을 가지는 열간 프레스 성형용 강판으로 이루어진 블랭크를 준비하는 단계; 준비된 블랭크를 냉간성형하여 부품형상으로 제조하는 단계; 제조된 부품을 820~950℃의 온도로 가열하는 단계; 상기 가열된 부품을 60초 이상 유지한 이후 추출하는 단계; 및 상기 추출된 부품을 20℃/초 이상의 냉각속도로 200℃이하의 온도까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
이때, 상기 성형용 강판은 중량%로, 니오븀 : 0.005~0.1%, 바나듐 : 0.005~0.1%, 구리 : 0.1~1.0%, 니켈 : 0.05~0.5%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것이 바람직하다.
본 발명의 열연강판, 냉연강판 및 도금강판은 종래기술에 의하여 상용화된 열간 프레스 성형용 강판 대비 탄소당량이 높기 때문에 열간 프레스 성형 혹은 냉간성형후 가열을 행함에 있어 낮은 가열온도로 가열하여도 1470MPa 이상의 인장강도를 얻기가 용이할 뿐만 아니라 열간 프레스 성형 부품의 재질편차를 감소시킬 수 있으며, 상기 열처리 후 도장 열처리 과정에서 항복강도를 추가적으로 상승시킬 수 있는 특성을 제공할 수 있어, 열간 프레스 성형 부품을 제조시의 에너지 절감은 물론이고 자동차용 충돌 및 구조부재의 강도 균일성과 충돌성능을 크게 향상시킬 수 있는 효과를 가지고 있다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다.
본 발명의 발명자들은 상술한 본 발명의 과제를 해결하기 위해 깊이 연구하던 중 다음과 같은 결과를 발견하고 본 발명에 이르게 되었다.
즉, 상술하였듯이 자동차용 강판은 연비 감소 및 이를 위한 차체 경량화를 위해 최종 제품의 강도가 1470MPa 이상이 될 필요가 있다. 이를 위해서는 열처리 후 내부에 마르텐사이트 조직을 주상으로 하는 조직을 제어할 필요가 있을 뿐만 아니라, 추가적인 강화를 위하여 종래보다 높은 함량의 질소를 포함시킬 필요가 있다.
다만, 성형전 강판의 강도가 너무 높을 경우에는 강판의 성형 혹은 블랭킹 자체가 어렵게 되고 스프링 백 등에 의하여 치수 정밀도가 낮아지게 되므로 성형전의 강판의 강도는 일정 수준 이하로 되는 것이 바람직하다.
또한, 특히 박물재를 열간 프레스 성형할 때에는 오스테나이트가 페라이트로 변태하는 온도인 소위 Ar3 온도 보다 높아야 하며, 두께에 반비례하여 두께가 얇을 수록 높은 온도로 가열하여 추출하여야 하는데, 이러할 경우 에너지 소비가 증가할 뿐만 아니라 고온에서 발생되는 상기의 여러가지 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 오스테나이트에서 페라이트로 변태하는 온도인 Ar3 온도를 종래보다 하향시킬 수 있는 성분계로 강판의 성분계를 조정하여 고온 열처리에 따른 여러가지 문제점을 해소하는 것이 바람직하다.
또한, 성형용 강판의 인성을 확보하기 위해서는 강판의 조직을 미세화 하고, 성형용 강판의 조직 중에 취약한 조직이 가급적으로 생성되지 않도록 억제하는 것이 바람직하다. 이를 위해서는 강판의 조성을 적정한 범위로 제어하는 동시에 적절한 제조방법에 의해 강판을 제조하는 것이 보다 바람직하다.
이를 위해서 본 발명은 다음과 같이 강판의 합금 조성을 특별한 범위로 제어하고 공정 조건을 본 발명의 강판에 적합하게 개선하는 것을 특징으로 한다. 우선 강판 조성 범위에 대하여 설명한다.
즉, 본 발명의 강판은 중량%로, 탄소 : 0.15~0.35%, 실리콘 : 0.5% 이하, 망간 : 1.5~2.2%, 인 : 0.025% 이하, 황 : 0.01% 이하, 알루미늄 : 0.01~0.05%, 질소 : 50~200ppm, 티타늄 : 0.005~0.05%, 텅스텐 : 0.005~0.1%, 보론 : 1~50ppm을 포함하는 외에, Ti/N : 3.4 미만 (여기서 Ti/N은 해당원소의 원자비 (atomic ratio)), 하기 관계식 1로 표시되는 Ceq가 0.48~0.58이며, Ar3 온도가 670~725℃인 것을 충족하는 조성을 가진다.
[관계식 1]
Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + V/14 (단, 여기서, C, Si, Mn, Ni, Cr, V 는 각각 해당원소의 함량(중량%)를 의미)
이때, 상기 강판의 물성을 더욱 개선하기 위해서는 중량%로, 니오븀 : 0.005~0.1%, 바나듐 : 0.005~0.1%, 구리 : 0.1~1.0%, 니켈 : 0.05~0.5%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것이 보다 바람직하다.
이러한 조성을 가지는 본 발명의 강판은 크롬 등의 원소를 첨가하지 않는 대신 페라이트 변태 지연효과가 큰 망간을 종래보다 다량 함유시키고, 기타 다른 성분의 함량을 조절함으로써 냉각시 오스테나이트 → 페라이트로 변태되는 온도를 낮게 함으로써 가열로에서 추출되는 온도가 높지 않더라도 열처리시 페라이트 변태에 의해 강도가 감소하는 것을 방지할 수 있을 뿐만 아니라, 냉각시 마르텐사이트가 용이하게 형성될 수 있도록 하는 소위 소입성 강화 원소를 첨가함으로써 성형에 의해 제조된 부품의 마르텐사이트 비율이 일정 수준 이상으로 유지될 수 있도록 한다. 그 뿐만 아니라, 질화물을 형성하고 남은 잉여의 질소는 상기 성형된 부품이 추가적인 처리를 겪을 때 강도를 추가적으로 확보하는 역할을 한다.
이하, 본 발명의 강판의 조성을 한정한 이유에 대하여 보다 상세히 설명한다.
탄소 : 0.15~0.35중량%
상기 탄소(C)는 강판의 강도를 상승시키는 대표적인 원소이고, 특히 열간 프레스 성형과 같이 열처리후 급냉처리된 마르텐사이트 조직의 강도는 탄소량에 비례하는 경향을 강하게 가지고 있다. 뿐만 아니라 탄소 함량이 감소되면 Ac3 온도가 높아지게 되어 본원 발명의 저온가열에 의한 오스테나이트 단상화를 충족시킬수 없기 때문에 그 하한을 0.15중량%로 제한하였다. 또한 탄소함량이 0.35중량%를 초과하면 용접성이 열화될 뿐만 아니라 냉연강판 및 냉연강판을 소지로 하는 도금강판의 강도가 750MPa 이상으로 되어 블랭킹 금형의 수명을 단축시키는 결과를 초래하기 때문에 그 상한치를 0.35중량%로 규제한다.
실리콘 : 0.5중량% 이하
상기 실리콘(Si)은 고용강화 원소로서 강도를 상승시키는 데 유효한 원소이다. 그러나 Ac3 온도를 상승시키고, 이로 인하여 가열온도의 상향을 초래하기 때문에 상한을 0.5중량%로 제한하였다. 하한치의 경우 특별히 고려하지 않아도 되나 강중 실리콘을 제거하기 위하여 극단적으로 저하시킬 경우 제조비용이 상승되기 때문에 이를 감안할 경우에는 그 하한을 0.01중량%로 하는 것이 보다 바람직하다.
망간 : 1.5~2.2중량%
상기 망간(Mn)은 고용 강화원소 원소로서 강도 상승에 크게 기여할 뿐만 아니라 Ac3 온도를 저하시키는 대표적인 원소이다. 동시에 오스테나이트로 부터 페라이트 변태를 억제하여 강의 소입성을 향상시키는 데 탁월한 효과를 가지고 있어 본원 발명에 있어 대단히 중요한 원소이다. 그 효과는 망간 함량이 1.5중량% 이상으로 되면 현저하기 때문에 하한치를 1.5중량%로 규제한다. 반면 2.2중량%를 초과하면 용접성이 열화될 뿐만 아니라 냉연강판 및 냉연강판을 소지로 하는 도금강판의 강도가 750MPa 이상으로 되어 블랭킹 금형의 수명을 단축시키는 결과를 초래하기 때문에 그 상한치로 규제한다.
인 : 0.025중량% 이하
상기 인(P)은 실리콘과 더불어 강도를 상승시키는 역할을 수행하기도 하나, 역시 Ac3 온도를 상승시킬 뿐만 아니라 연속주조시 슬라브 편석을 조장하고, 용접성을 열화시키기 때문에 0.025중량% 미만으로 규제한다.
황 : 0.01중량% 이하
상기 황(S)은 강중 불순물 원소로서 강중 망간과 결합하여 유화물로 존재하면 열간연성을 저하시켜 표면 결함으로 나타날 수 있고, 용접성 역시 저하시킬 가능성이 있기 때문에 0.01중량% 이하로 규제한다.
알루미늄 : 0.01~0.05중량%
상기 알루미늄(Al)은 탈산제로 사용되는 대표적인 원소로서 통상 0.01중량% 이상이 되면 충분하다. 그러나 알루미늄은 Ac3 온도를 상승시키고, 이로 인하여 가열온도의 상향을 초래하고, 탈산에 필요한 이상으로 잔존하는 알루미늄은 질소와 결합하여 강중 고용 질소량을 감소시켜 본원 발명에서의 질소 첨가 효과 에서 비롯된 도장후 항복강도 상승을 저하시키기 때문에 0.05중량% 이하로 제한하였다.
질소 : 50~200ppm
상기 질소(N)는 탄소와 더불어 고용강화 및 소부강화에 기여하는 원소이다. 본원 발명에 있어 질소 함량은 기본적으로 고용 질소가 함유되도록 첨가함을 특징으로 한다. 열간 프레스 성형후에 얻어지는 마르텐사이트의 강도 상승 및 도장 처리후 항복강도 상승 효과를 고려하여 질소를 50ppm 이상 첨가하며, 반면 과량 첨가되면 연속주조성 및 연주주편의 코너부 균열을 조장하므로 상한치를 200ppm으로 제한하였으며, 보다 바람직하게는 50~100ppm이 적정하다.
티타늄 : 0.005~0.05중량%
상기 티타늄(Ti)은 열간 프레스 성형공정의 가열과정에서 티타늄탄질화 석출물에 의한 오스테나이트 결정립 성장을 억제하기 위하여 0.005중량% 이상 첨가한다. 그러나 티타늄이 과다하게 첨가되면 고용 질소량이 감소되어 본원 발명에서 기대하는 소입성이 저하되고, 도장 열처리 과정에서의 항복강도 상승에 유효한 고용 질소량 역시 감소되기 때문에 0.05중량%를 상한치로 제한한다.
텅스텐 : 0.005~0.1중량%
상기 텅스텐(W) 강판의 강도 상승에 유효한 원소이며, 텅스텐을 함유하는 석출물은 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고, 열간 프레스 성형후의 결정립을 미세화시켜 인성을 증가시키는 효과가 있으므로 본 발명에 있어 중요한 원소이다. 텅스텐 함유량이 0.005중량% 미만에서는 이러한 효과를 기대할 수 없고, 0.1중량%를 초과하여 첨가할 경우에는 첨가량 대비 효과가 감소하고 제조비용의 상승을 초래하므로 0.1중량% 이하로 제한한다.
보론 : 1~50ppm
상기 보론(B)은 열처리강의 경화능 증가에 대단히 유용한 원소로서 극미량 첨가하여도 열처리강의 강도상승에 크게 기여한다. 따라서, 1ppm 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나 첨가량의 증가에 따라 첨가량 대비 소입성 증가 효과는 둔화되며, 연속주조 슬라브의 코너부 결함 발생을 조장한다. 또한 아울러 본원 발명에서는 열간 스레스 성형후에 얻어지는 마르텐사이트의 강도 상승 및 도장 처리후 항복강도 상승 효과를 고려하여 질소를 고용시켜야 하므로 그 상한치를 50ppm 으로 제한하며, 보다 바람직하게는 1~30ppm 범위가 적정하다.
또한, 상술한 각 원소의 조성에 덧붙여서 각 원소들간의 열역학적인 거동이 나 강판의 물성에 미치는 영향을 고려할 때, Ti/N, Ceq 및 Ar3 온도를 하기하는 바와 같이 제어하는 것이 보다 바람직하다.
Ti/N : 3.4 미만(여기서 Ti/N은 해당원소의 원자비 (atomic ratio))
상술한 바와 같이 티타늄과 질소는 티타늄(탄)질화물을 형성하여 결정립 성장을 억제함으로써 강판의 조직을 미세하게 하는 역할을 한다. 통상적으로는 가급적이면 질소가 고용되지 않고 상기 석출물로 존재하도록 하기 위하여 티타늄을 과잉으로 첨가하는 조성으로 성분제어를 하는 것이 일반적이다. 그러할 경우 Ti/N의 값은 통상 3.4 이상의 값을 가지게 된다. 그러나, 본 발명에서는 반응에 참여하지 아니한 고용 질소를 확보하여 열처리후 강도 추가상승에 활용하기 위하여 상기 Ti/N의 원자비를 3.4미만으로 정한다. 즉, 종래의 보론 첨가강에서는 보론의 유효량을 증가시키기 위하여 질소 함량을 최대한 감소시키는 방식을 채택하고 있으나, 본 발명의 발명자들의 연구결과에 따르면 상기 질소 함량이 증가하더라도 본 발명과 같이 조성을 제어할 경우 잔류하는 고용 질소가 존재하고, 이로 인하여 소입성이 증가되어 열간 프레스 성형후 부품의 강도 상승에 기여할 뿐만 아니라, 부품의 도장 열처리과정에서 고용 질소에 의한 소부경화 효과까지 얻을 수 있기 때문이다. 또한, 과잉 질소로 인하여 생성되는 BN 석출물은 TiN 보다 낮은 온도에서 분해되므로 본 발명과 같이 열간 또는 냉간 프레스 성형하는 재료에서는 가열하는 동안 강중에 용해되므로 강의 소입성을 상승시킬 수 있는 것이다.
Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + V/14 : 0.48~0.58
상기 Ceq는 탄소당량(Carbon equilibrium)을 의미하는 것으로서 각 합금원소들이 탄소와 유사한 거동을 미치는 정도에 따라 가중치를 주어 한가지 지표로서 나타낸 값이다. 상기 Ceq는 통상 용접성의 지표로 많이 사용되며, 본 발명에서도 성형에 의해 제조된 부품이 용접되어 사용되는 경우가 많기 때문에 Ceq의 함량을 제어하는 것이 필요하다. 다만, 본 발명에서는 용접성의 확보를 위하여 필요한 Ceq 범위내에서, 적절한 범위의 강도와 충분히 넓은 오스테나이트 구역을 확보하기 위해 상기 Ceq의 범위를 보다 한정한다. 즉, 상기 Ceq가 과다할 경우에는 열연 및 냉연 혹은 도금강판의 강도가 과다하여 성형시, 특히 블랭킹 공정에서 블랭크를 제작할 때 금형에 무리가 가해져 금형 수명이 감소하는 문제가 발생하고, 반대로 Ceq가 너무 낮을 경우에는 최종 부품의 강도가 충분하지 못할 우려가 있다. 또한, 도 1에서 볼 수 있듯이, 본 발명의 합금계에서 Ceq는 Ar3 온도에도 큰 영향을 미치는데, 후술하겠지만 Ar3 온도는 670~725℃인 것이 바람직한데, 상기 Ceq를 0.48~0.58 범위로 제어할 때 Ar3 온도를 상기 범위로 제어하는 것이 용이해진다.
Ar3 = 910 - 310C - 80Mn - 20Cu - 55Ni : 670~725℃
상기 Ar3는 앞에서도 설명하였듯이 강재를 가열한 후 냉각시에 강재의 조직이 오스테나이트에서 페라이트가 개시되는 온도로서 Ar3가 낮을 수록 강재의 오스테나이트 구역의 온도 범위는 넓어지고 낮아지게 된다. 통상적인 성형용 강판의 Ar3는 760℃ 정도로서 박물재의 성형시에는 강도 저하 또는 품질 저하 등의 문제의 원인이 될 수 있다. 본 발명에서는 합금 조성범위를 제한함과 동시에 상기 Ar3의 온도범위를 상기 670~725℃가 되도록 제한한다. 이때, 과다한 반복실험을 통하지 않고서도 상기 Ar3의 온도범위를 제어할 수 있도록 하는 것이 바람직한데, 본 발명에서는 이를 위하여 상기 Ar3와 합금 조성과의 관계에서 경험적으로 유효한 식을 이용하여 그 값을 결정하였다. 상기식에서 C, Mn, Cu, Ni 등은 각각 해당원소의 함량(중량%)을 의미한다.
앞에서도 설명하였지만, 강판의 특성을 보다 향상시키기 위해서는 상술한 강판의 조성에 덧붙여서 하기하는 바와 같이 여러 합금 성분을 더 포함할 수도 있다.
니오븀 : 0.005~0.1중량%
상기 니오븀(Nb)는 강판의 강도를 상승시키고, 결정립 미세화 및 인성 향상에 유효한 원소이다. 뿐만 아니라 재가열 과정에서 결정립 성장을 억제하여 냉각 과정에서의 오스테나이트-페라이트 변태 지연에 효과적인 원소이다. 그러나 0.005중량% 미만의 첨가량에서는 그 효과가 기대되지 않으며, 반면 첨가량이 0.1중량%를 초과하면 탄질화물의 석출이 과다하게 되어 가공성 및 지연파괴가 발생될 가능성이 높아지게 되기 때문에 상한치를 0.1중량%로 규제한다.
바나듐 : 0.005~0.1중량%
상기 바나듐(V)은 강판의 강도를 상승시키고, 결정립 미세화 및 소입성을 향 상시키는데 유효하다. 그러나 0.005중량% 미만의 첨가량에서는 그 효과가 기대되지 않으며, 반면 첨가량이 0.1중량%를 초과하면 탄질화물의 석출이 과다하게 되어 가공성 및 지연파괴가 발생될 가능성이 높아지게 되기 때문에 상한치를 0.1중량%로 규제한다.
구리 : 0.1~1.0중량%
상기 구리(Cu)는 강판의 강도 상승에 유효한 원소일 뿐만 아니라 소입성을 증가시키는 효과가 있다. 뿐만 아니라 열간 프레스 성형후 인성 증가를 위하여 템퍼링을 행할 경우 과포화된 구리는 입실론 카바이드로 석출되면서 시효경화 효과를 발휘하는 원소이다. 그러나 0.1중량% 미만에서는 그 효과를 기대하기 어려우므로 그 하한치를 0.1중량%로 규제한다. 구리 첨가량이 증가함에 따라 Ac3 온도가 저하되기 때문에 열간 프레스 성형 공정에서의 가열온도를 저하시킬 수 있고, 시효 경화 효과 역시 기대할 수 있으나, 1.0중량%를 초과하면 그 경향이 포화되고, 제조상 비경제적이므로 상한치를 1.0중량%로 규제한다.
니켈 : 0.05~0.5중량%
상기 니켈(Ni)은 강판의 강도 및 인성 향상에 유효할 뿐만 아니라 소입성을 증가시키는 효과가 있다. 그러나 니켈의 경우, 구리 단독 첨가시 야기되는 핫 숏트닝 감수성을 저감하는데 효과적이다. 통상 구리 첨가량의 절반 수준으로 첨가하면 이들 결함을 방지할수 있음으로 하한치를 0.05중량%, 상한치를 0.5중량%로 규제 한다.
상기와 같이 조성되는 본 발명의 강판은 열연강판 또는 냉연강판의 형태로 사용될 수 있으며, 필요에 따라 표면에 도금처리하여 사용할 수 있다. 상기 도금처리는 열간 프레스 성형 과정에서 강판의 표면 산화를 방지하고, 내식성을 향상시키기 위한 것으로 용융 및 전기아연 도금, 용융 알루미늄 도금처리를 행하여 이들 강판을 제조할 수 있으며, 용융 알루미늄 및 아연도금 층에는 합금성분이 포함될 수 있다.
또한, 상기 강판의 조직은 마르텐사이트나 베이나이트와 같은 저온조직이 실질적으로 포함되지 않는 조직인 것이 바람직하다. 즉, 성형용 강판의 강판은 750MPa 이하가 되어야 가공에 유리한데, 마르텐사이트나 베이나이트와 같은 저온조직이 포함될 경우에는 강판의 강도가 상승하고 그에 따라 블랭킹 금형을 포함한 금형의 마모 및 손상이 심해지기 때문이다. 따라서, 성형용 강판의 조직은 페라이트, 펄라이트 또는 이들의 혼합조직으로 이루어지는 것이 바람직하다.
상기한 유리한 조건의 본 발명의 강판은 하기하는 과정에 의해 열연강판, 냉연강판, 아연도금강판 또는 알루미늄도금 강판으로 제조되는 것이 바람직하다.
우선, 열연강판을 제조하는 방법부터 설명한다.
열연강판은 상술한 조성 범위를 만족하는 강 슬라브를 1150~1250℃로 가열하는 단계; 가열된 강 슬라브를 조압연 및 사상압연을 통하여 강판으로 제조하는 단계로서, 상기 사상압연은 Ar3 이상의 온도에서 실시하는 단계; 상기 강판을 600~700℃의 온도범위로 냉각하여 권취하는 단계;를 포함하는 제조방법에 의해 제조되는 것이 바람직하다. 상기에서 설명되지 아니한 조건은 통상의 제조방법에 준하여 설정하면 되며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 과도한 반복실험 본 발명이 속하는 기술분야의 지식을 이용하여 용이하게 유추적용할 수 있을 것이기 때문에 본 명세서에서 특별히 제한하여 기재하지 않는다.
상기 강슬라브를 1150~1250℃로 가열하는 이유는 슬라브의 조직을 균질하게 하고, 티타늄, 니오븀 또는 바나듐과 같은 원소들이 충분히 재고용 되게 하면서도, 슬라브의 결정립이 과도하게 성정하는 것을 방지하기 위함이다.
또한, 사상압연은 Ar3 이상의 온도에서 실시되는 것이 바람직한데, 만일 상기 사상압연의 온도가 과다하게 낮을 경우에는 오스테나이트 중 일부가 이미 페라이트 로 변태된 2상역 (페라이트와 오스테나이트가 공존하는 영역)에서 열간압연이 진행되면 변형저항이 불균일하게 되어 압연 통판성이 나빠지고, 페라이트 상에 응력이 집중되면 판파단의 가능성이 높아지기 때문에 바람직하지 않다. 또한, 강판 내에 저온조직이 포함되지 않고 페라이트와 펄라이트로만 이루어지도록 하기 위해서는 상기 권취온도는 600~700℃로 이루어지는 것이 바람직하다. 권취온도가 너무 낮을 경우에는 마르텐사이트나 베이나이트와 같은 저온조직이 발달하기 용이해져 바람직하지 않다.
상기와 같은 과정에 의해 제조된 열연강판은 이후 블랭킹 과정을 거친 후 열간 프레스 성형 또는 냉간 성형 및 후열처리를 통하여 부품으로 제조될 수도 있으며, 또는 후속하는 냉간압연을 통하여 냉연강판 또는 도금강판으로 가공된 후 최종 성형에 투입될 수도 있다.
이때, 냉연강판은 상기 과정에 의해 제조된 열연강판을 산세하는 단계; 산세된 강판에 대하여 냉간압연을 실시하여 풀하드재를 제조하는 단계; 상기 풀하드재를 연속소둔하는 단계에 의해서 제조되며, 이때, 상기 연속소둔시 소둔온도를 750~850℃로 제어하고 후속하는 과시효대의 온도를 450~600℃ 범위로 제어하는 것을 특징으로 한다.
즉, 연속소둔은 통상 냉간압연된 강판(풀하드재)을 일정한 온도까지 가열한 후 그 온도에서 균열처리한 후 1차 냉각시켜 과시효대에서 과시효하고 이후 2차 냉각하는 단계로 이루어지는 것이 일반적인데, 상기 750~850℃의 소둔온도는 상기 강판을 균열처리하는 온도 범위를 의미하며, 상기 과시효대의 온도는 균열처리된 강판을 1차 냉각한 후 유지하는 온도를 의미하는 것이다.
상기 소둔온도가 너무 낮을 경우에는 소둔의 목적인 재결정이 충분하지 않을 수 있으며, 반대로 소둔 온도가 너무 높을 경우에는 석출물들에 의한 피닝(pinning)효과가 감소하여 결정립이 조대화될 뿐만 아니라 소둔 가열에 필요한 에너지가 증가하는 문제가 발생될 수 있다.
또한, 과시효대 온도는 냉각된 강판의 최종조직을 결정하기 위한 것으로서 과시효대 온도가 너무 낮을 경우에는 마르텐사이트나 베이나이트와 같은 저온조직이 발생될 수 있어 바람직하지 않다. 반대로 과시효대 온도가 너무 높을 경우에는 에너지 원단위가 상승하므로 비경제적이다. 과시효 전의 냉각단계의 온도는 균일하게 적용될 수도 있으며, 온도구역별로 별도의 냉각속도가 적용될 수도 있으나, 이러한 정도의 변경은 본발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진자가 용이하게 변경할 수 있는 범위의 것일 것이다.
그리고, 아연도금강판은 상기 과정에 의해 제조된 냉연강판을 아연도금함으로써 제조될 수 있다. 아연도금을 위해서는 용융아연도금 및 전기도금 방식 모두를 이용할 수 있다. 특히, 전기도금은 연속전기도금라인에서 아연 전기도금 혹은 아연-철 전기도금 방식을 이용할 수 있다.
또한, 알루미늄 도금강판은 상기 과정에 의해 제조된 열연강판을 산세하는 단계; 산세된 강판에 대하여 냉간압연을 실시하여 풀하드재를 제조하는 단계; 상기 풀하드재를 750~850℃로 가열하는 단계; 및 상기 가열된 풀하드재를 알루미늄 도금욕에 침적시킨 후 5~15℃/초 범위내의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 단계;를 포함하는 방법에 의해 제조될 수 있다.
이때, 상기 풀하드재를 가열하는 온도가 과다하게 높을 경우에는 결정립 조대화가 일어날 우려가 있으므로 바람직하지 아니하며, 반대로 가열하는 온도가 너무 낮을 경우에는 재결정이 충분하지 않아 가열에 따른 소둔효과를 얻기 어렵다.
또한, 상기 알루미늄 도금욕에 침적된 강판의 냉각속도를 느리게 제어하기 위해서는 도금강판의 통판속도를 느리게 하여야 하므로 생산성이 저하되며, 느린 냉각속도로 인하여 강판표면에 용융 알루미늄 pick-up 결함이 발생되기 때문에 지나치게 느린 넹각속도는 바람직하지 아니하며, 반대로 상기 냉각속도가 너무 높을 경우에는 베이나이트 또는 마르텐사이트와 같은 저온조직이 생성되고 결과적으로 도금강판의 강도가 상승되어 블랭킹 금형 등의 금형의 수명 단축에 영향을 미치므로 바람직하지 않다.
상기와 같은 과정으로 제조된 열연강판, 냉연강판, 아연도금강판 또는 알루미늄 도금강판은 알맞은 블랭크로 준비된 후 이하의 성형과정을 통하여 자동차 등의 부품으로 제조될 수 있다. 이하, 상기 성형용 강판을 이용하여 성형하는 방법을 상세히 설명한다.
우선, 열간 프레스 성형하는 방법은 상기 성형용 강판으로 이루어진 블랭크를 준비하는 단계; 상기 블랭크를 820~950℃의 온도로 가열하는 단계; 상기 가열된 블랭크를 60초 이상 유지한 이후 추출하는 단계; 추출된 블랭크를 추출하여 준비된 금형에 삽입하여 열간성형을 행하는 단계; 및 열간성형된 블랭크를 금형에 유지한 채로 20℃/초 이상의 냉각속도로 200℃이하의 온도까지 금형 냉각을 실시하는 단계;를 포함한다.
이때, 상기 블랭크를 가열하는 온도가 820℃ 미만일 경우에는 가열로에서 블랭크를 추출한 후 열간성형에 투입하는 동안 자연 냉각에 따른 온도 저하에 의해 블랭크 표면에서 페라이트 상이 생성될 우려가 있어 최종 부품의 강도저하가 발생될 수 있기 때문에 바람직하지 않다. 반대로, 블랭크를 가열하는 온도가 너무 높을 경우에는 에너지 사용량이 증가할 뿐만 아니라, 더 이상의 강도 상승효과를 기대할 수 없으며, 표면의 스케일 생성 또는 도금층의 불균일 등과 같은 문제가 발생될 수도 있다.
이때, 상기 블랭크는 가열온도에서 60초 이상 유지되는 것이 바람직하다. 이는 블랭크 전체의 온도가 균일하게 되도록 균열처리하기 위함인데, 유지시간이 너무 짧을 경우에는 블랭크의 온도 균일화 효과를 얻기 어렵기 때문이다. 반면, 블랭크 온도 균일화를 위해서는 그 유지시간의 상한을 굳이 정할 필요는 없으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 처해진 입장에 따라 이 를 적절하게 변경하여 적용할 수 있을 것이다.
또한, 상기 냉각속도는 강판의 강도를 확보하기 위하여 강판내에 마르텐사이트 조직을 최대한 생성시키기 위한 것으로서, 냉각속도가 낮을 경우에는 페라이트나 펄라이트와 같이 바람직하지 못한 조직이 형성되므로 좋지 않다. 따라서, 냉각속도는 20℃/초 이상이 되어야 한다. 반면 냉각속도가 빠르면 빠를수록 마르텐사이트 조직을 생성시키는데 용이하고, 부품 전체에 걸쳐 균일한 초고강도를 얻을 수 있기 때문에 냉각속도의 상한을 굳이 정할 필요는 없다. 다만, 300℃/초 이상의 냉각속도를 구현하는 것은 현실적으로 매우 어렵고 또한 추가적인 설비를 요할 뿐만 아니라 비경제적이기 때문에 상기 냉각속도의 상한은 300℃/초로 정할 수도 있다.
상기 성형용 강판으로부터 부품을 제조하는 또 다른 한가지 방법으로서, 냉간성형후 후열처리하는 방법을 들 수 있는데, 상기 방법은 본 발명의 성형용 강판으로 이루어진 블랭크를 준비하는 단계; 준비된 블랭크를 냉간성형하여 부품형상으로 제조하는 단계; 제조된 부품을 820~950℃의 온도로 가열하는 단계; 상기 가열된 부품을 60초 이상 유지한 이후 추출하는 단계; 상기 추출된 부품을 20℃/초 이상의 냉각속도로 200℃이하의 온도까지 냉각하는 단계;를 포함한다.
여기서, 부품의 가열온도, 유지시간 냉각속도는 상기 열간 프레스 성형에서 와 동일한 이유로 제한되는 것이기 때문에 중복설명을 생략한다. 다만, 냉간성형후 후열처리하는 과정에서는 프레스 성형과는 달리 금형 냉각을 실시하지 않고 적절한 온도와 비열의 냉매와 부품을 접촉시키는 방법을 이용한다. 냉매의 선정과 접촉방식은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 종래의 기술로부터 용이하게 선택하여 적용할 수 있으므로 그 설명을 생략한다.
상기와 같은 과정(열간 프레스 성형 또는 냉간성형 후 후열처리)으로 제조된 본 발명의 부품은 면적분율로 90% 이상의 마르텐사이트와 나머지 베이나이트 혹은 페라이트의 1종 혹은 2종으로 구성되는 내부조직을 가진다. 여기서 마르텐사이트는 90% 이상이면 적절하고 100% 마르텐사이트 단상으로 이루어진 조직일 수도 있다. 또한, 상기 부품은 1470MPa 이상의 초고강도(인장강도)를 가지는 것이 바람직하다. 그 뿐만 아니라, 상기 본 발명의 조성에 따라 도장 후 소부시 약 100MPa 이상의 소부경화능을 가진다.
(실시예)
하기 표 1의 조성을 가지는 강슬라브를 표 2에 기재된 조건으로 열간압연한 이후 650℃의 권취온도로 권취하여 열연강판을 제조하였고, 냉연강판, 알루미늄 혹은 아연도금강판은 상기 열연강판을 산세한 후 50%의 압하율로 냉간압연을 행한후 표 2에 나타낸 바의 조건으로 제조하였다. 표2 의 최종제품 란에서 HR은 열연강판, CR은 냉연강판, Al은 알루미늄 도금강판, Zn은 합금화 아연도금강판을 의미한 다.
냉연강판의 경우 표 2에 기재된 온도에서 소둔 처리를 행한후 650℃까지 3~6℃/초의 냉각속도로 서냉하고, 이어서 7℃/초의 냉각속도로 400~550℃ 범위로 냉각한 후 과시효 처리를 수행하여 냉연강판을 제조하였다.
한편, 아연도금강판의 경우 상기 소둔온도에서 소둔 처리를 행한후 650℃까지 3~6℃/초의 냉각속도로 서냉하고, 이어서 7℃/초의 냉각속도로 500℃ 까지 냉각한후 460℃로 유지되는 용융아연 도금욕에 침지하고, 연이어 490℃에서 합금화처리를 행하여 합금화 용융아연 도금강판을 제조하였다.
상기 아연도금강판과는 별도로, 제조된 풀하드 냉연강판을 810℃로 가열한 후 680℃의 온도로 유지된 도금욕에 침지시킨 후 8~15℃/초로 냉각하여 알루미늄 도금강판을 제조하였다. 이때, 도금 두께는 판의 위치에 따라 약간의 편차가 있었으나 26~33㎛를 나타내고 있었다.
구분 화학성분(중량%, 단 N과 B는 ppm 단위임) Ti/N Ceq Ar3
C Si Mn P S Al B N W Ti 기타
종래강 0.220 0.25 1.21 0.016 0.0030 0.033 25 21 - 0.025 0.20Cr 3.481 0.47 740
발명강1 0.240 0.23 1.72 0.015 0.0040 0.035 15 130 0.025 0.023 - 0.517 0.54 696
비교강1 0.221 0.25 2.30 0.010 0.0030 0.035 8 120 0.028 0.020 - 0.487 0.61 656
발명강2 0.270 0.20 1.55 0.015 0.0030 0.020 10 190 0.032 0.022 - 0.339 0.54 700
비교강2 0.140 0.15 2.00 0.011 0.0021 0.020 50 133 0.033 0.010 - 0.220 0.48 704
비교강3 0.180 0.15 1.40 0.012 0.0021 0.026 21 122 0.023 0.023 - 0.551 0.42 740
비교강4 0.239 0.22 1.72 0.015 0.0030 0.029 90 25 0.026 0.030 - 3.508 0.53 696
비교강5 0.200 0.29 2.55 0.160 0.0011 0.035 13 150 0.030 0.033 - 0.643 0.64 642
발명강3 0.240 0.25 1.70 0.015 0.0050 0.035 15 130 0.058 0.025 0.562 0.53 697
발명강4 0.220 0.31 1.77 0.009 0.0019 0.034 15 156 0.022 0.032 0.045V 0.600 0.53 698
발명강5 0.230 0.31 1.77 0.009 0.0019 0.034 15 156 0.022 0.010 0.43Nb 0.187 0.54 694
발명강6 0.230 0.17 1.63 0.015 0.0023 0.019 8 130 0.015 0.019 0.7Cu,0.33Ni 0.427 0.52 674
발명강7 0.250 0.10 1.85 0.015 0.0011 0.021 15 62 0.011 0.023 - 1.085 0.56 682
발명강8 0.241 0.20 1.71 0.011 0.0015 0.015 10 75 0.028 0.015 - 0.585 0.53 696
발명강9 0.262 0.23 1.65 0.009 0.0010 0.012 12 91 0.024 0.010 - 0.321 0.54 695
구분 최종
제품		 열간압연조건 냉간압연 및 소둔조건 Al 도금조건
슬라브
가열온도
(℃)		 마무리
압연온도
(℃)		 열연판
두께
(mm)		 냉연강판두께
(mm)		 소둔온도
(℃)		 과시효대온도
(℃)		 소둔온도
(℃)		 Pot 이후
냉각속도
(℃)
종래강 종래예1 CR 1200 870 2.4 1.2 810 500 - -
종래예2 CR 1.2 810 500 - -
발명강1 발명예1 CR 1200 875 2.4 1.2 810 500 - -
발명예2 CR 1.2 810 450 - -
발명예3 CR 1.2 810 550 - -
비교예1 CR 1.2 810 500 - -
비교예2 CR 1.2 810 400 - -
발명예4 HR - - - - -
발명예5 Al 1.2 - - 810 8
발명예6 Al 1.2 - - 810 15
발명예7 Zn 1.2 810 500 - -
비교강1 비교예3 Al 1170 2.4 1.2 - - 810 15
비교예4 CR 1.2 810 500 - -
비교예5 CR 1.2 810 500 - -
발명강2 발명예8 HR 1170 860 2.4 - - - - -
발명예9 CR 1.2 810 500 - -
비교강2 비교예6 HR 1200 888 2.0 - - - - -
비교강3 비교예7 CR 1200 876 4.0 2.0 810 500 - -
비교강4 비교예8 CR 1200 889 3.0 1.5 810 500 - -
비교강5 비교예9 CR 1200 884 3.0 1.5 810 500 - -
비교예10 Al 1.5 - 810 8
발명강3 발명예10 CR 1200 876 3.0 1.5 810 500 - -
발명예11 Zn 1.5 810 500
발명강4 발명예12 CR 1200 878 2.4 1.2 810 500 - -
발명강5 발명예13 CR 1230 888 2.4 1.2 810 500 - -
발명강6 발명예14 CR 1200 890 2.4 1.2 810 500 - -
발명강7 발명예15 CR 1170 878 3.0 1.5 810 500 - -
발명강8 발명예16 HR 1180 880 2.8 - - - -
발명예17 CR 1180 865 2.8 1.4 820 500
발명예18 Al 1180 870 2.8 1.4 820 500 810 9
발명강9 발명예19 HR 1180 866 3.0 - - - - -
발명예20 Al 1180 850 3.0 1.5 820 500 810 8
상기 표 1에서 종래강은 종래의 크롬 첨가강의 조성을 나타낸 것이며, 비교강1은 망간 함량이 과다하게 높은 경우를, 비교강2는 C 함량이 본 발명에서 규정하는 범위보다 낮은 경우를, 비교강3은 망간 함량이 본원에서 규정하는 범위를 벗어난 경우를, 비교강4는 질소 함량이 본원발명의 하한치를 벗어나 Ti/N 원자비가 과다하게 높은 경우를, 비교강5는 망간 함량이 과다하게 높은 경우를 의미한다. 또한, 종래강, 비교강2 및 비교강3은 본 발명에서 규정하는 Ceq 범위보다 낮은 값을 나타내고 있었으며, 비교강1은 본 발명에서 규정하는 Ceq 범위보다 높은 값을 가지는 경우이다. 나머지, 발명강1 내지 발명강9는 본 발명에서 규정하는 성분범위를 충족하는 조성을 가지며, Ti/N 원자비, Ceq 범위 및 Ar3 조건을 충족하는 경우이다.
상기 표 1과 표 2의 조건으로 제조된 열연강판(HR), 냉연강판(CR), 알루미늄 도금강판(Al) 또는 합금화 아연도금강판(Zn)을 표 3에 기재한 조건으로 열간 프레스 성형을 모사한 다음 성형전과 성형후의 인장성질을 조사하였다. 인장성질은 강판의 압연방향에 평행한 방향으로 JIS 5호 인장시편을 채취하여 평가하였다.
한편, 열간 프레스 성형의 모사는 10℃/초의 승온속도로 승온한 후 표 3에 기재된 가열온도로 가열하고 해당 가열온도에서 5분 유지하는 조건으로 하였다. 연이어 14초 공냉한 후 평균 70℃/초의 냉각속도로 냉각하였다. 또한, 도장후 항복강도 상승량을 평가하기 위하여 열간 프레스 성형 열이력을 거친 시편을 변형을 부여하지 아니한 상태에서 170℃에서 20분간 열처리한 후 소부경화능 BHo를 평가하였다. 표 3에서 YS는 항복강도(Yield Strength)를, TS는 인장강도(Tensile Strength)를 El은 연신율(Elongation)을 나타내며 BH는 소부 경화(Bake Hardening)량을 나타낸다. 또한, YS, TS, BH는 모두 MPa를 단위로 하며, EL은 %를 단위로 한다.
구분 강판종류 강판두께(mm) 열간프레스 성형전 가열온도(℃) 열간프레스 성형후
YS TS EL YS TS EL BHo
종래강1
 종래예1 CR 1.2 388 564 26.6 900 1120 1494 8.6 88
종래예2 CR 850 1070 1370 10.3 69
발명강1 발명예1 CR 1.2 421 611 23.6 900 1222 1552 7.9 150
발명예2 CR 1.2 440 638 22.6 830 1200 1577 7.5 143
발명예3 CR 1.2 389 589 25.0 900 1170 1520 7.7 118
비교예1 CR 1.2 421 611 23.6 800 1050 1320 8.0 133
비교예2 CR 1.2 555 782 18.3 900 1330 1630 6.8 155
발명예4 HR 2.4 384 590 24.9 850 1150 1501 8.9 141
발명예5 Al 1.2 369 625 26.0 870 1231 1622 7.6 167
발명예6 Al 1.2 582 739 22.1 870 1222 1630 7.4 150
발명예7 Zn 1.2 400 623 25.0 870 1176 1598 7.3 156
비교강1 비교예3 Al 1.2 560 920 19.2 900 1160 1565 7.1 176
비교예4 CR 1.2 489 769 20.0 800 1248 1610 6.4 157
비교예5 750 1011 1200 7.9 110
발명강2 발명예8 HR 2.4 428 639 22.4 930 1222 1633 7.8 141
발명예9 CR 1.2 444 655 20.3 870 1256 1640 7.4 165
비교강2 비교예6 HR 2.0 388 589 24.6 900 1057 1320 8.0 141
비교강3 비교예7 CR 2.0 360 535 29.0 900 1034 1350 9.9 121
비교강4 비교예8 CR 1.5 440 645 22.4 900 1238 1651 7.7 77
비교강5 비교예9 CR 1.5 511 790 18.8 850 1321 1700 6.1 152
비교예10 Al 1.5 555 898 16.0 900 1321 1678 7.3 167
발명강3 발명예10 CR 1.5 444 654 22.9 870 1292 1650 6.9 158
발명예11 Zn 1.5 431 633 23.5 870 1278 1611 7.0 139
발명강4 발명예12 CR 1.2 510 630 22.8 870 1252 1600 7.0 152
발명강5 발명예13 CR 1.2 534 645 21.9 870 1310 1642 6.7 159
발명강6 발명예14 CR 1.2 516 688 21.6 870 1269 1605 7.4 152
발명강7 발명예15 CR 1.2 412 600 23.8 900 1187 1569 7.7 104
발명강8 발명예16 HR 2.8 432 600 22.7 870 1199 1587 8.3 111
발명예17 CR 1.4 400 593 23.0 870 1222 1550 6.9 132
발명예18 Al 1.4 433 622 22.4 870 1233 1594 6.7 136
발명강9 발명예19 HR 3.0 370 585 24.6 870 1199 1570 8.6 142
발명예20 Al 1.5 399 603 23.0 870 1231 1580 7.0 156
상기 표 3의 결과에서 종래강을 사용하여 열간 프레스 성형한 경우는 900℃의 온도로 가열한 경우(종래예)에는 1470MPa 이상의 인장강도를 가진 부품을 얻을 수 있으나 종래예2와 같이 가열온도를 조금만 낮추더라도 인장강도가 급격히 감소하는 단점을 가짐을 알 수 있다. 또한, 본 발명의 조건으로 제조한 발명강의 경우에서도 비교예1의 경우에서와 같이 열간 프레스 성형전의 가열온도가 저하되면 인장강도가 저하되어 본원 발명이 요구하는 1470MPa 보다 낮은 강도가 얻어지며, 비교예2의 경우 냉연 과시효 온도가 지나치게 낮아지면 냉연강판의 강도가 본원 발명이 요구하는 인장강도 수준인 750MPa 이하인 조건을 충족시키지 못함을 확인할 수 있었다.
또한, 본 발명의 조성범위 중 망간 함량이 지나치게 높고, Ceq값이 본 발명에서 규정하는 범위를 초과하는 비교강1과 비교강5의 경우 열간 프레스 성형전의 가열온도가 본원에서 규정하는 범위인 경우(비교예3, 비교예4)인 경우는 최종 부품의 인장강도는 본원에서 규정하는 값 이상으로 양호한 결과를 얻을 수 있었지만, 열간 프레스 성형전의 알루미늄 도금강판(비교예3), 냉연강판(비교예4)의 인장강도가 너무 높아 블랭킹 금형이나 프레싱시 금형의 손상이 우려되었다. 또한, 상기 비교강1의 비교예5는 가열온도가 낮은 경우로서 블랭크의 강도가 높을 뿐만 아니라 최종 부품의 강도 역시 본 발명에서 규정하는 1470MPa 미만으로서 미흡하므로 부적절하였다. 또한, 탄소 함량이 본 발명에서 규정하는 범위보다 낮은 비교강2(비교예6)는 높은 온도로 가열한 후 성형하였음에도 불구하고 인장강도가 본 발명에서 규정하는 값 이하로 나타났다. 또한, 망간함량이 낮은 비교강3(비교예7)은 충분한 온도로 가열하여 성형하였음에도 오스테나이트 구역이 좁고 강재의 소입성이 약하여 부품의 인장강도가 미흡한 결과를 나타내었다. 질소 함량이 낮은 비교강4(비교예8)의 경우는 소부경화량이 77MPa에 불과하여 충분하지 못한 결과를 나타내었으며, 망간함량이 과다한 비교강5(비교예9, 비교예10)은 성형전 강판의 강도가 과다하게 높아 금형의 마모가 우려되었다.
한편, 알루미늄 도금강판 제조에 있어 도금욕 통과후 냉각속도가 빠르면 도금강판의 강도가 증가하며(발명예 4-1, 4-2), 비교강1과 같이 망간량이 과다하면 역시 도금강판의 강도가 높아져 본 발명에서 추구하는 750MPa 이하의 강도를 얻울 수 없음을 확인하였다(비교예3).
도 2는 종래강, 발명강1 및 비교강1에 대하여 각각의 가열온도에서 5분동안 가열한 후 추출하여 14초 동안 공랭 처리하고 열간 프레스 성형 및 다이 켄칭한 결과를 나타낸 그래프이다. 그래프에서 볼 수 있듯이, 종래강의 경우에는 가열온도가 870℃ 이하가 되면 강도 저하가 발생하는 반면, 발명강1과 비교강1의 경우는 종래강보다 각각 50℃, 70℃ 정도 낮은 온도로 가열하여도 1470MPa 이상의 인장 강도를 얻을 수 있었다. 다만, 비교강1의 경우는 망간 함량이 너무 높은 경우로서 열간 프레스 성형후 인장강도는 본 발명에서 요구하는 1470MPa 이상이 얻어지나 열간 프레스 성형전의 소재 강도가 지나치게 높아 금형 손상이 우려될 수 있음은 이미 설명한 바 있다.
따라서, 본 발명에서 규정하는 조성범위와 제조방법의 효과를 확인할 수 있었다.
도 1은 본 발명의 합금조성에서 Ar3와 Ceq의 관계를 나타낸 그래프, 그리고
도 2는 본 발명의 종래강, 발명강1, 비교강1에 대하여 가열온도를 다르게 하여 열간 프레스 성형하였을 때의 최종 부품의 강도를 비교한 그래프이다.

Claims (15)

  1. 중량%로, 탄소 : 0.15~0.35%, 실리콘 : 0.5% 이하(0%는 포함하지 않음), 망간 : 1.5~2.2%, 인 : 0.025% 이하, 황 : 0.01% 이하, 알루미늄 : 0.01~0.05%, 질소 : 50~200ppm, 티타늄 : 0.005~0.05%, 텅스텐 : 0.005~0.1%, 보론 : 1~50ppm을 포함하는 외에, Ti/N : 3.4 미만 (여기서 Ti/N은 해당원소의 원자비 (atomic ratio)), 하기 관계식으로 표시되는 Ceq가 0.48~0.58이며, Ar3 온도가 670~725℃인 것을 충족하는 조성을 가지며, 페라이트와 펄라이트로 이루어진 내부조직을 가지는 것을 특징으로 하는 열간 프레스 성형용 강판.
    [관계식]
    Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + V/14 (단, 여기서, C, Si, Mn, Ni, Cr, V 는 각각 해당원소의 함량(중량%)를 의미)
  2. 제 1 항에 있어서, 상기 강판은 중량%로, 니오븀 : 0.005~0.1%, 바나듐 : 0.005~0.1%, 구리 : 0.1~1.0%, 니켈 : 0.05~0.5%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 열간 프레스 성형용 강판.
  3. 삭제
  4. 중량%로, 탄소 : 0.15~0.35%, 실리콘 : 0.5% 이하(0%는 포함하지 않음), 망간 : 1.5~2.2%, 인 : 0.025% 이하, 황 : 0.01% 이하, 알루미늄 : 0.01~0.05%, 질소 : 50~200ppm, 티타늄 : 0.005~0.05%, 텅스텐 : 0.005~0.1%, 보론 : 1~50ppm을 포함하는 외에, Ti/N : 3.4 미만 (여기서 Ti/N은 해당원소의 원자비 (atomic ratio)), 하기 관계식으로 표시되는 Ceq가 0.48~0.58이며, Ar3 온도가 670~725℃인 것을 충족하는 조성을 가지는 강 슬라브를 1150~1250℃로 가열하는 단계;
    가열된 강 슬라브를 조압연 및 사상압연을 통하여 강판으로 제조하는 단계로서, 상기 사상압연은 Ar3 이상의 온도에서 실시하는 단계; 및
    상기 강판을 600~700℃의 온도범위로 냉각하고 권취하여 페라이트와 펄라이트로 이루어진 내부조직을 가지는 강판을 얻는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 열간압연된 열간 프레스 성형용 강판의 제조방법.
    [관계식]
    Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + V/14 (단, 여기서, C, Si, Mn, Ni, Cr, V 는 각각 해당원소의 함량(중량%)를 의미)
  5. 제 4 항에 있어서, 상기 강 슬라브는 중량%로, 니오븀 : 0.005~0.1%, 바나듐 : 0.005~0.1%, 구리 : 0.1~1.0%, 니켈 : 0.05~0.5%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 열간 프레스 성형용 강판의 제조방법.
  6. 중량%로, 탄소 : 0.15~0.35%, 실리콘 : 0.5% 이하(0%는 포함하지 않음), 망간 : 1.5~2.2%, 인 : 0.025% 이하, 황 : 0.01% 이하, 알루미늄 : 0.01~0.05%, 질소 : 50~200ppm, 티타늄 : 0.005~0.05%, 텅스텐 : 0.005~0.1%, 보론 : 1~50ppm을 포함하는 외에, Ti/N : 3.4 미만 (여기서 Ti/N은 해당원소의 원자비 (atomic ratio)), 하기 관계식으로 표시되는 Ceq가 0.48~0.58이며, Ar3 온도가 670~725℃인 것을 충족하는 조성을 가지는 열연강판을 산세하는 단계;
    산세된 강판에 대하여 냉간압연을 실시하여 풀하드재를 제조하는 단계; 및
    상기 풀하드재를 연속소둔하여 페라이트와 펄라이트로 이루어진 내부조직을 가지는 강판을 얻는 단계로 이루어지는 성형용 강판의 제조방법으로서,
    상기 연속소둔시 소둔온도를 750~850℃로 제어하고 후속하는 과시효대의 온도를 450~600℃ 온도로 제어하는 것을 특징으로 하는 열간 프레스 성형용 강판의 제조방법.
    [관계식]
    Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + V/14 (단, 여기서, C, Si, Mn, Ni, Cr, V 는 각각 해당원소의 함량(중량%)를 의미)
  7. 제 6 항에 있어서, 상기 열연강판은 중량%로, 니오븀 : 0.005~0.1%, 바나듐 : 0.005~0.1%, 구리 : 0.1~1.0%, 니켈 : 0.05~0.5%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 열간 프레스 성형용 강판의 제조방법.
  8. 제 6 항 또는 제 7 항에 있어서, 상기 강판에 대하여 아연도금을 실시하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 열간 프레스 성형용 강판의 제조방법.
  9. 제 8 항에 있어서, 상기 아연도금은 아연 전기도금 혹은 아연-철 전기도금 중에서 선택된 전기도금 방식에 의해 수행되는 것을 특징으로 하는 열간 프레스 성형용 강판의 제조방법.
  10. 중량%로, 탄소 : 0.15~0.35%, 실리콘 : 0.5% 이하(0%는 포함하지 않음), 망간 : 1.5~2.2%, 인 : 0.025% 이하, 황 : 0.01% 이하, 알루미늄 : 0.01~0.05%, 질소 : 50~200ppm, 티타늄 : 0.005~0.05%, 텅스텐 : 0.005~0.1%, 보론 : 1~50ppm을 포함하는 외에, Ti/N : 3.4 미만 (여기서 Ti/N은 해당원소의 원자비 (atomic ratio)), 하기 관계식으로 표시되는 Ceq가 0.48~0.58이며, Ar3 온도가 670~725℃인 것을 충족하는 조성을 가지는 열연강판을 산세하는 단계;
    산세된 강판에 대하여 냉간압연을 실시하여 풀하드재를 제조하는 단계;
    상기 풀하드재를 750~850℃로 가열하는 단계; 및
    상기 가열된 풀하드재를 알루미늄 도금욕에 침적시킨 후 5~15℃/초 범위내의 냉각속도로 상온까지 냉각하여 페라이트와 펄라이트로 이루어진 내부조직을 얻는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 열간 프레스 성형용 강판의 제조방법.
    [관계식]
    Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + V/14 (단, 여기서, C, Si, Mn, Ni, Cr, V 는 각각 해당원소의 함량(중량%)를 의미)
  11. 제 10 항에 있어서, 상기 열연강판은 중량%로, 니오븀 : 0.005~0.1%, 바나듐 : 0.005~0.1%, 구리 : 0.1~1.0%, 니켈 : 0.05~0.5%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 열간 프레스 성형용 강판의 제조방법.
  12. 중량%로, 탄소 : 0.15~0.35%, 실리콘 : 0.5% 이하(0%는 포함하지 않음), 망간 : 1.5~2.2%, 인 : 0.025% 이하, 황 : 0.01% 이하, 알루미늄 : 0.01~0.05%, 질소 : 50~200ppm, 티타늄 : 0.005~0.05%, 텅스텐 : 0.005~0.1%, 보론 : 1~50ppm을 포함하는 외에, Ti/N : 3.4 미만 (여기서 Ti/N은 해당원소의 원자비 (atomic ratio)), 하기 관계식으로 표시되는 Ceq가 0.48~0.58이며, Ar3 온도가 670~725℃인 것을 충족하는 조성을 가지며, 페라이트와 펄라이트로 이루어진 내부조직을 가지는 열간 프레스 성형용 강판으로 이루어진 블랭크를 준비하는 단계;
    상기 블랭크를 820~950℃의 온도로 가열하는 단계; 상기 가열된 블랭크를 60초 이상 유지한 이후 추출하는 단계;
    추출된 블랭크를 추출하여 준비된 금형에 삽입하여 열간성형을 행하는 단계; 및
    열간성형된 블랭크를 금형에 유지한 채로 20℃/초 이상의 냉각속도로 200℃이하의 온도까지 금형 냉각을 실시하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 부품의 제조방법.
    [관계식]
    Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + V/14 (단, 여기서, C, Si, Mn, Ni, Cr, V 는 각각 해당원소의 함량(중량%)를 의미)
  13. 중량%로, 탄소 : 0.15~0.35%, 실리콘 : 0.01~0.5%, 망간 : 1.5~2.2%, 인 : 0.025% 이하, 황 : 0.01% 이하, 알루미늄 : 0.01~0.05%, 질소 : 50~200ppm, 티타늄 : 0.005~0.05%, 텅스텐 : 0.005~0.1%, 보론 : 1~50ppm을 포함하는 외에, Ti/N : 3.4 미만 (여기서 Ti/N은 해당원소의 원자비 (atomic ratio)), 하기 관계식으로 표시되는 Ceq가 0.48~0.58이며, Ar3 온도가 670~725℃인 것을 충족하는 조성을 가지며, 페라이트와 펄라이트로 이루어진 내부조직을 가지는 후열처리형 강판으로 이루어진 블랭크를 준비하는 단계;
    준비된 블랭크를 냉간성형하여 부품형상으로 제조하는 단계;
    제조된 부품을 820~950℃의 온도로 가열하는 단계;
    상기 가열된 부품을 60초 이상 유지한 이후 추출하는 단계; 및
    상기 추출된 부품을 20℃/초 이상의 냉각속도로 200℃이하의 온도까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 부품의 제조방법.
    [관계식]
    Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + V/14 (단, 여기서, C, Si, Mn, Ni, Cr, V 는 각각 해당원소의 함량(중량%)를 의미)
  14. 제 12 항 또는 제 13 항에 있어서, 상기 강판은 중량%로, 니오븀 : 0.005~0.1%, 바나듐 : 0.005~0.1%, 구리 : 0.1~1.0%, 니켈 : 0.05~0.5%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 부품의 제조방법.
  15. 중량%로, 탄소 : 0.15~0.35%, 실리콘 : 0.5% 이하(0%는 포함하지 않음), 망간 : 1.5~2.2%, 인 : 0.025% 이하, 황 : 0.01% 이하, 알루미늄 : 0.01~0.05%, 질소 : 50~200ppm, 티타늄 : 0.005~0.05%, 텅스텐 : 0.005~0.1%, 보론 : 1~50ppm을 포함하는 외에, Ti/N : 3.4 미만 (여기서 Ti/N은 해당원소의 원자비 (atomic ratio)), 하기 관계식으로 표시되는 Ceq가 0.48~0.58이며, Ar3 온도가 670~725℃인 것을 충족하는 조성을 가지며, 페라이트와 펄라이트로 이루어진 내부조직을 가지는 강판을 열간 프레스 성형 혹은 냉간 성형후 후열처리하여 제조되고,
    그 최종 조직이 면적분율로 90% 이상의 마르텐사이트와 나머지 베이나이트 혹은 페라이트의 1종 혹은 2종으로 구성되는 이루어지는 것을 특징으로 하는 부품.
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