KR101677398B1

KR101677398B1 - 열간성형용 강재 및 이를 이용한 부재 제조방법

Info

Publication number: KR101677398B1
Application number: KR1020150169321A
Authority: KR
Inventors: 오진근; 조열래; 김상헌; 손일령
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2015-11-30
Filing date: 2015-11-30
Publication date: 2016-11-18

Abstract

본 발명에 의한 열간성형용 강재 및 이를 이용한 부재 제조방법은, 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.01~1%, Mn: 2~6%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.001~0.5%, N: 0.001~0.02%를 포함하고, Cr, Mo, Ti, Nb, V, Cu, Ni, B 중 1종 이상을 더 포함하되, 중량%로, Cr+Mo: 0.001~2.0%, Ti+Nb+V: 0.001~0.2%, Cu+Ni: 0.005~2.0%, B: 0.0001~0.01%를 만족하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 모재; 및 상기 모재의 표면에 형성된 Zn 도금층;을 포함하고, 상기 모재는, 하기 식 1-1로 정의되는 Ac3 온도가 650~750℃이며, 상기 Zn 도금층은, 하기 식 1-1 및 식 2를 만족하는 오스테나이트화 가열온도에서 열간성형된 후 형성되는 산화층 두께가 3㎛ 이하인 것을 특징으로 한다.
식 1-1: Ac3=910-203√C-15.2Ni-30Mn+44.7Si+104V+31.5Mo
(단, C, Ni, Mn, Si, V, Mo는 각각 해당 성분의 중량% 함량)
식 2:

Description

열간성형용 강재 및 이를 이용한 부재 제조방법{STEELS FOR HOT FORMING AND METHOD OF MANUFACTURION COMPONENT USING THEREOF}

본 발명은 열간성형용 강재 및 이를 이용한 부재 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 자동차 구조부재 및 보강재로 사용되는 열간성형용 강재 및 이를 이용한 부재 제조방법에 관한 것이다.

최근 자동차 경량화 및 연비향상 등의 목적으로 많은 자동차 구조 부재에 열간성형 부재가 적용되고 있다. 이중 대표적인 기술로서, "열처리후의 내구성이 우수한 열간 압연 및 냉간 압연 피복 강판(일본 공개특허 2000-38640(2000.02.08))"가 공지되어 있다. 상기 발명에 따르면, Al 도금강판을 850℃ 이상으로 가열한 후 프레스로 열간성형하면서 급랭시켜 인장강도가 1600MPa을 넘는 초고강도를 확보할 수 있고, Al-Fe 합금화층을 생성시켜 내식성을 향상시킬 수 있다.

그러나, 상기 발명에서는 Al 도금층을 사용하고 있기 때문에, 희생전극 방법을 사용하여 강재의 부식을 방지하는 효과를 얻기 힘들었다. 또한, 내충격성을 향상시키기 위한 연성 향상 효과가 미미한 한계가 있었다.

상기 특허에서 실시예로 언급된 0.21% C과 1.14% Mn을 함유한 강판을 850도에서 5분 열처리 시 충분한 강도를 확보할 수는 있지만, 높은 연성을 확보할 수는 없고, Zn 도금을 실시한 후 850도에서 5분 열처리 시 표층에 Zn 산화물이 두껍게 형성되어 점용접성을 현저히 떨어뜨리게 된다.

종래의 열간성형 부재에 희생전극으로 작용하는 도금층을 형성시키는 방법이 "열간 프레스 성형품 제조방법 및 이를 이용한 열간 프레스 성형품(대한민국 등록특허 10-1439621(2014.09.11))"에 공지되어 있다.

상기 특허는 Zn 도금층이 형성된 강재를 880~980℃에서 6~15분간 가열시킨 후, 소지강판과 도금층 계면에 버퍼층을 형성시키는 것을 특징으로 하고 있다. 그러나, 가열온도가 880℃를 넘어서 Zn 도금층의 표면에 Zn 산화물이 형성되어 점용접성이 저하되는 문제가 있고, 내충격성을 향상시키기 위한 연성 향상 효과가 없었다.

또한 열처리 온도를 하향하기 위한 기술로서 "온간프레스 성형용 강판, 온간프레스 성형 부재 및 이들의 제조방법(대한민국 등록특허 10-1382981(2014.04.01))"이 공지되어 있다. 상기 특허는 3~15%Mn을 첨가하고, Ac1~Ac3 이상(二相)역에서 가열을 한 후 급냉함으로써 잔류오스테나이트를 5~50% 확보하는 온간성형용 강판 및 부재 제조기술을 언급하고 있다. 상기 기술은 Mn을 다량 첨가함에 의해 역변태 특성을 활용하기 위하여 이상역 구간에서 열처리를 행하는 것을 특징으로 하기 때문에 부재에 있어서 형상동결성에 문제가 있을 뿐만 아니라, 부재에서 1300MPa이상의 충분한 강도를 얻지 못하고, 열처리 온도가 변할 때 강도 또한 크게 변할 수 있는 단점을 가지고 있다.

따라서, 초고강도와 우수한 연성을 확보하여 내충돌 부재로 적용이 가능한 열간성형 부재가 요구되고 있다. 또한 이러한 부재에 Zn 도금을 적용할 때 Zn 산화물 형성이 최소화되어 점용접성이 우수한 부재의 제조방법이 요구되고 있는 실정이다.

일본 공개특허 2000-38640(2000.02.08) 대한민국 등록특허 10-1439621(2014.09.11) 대한민국 등록특허 10-1382981(2014.04.01)

본 발명은 이러한 문제점을 해결하기 위해 안출된 것으로, 본 발명의 목적은, 초고강도와 고연성을 가져 자동차 구조부재 및 보강재에 사용될 수 있는 열간성형용 강재 및 이를 이용한 부재 제조방법을 제공하는 데 있다.

위 목적을 달성하기 위하여 본 발명의 일 실시예에 따른 열간성형용 강재는, 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.01~1%, Mn: 2~6%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.001~0.5%, N: 0.001~0.02%를 포함하고, Cr, Mo, Ti, Nb, V, Cu, Ni, B 중 1종 이상을 더 포함하되, 중량%로, Cr+Mo: 0.001~2.0%, Ti+Nb+V: 0.001~0.2%, Cu+Ni: 0.005~2.0%, B: 0.0001~0.01%를 만족하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 모재; 및 상기 모재의 표면에 형성된 Zn 도금층;을 포함하고, 상기 모재는, 하기 식 1-1로 정의되는 Ac3 온도가 650~750℃이며, 상기 Zn 도금층은, 하기 식 1-1 및 식 2를 만족하는 오스테나이트화 가열온도에서 열간성형된 후 형성되는 산화층 두께가 3㎛ 이하인 것을 특징으로 한다.
식 1-1: Ac3=910-203√C-15.2Ni-30Mn+44.7Si+104V+31.5Mo
(단, C, Ni, Mn, Si, V, Mo는 각각 해당 성분의 중량% 함량)
식 2:

삭제

인장강도가 1300MPa 이상인 것을 특징으로 한다.

한편, 열간성형용 강재를 이용한 부재 제조방법은, 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.01~1%, Mn: 2~6%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.001~0.5%, N: 0.001~0.02%를 포함하고, Cr, Mo, Ti, Nb, V, Cu, Ni, B 중 1종 이상을 더 포함하되, 중량%로, Cr+Mo: 0.001~2.0%, Ti+Nb+V: 0.001~0.2%, Cu+Ni: 0.005~2.0%, B: 0.0001~0.01%를 만족하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 식 1-1로 정의되는 Ac3 온도가 650~750℃인 모재를 제조하는 단계; 상기 모재의 표면에 Zn을 도금시키는 단계; 상기 모재를 가열하여 오스테나이트화시키는 단계; 및 상기 모재를 열간성형하면서 냉각시켜 마르텐사이트화시키는 단계;를 포함하고, 상기 오스테나이트화시키는 단계는, 하기 식 1-1 및 식 2를 만족하는 오스테나이트화 가열온도까지 가열하고, 하기 식 3을 만족하는 유지시간 동안 오스테나이트화 가열온도에서 유지시키는 것을 특징으로 한다.
식 1-1: Ac3=910-203√C-15.2Ni-30Mn+44.7Si+104V+31.5Mo
(단, C, Ni, Mn, Si, V, Mo는 각각 해당 성분의 중량% 함량)
식 2:

식 3:

(단, T: 오스테나이트화 가열온도(K), time: 오스테나이트화 가열온도에서의 유지시간(초))

삭제

상기 마르텐사이트화시키는 단계가 종료되면, 상기 모재의 조직 중 잔류오스테나이트의 부피 분율이 1% 이상, 5% 미만이 되는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 의한 열간성형용 강재 및 이를 이용한 부재 제조방법에 따르면 다음과 같은 효과가 있다.

첫째, 인장강도, 연성, 점용접성이 우수한 강재를 제공할 수 있다.

둘째, 부재 제조시 열처리 온도를 낮출 수 있어 에너지 효율이 높다.

셋째, 아연 도금층의 산화층 두께를 감소시킴으로써 숏 블라스트 공정을 생략하여 에너지 및 공정 시간을 절감할 수 있다.

도 1은 본 발명의 스프링백 측정시 비교 방법을 나타낸 도면,
도 2는 본 발명의 실시예와 비교예에서 Zn 도금층의 산화물 두께를 비교한 사진,
도 3은 식 3의 수치와 산화물 두께에 따른 본 발명의 범위를 나타낸 그래프이다.

여기서 사용되는 전문용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분을 구체화하며, 다른 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소, 성분 및/또는 군의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.

다르게 정의하지는 않았지만, 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고, 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.

이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 의한 열간성형용 강재 및 이를 이용한 부재 제조방법에 대하여 설명하기로 한다.

이하에 기재된 %는 별도의 기재가 없는 한 모두 중량%를 의미한다.

위 목적을 달성하기 위하여 본 발명의 일 실시예에 따른 열간성형용 강재는, C: 0.1~0.3%, Si: 0.01~1%, Mn: 2~6%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.001~0.5%, N: 0.001~0.02%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 잔류오스테나이트의 부피 분율이 1% 이상, 5% 미만이며, 식 1로 정의되는 Ac3 온도가 650~750℃인 강재이다.

식 1: Ac3=910-203√C-30Mn+44.7Si
(단, C, Mn, Si 는 각각 해당 성분의 중량% 함량)

삭제

여기에 더해서, 필요에 따라 Cr+Mo: 0.001~2.0%, Ti+Nb+V: 0.001~0.2%, Cu+Ni: 0.005~2.0%, B: 0.0001~0.01% 중 선택된 1군 이상의 조성을 추가적으로 더 포함할 수 있다. 이들이 포함될 경우, 상술한 식 1 대신 식 1-1을 사용하게 된다.

식 1-1: Ac3=910-203√C-15.2Ni-30Mn+44.7Si+104V+31.5Mo

(단, C, Ni, Mn, Si, V, Mo는 각각 해당 성분의 중량% 함량)

각 원소 별 조성범위의 한정 이유는 다음과 같다.

C: 0.1~0.3%

C는 강도를 향상시키기 위해 필수적인 원소이고, 높은 연성을 확보하기 위해 반드시 필요한 잔류 오스테나이트를 확보하기 위하여 적정하게 첨가되어야 한다. C 함유량이 0.1% 미만에서는 충분한 강도 및 연성을 확보하기 곤란하고, 그 함량이 0.3%를 넘게 되면 강도가 지나치게 높아져 냉간 압연성 및 점용접성을 저하시키므로, C의 함량을 0.1~0.3%로 제한하고, 바람직하게는 0.1~0.25%, 보다 바람직하게는 0.1~0.2%로 제한한다.

Si: 0.01~1%

Si는 제강 공정에서 탈산제로서 첨가되고, 강도를 저하시키는 탄화물 생성을 억제하며, 마르텐사이트 생성 후 마르텐사이트 라스(lath) 입계로 탄소를 농화시켜 잔류오스테나이트를 확보하기 위하여 첨가된다. 그 함유량이 0.01% 미만에서는 이러한 효과를 기대하기 어렵고, 함량이 1%를 초과하게 되면 Zn 도금성을 크게 저하시키므로, Si의 함량은 0.01~1%가 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.01~0.6%로 제한한다.

Mn: 2~6%

Mn은 고용강화 효과를 통해 강도를 향상시키고, Ac3(승온 시 오스테나이트로 100% 변태하는 온도) 및 Ms(마르텐사이트 변태 시작 온도)를 를 하강시키는 역할을 한다. Mn 함유량이 2% 미만일 경우 이러한 효과를 기대하기 어렵고, 함량이 6%를 초과하면 열간성형 공정 전 강재의 강도가 지나치게 높게 올라가기 때문에 성형성이 저하된다. 또한, Mn은 비교적 고가의 원소로서 원가 상승으로 제조 경쟁력이 떨어지는 단점이 있다. 따라서, Mn의 함량은 2~6%로 제한하고, 바람직하게는 2~5.5%, 보다 바람직하게는 2~5%로 제한한다.

Al: 0.001~0.5%

Al은 Si과 더불어 제강 공정에서 탈산 작용을 하여 강의 청정도를 높일 수 있다. Al 함량이 0.001% 미만에서는 이러한 효과를 기대하기 어렵고, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 Ac3가 지나치게 상승하여 오스테나이트화시키기 위해 요구되는 가열 온도가 높아지는 문제가 있으므로, Al의 함량은 0.001~0.5%가 바람직하다.

P: 0.001~0.05%

P는 강 중에 불순물로서 존재한다. 그 최소 함량인 0.001% 미만으로 감소시키기 위해서는 많은 제조비용이 들고, 그 최대 함량인 0.05%를 초과할 경우 열간성형 부재의 용접성을 크게 취화시키므로, P의 함량은 0.001~0.05%로 제한하고, 바람직하게는 0.001~0.02%로 제한한다.

S: 0.0001~0.02%

S는 강 중에 불순물로서 존재한다. P와 마찬가지로 함량을 일정 미만으로 낮추기 위해서는 많은 제조비용이 들고, 과량 첨가될 경우 부재의 연성, 충격특성 및 용접성을 저해시키므로, S의 함량은 0.0001~0.02%로 제한하고, 바람직하게는 0.0001~0.01%로 제한한다.

N: 0.001~0.02%

N은 강 중에 불순물로서 존재한다. P 및 S와 마찬가지로 함량을 일정 미만으로 낮추기 위해서는 많은 제조비용이 들고, 함량이 0.02%를 초과하면 슬라브 연주시 크랙 발생이 증가하며 충격특성이 열위해진다. 따라서 N의 함량은 0.001~0.02%가 바람직하다.

Cr+Mo: 0.001~2.0%

Cr 및 Mo는 경화능 향상 및 석출강화 효과를 통한 강도 및 결정립 미세화를 위해 첨가된다. Cr 및 Mo에서 선택된 1종 이상의 합이 0.001% 미만일 경우 이러한 효과를 기대하기 힘들고, 2.0%를 초과하면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 용접성 저하 및 비용상승의 문제가 있기 때문에 Cr+Mo의 함량은 0.001~2.0%가 바람직하다.

Ti+Nb+V: 0.001~0.2%

Ti, Nb 및 V은 미세 석출물을 형성하여 열처리 부재의 강도를 향상시키고, 결정립을 미세화시켜 잔류 오스테나이트를 안정화시키며, 충격인성 향상에 효과가 있다. 그 합이 0.001% 미만에서는 이러한 효과를 기대하기 어렵고, 0.2%를 초과할 경우 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 원가 상승을 야기시키므로 Ti+Nb+V의 함량은 0.001~0.2%가 바람직하다.

Cu+Ni: 0.005~2.0%

Cu는 미세 석출물을 형성시켜 강도를 향상시키는 원소로서 첨가될 수 있다. 또한 Ni은 Cu 단독으로 첨가될 때 열간취성을 야기시킬 수 있기 때문에 필요에 따라 함께 첨가된다. Cu 및 Ni에서 선택된 1종 이상의 합이 0.005% 미만일 경우 이러한 효과를 기대하기 어렵고, 2.0%를 초과할 경우 원가 상승을 야기시키므로 Cu+Ni의 함량은 0.005~2.0%가 바람직하다.

B: 0.0001~0.01%

B은 소량의 첨가로도 경화능을 향상시킬 수 있을 뿐만 아니라, 구 오스테나이트(Prior Austenite) 결정립계에 편석되어 P, S의 입계편석에 의한 열간성형 부재의 취성을 억제할 수 있는 원소이다. 그러나, 0.0001% 미만에서는 이러한 효과를 기대하기 어렵고, 0.01%를 초과하면 그 효과가 포화되며 열간압연에서 취성을 야기시키기 때문에 B의 함량은 0.0001~0.01%로 제한하고, 보다 바람직하게는 0.0001~0.005%로 제한한다.

이하에서는 본 발명에 따른 열간성형용 강재를 제조하는 방법에 대해 설명한다.

본 발명의 조성 범위를 갖는 강 슬라브를 1000~1300℃에서 가열한 후 열간압연을 실시한다. 가열온도 1000℃ 미만에서는 슬라브 조직의 균질화가 되기 어렵고, 1300℃ 초과에서는 과다한 산화층 형성 및 제조비용 상승이 발생한다. 이후 열연 마무리 압연을 Ar3 온도 이상 1000℃이하에서 실시한다. 열연 마무리 압연온도가 Ar3 온도 이하에서는 페라이트-오스테나이트 이상역 압연이 되기 쉬어 표층 혼립 조직 및 판형성 제어에 어려움이 있다. 열연 마무리 압연온도가 1000℃ 초과에서는 열연 결정립 조대화가 발생하기 쉽다. 이후 Ms 온도 초과 750℃ 이하에서 코일을 권취하는 단계를 거친다. Ms 온도 이하에서는 열연재의 강도를 너무 높이기 때문에 후에 산세작업을 하는데 곤란함을 겪을 수 있다. 750℃ 초과 권취온도에서는 산화층의 두께가 과도하게 증가되는 문제점을 가지고 있다.

이와 같이 제조된 열연강판을 산세 및 냉간압연을 실시한다. 냉간압하율은 크게 한정하지 않지만, 소정의 두께를 얻기 위하여 30~80%를 실시할 수 있다. 필요시 냉간압연 전 냉간압연 부하를 줄이기 위하여 열연재 또는 미리 산세된 열연재에 대하여 상소둔(Batch annealing)을 실시할 수 있다. 이 때 상소둔 조건은 크게 한정하지 않지만, 열연재 강도를 낮추기 위하여 400~700℃에서 1~100시간 실시하여 냉간압연 부하를 줄일 수 있다.

냉간압연된 강판은 연속소둔 및 Zn 용융도금을 실시할 수 있다. 소둔 열처리 공정은 대해서는 크게 한정하지 않는다. 또한 냉간압연된 강판은 연속소둔 또는 상소둔에 이어서 Zn도금을 실시할 수 있다. Zn 도금은 GI 또는 GA와 같은 용융도금 또는 전기아연도금 어느쪽을 하여도 무방하다. 필요시 도금밀착성을 향상시키기 위하여 Zn 도금 전에 금속코팅을 실시할 수 있다. 강의 조직에 대한 자세한 설명은 후술한다.

한편, 열간성형용 강재를 이용한 부재 제조방법은, 모재를 제조하는 단계와, 모재를 가열하여 오스테나이트화시키는 단계 및 모재를 열간성형하면서 냉각시켜 마르텐사이트화시키는 단계를 포함한다.

모재는 앞서 설명한 열간성형용 강재로서, 이에 대한 설명은 여기서는 생략한다.

오스테나이트화시키는 단계 중에는, 식 2 및 식 3을 만족하는 오스테나이트화 가열온도 및 가열 유지시간을 가져야 한다.

식 2:

식 3:

또한 식 2에 기재된 Ac3 값은 상술한 식 1 또는 식 1-1을 만족하는 값이다. 즉, 식 2에 사용되는 Ac3의 값은 식 1 또는 식 1-1에 의해 계산된 수치인 것이다.

이렇게 제조된 부재는 1300MPa 이상의 높은 인장 강도를 가지게 된다.

식 1 및 식 1-1은 Ac3의 예측식으로서, C, Ni, Mn, Si, V, Mo의 함량에 따라 변화하며, 가열시 오스테나이트로 완전히 변태되는 온도를 예측하는 식이다.

이러한 식을 통해 단순히 Ac3를 예측하는 것뿐이 아니라, 강판의 경화능 및 용접성의 물성 또한 예측할 수 있다. 본 발명에서는 식 1 또는 식 1-1에 의해 계산된 Ac3가 650~750℃일 때 원하는 물성을 얻을 수 있다.

즉, Ac3 값이 750℃을 초과하면, 강판의 점용접성은 확보할 수 있지만, 가열 온도가 충분히 높지 않을 경우 오스테나이트화되지 않는 조직이 존재하여 이후 마르텐사이트화 등으로 강화되는 조직이 감소되고, 이에 따라 강도 및 연성이 저하된다. 이에 더불어, 희생전극으로 활용되는 Zn 도금을 할 경우, 750℃를 초과하여 열처리하면 Zn 도금층이 산화되고 깨어지는 문제가 발생하기 때문에, 용접을 위해서는 도금층을 깍아내는 숏 블라스팅이 강제되는 것이다.

Ac3 값이 650℃에 미달할 경우, 보다 낮은 온도에서 열처리를 수행할 수 있기 때문에 Zn 도금층의 산화층 두께를 최소화시킬 수 있고, 이에 따라 도금층을 제거하지 않은 상태에서 점용접이 가능하지만, 이렇게 낮은 Ac3 값을 얻기 위해서는 많은 양의 합금원소를 첨가해야 한다. 그러나 많은 양의 합금원소의 첨가에 의해 강재의 원가가 상승함은 물론, 이러한 합금 원소가 강재 자체의 점용접성을 저하시키고, 성형성이 저하되어 스프링백(springback) 현상이 심해지는 문제가 있다.

통상의 열간성형 부재는 마르텐사이트를 주상으로 하고 페라이트와 베이나이트의 형성을 억제하기 위하여 오스테나이트 단상역까지 가열한 후 열간성형과 동시에 Mf 온도 미만까지 급랭시켜 초고강도를 갖는 부재를 제조한다.

본 발명에서는 강재의 성분 및 미세조직을 제어하여 Ac3를 낮춤으로써, 오스테나이트 단상역에 도달하는 온도를 낮출 수 있다. 이를 통해, 보다 낮은 온도에서 열처리 및 성형을 수행하면서도, 초고강도를 확보할 수 있는 것이다.

이에 더해, 미세한 구오스테나이트(Prior Austenite) 결정립 크기를 확보할 수 있어 우수한 충격특성 및 연성을 가질 수 있고, 비교적 낮은 온도에서 열처리 및 성형을 수행함에 따라 Zn 산화층의 형성을 최소화할 수 있다. 이에 따라 열간성형 부재의 산화물을 제거하기 위한 공정의 하나인 shot blast 공정을 생략할 수 있는 장점이 있다.

본 발명에 따른 모재는 오스테나이트화 및 급랭 과정을 거치면서, 마르텐사이트의 주상에 1 부피% 이상, 5 부피% 미만의 잔류오스테나이트를 포함하도록 구성된다. 잔류오스테나이트 분율이 1 부피% 미만일 경우 충분한 연성을 확보하기 어렵고, 5 부피% 이상으로 높이기 위해서는 C, Mn 등의 함량을 증가시켜 오스테나이트를 안정화시켜야 하나, 이는 점용접성의 저하를 가져오는 문제점이 있다.

또한 열처리 온도를 Ac3 이하로 유지하여 페라이트-오스테나이트 이상역에서 온간성형하여 잔류오스테나이트 분율을 상승시킬 수도 있지만, 이 경우 형상동결성이 저하되어 스프링백 현상이 심해지고, 성형부하가 높아지는 문제가 발생하게 된다.

모재에는 마르텐사이트와 잔류오스테나이트 이외에도 페라이트, 베이나이트를 일부 포함할 수 있다. 강재를 Ac3온도 이상으로 가열하더라도, C 및 Mn이 덜 농화된 부분에서는 국부적으로 Ac3 온도가 높아지기 때문에, 이 부분에서는 페라이트 및 베이나이트가 남아있을 수 있는 것이다. 다만 페라이트와 베이나이트의 부피 분율 합계는 5% 미만인 것이 바람직하다. 그 합계가 5% 이상이 되면 강도가 저하되어 내충돌성을 확보하기 어렵기 때문이다.

이하에서는 본 발명에 따른 부재 제조방법에 대해 설명한다.

우선 본 발명에 따라 제조된 열간성형용 강재를 1~1000℃/초의 속도로 가열하여 오스테나이트 단상역에 이르게 한다. 이때 가열로 내에서 오스테나이트화 가열온도가 식 2를 만족하는 범위 안에 있어야 한다. 식 2에서의 오스테나이트화 가열온도 및 Ac3의 단위는 ℃이다.

식 2:

식 2에서 오스테나이트화 가열온도가 Ac3+30℃보다 낮을 경우, 강재가 오스테나이트 단상역까지 가열되기는 하지만, 강 내에서 국부적으로 C, Mn의 함량이 낮은 부분에서는 오스테나이트로의 변태가 완전하게 이루어지지 않을 수 있다. 이렇게 되면 조직 내에 구 페라이트가 잔존함으로써 충분한 항복강도를 확보하기 어려울 뿐만 아니라, 부재의 스프링백이 심화되어 형성동결성을 확보하기가 어려워진다.

반면 오스테나이트화 가열온도가 Ac3+120℃를 초과할 경우, 강도 및 성형성을 확보할 수는 있지만, Zn 도금층 표면에 산화물이 과다하게 생성되어 점용접성을 저하시키게 된다.

또한, 오스테나이트화 가열온도에서의 유지시간은 식 3을 만족해야 한다.

식 3:

식 3의 결과값이 3을 초과하면, 도금층 표면에서 생성되는 산화층의 두께가 3㎛를 초과하게 되어 점용접성을 확보하기 어렵다. 산화층은 주로 아연산화물로 이루어져 있고 그 외에 망간산화물, 철산화물 등으로 구성되어 있어 점용접 시 전기 비저항값을 현저히 상승시키기 때문에 점용접성이 저하되는 것으로 판단된다. 이후 프레스로 열간성형과 동시에 열간성형 부재를 1~1000℃/초의 냉각속도로 Mf 온도 이하까지 냉각하여 최종 열간성형 부재를 제조한다. 여기서 냉각속도는 1000℃/초를 초과하게 하기 위해서는 과도한 설비투자가 필요할 뿐만 아니라, 그 효과는 큰 차이가 없다. 냉각속도는 너무 낮으면 생산성의 문제가 있기 때문에 1℃/초 이상으로 할 필요가 있다.

이하에서는 본 발명의 실시예 및 비교예에 대해 설명한다.

화학성분 (중량 %)									Ac3 (℃)
강종	C	Si	Mn	P	S	Al	N	기타	Ac3 (℃)
A	0.18	0.2	3.8	0.015	0.0030	0.03	0.0033	-	719
B	0.18	0.6	4.1	0.015	0.0030	0.03	0.0032	Cr: 0.2	728
C	0.15	0.1	5.0	0.014	0.0025	0.03	0.0042	Ti: 0.03	686
D	0.16	0.6	5.0	0.014	0.0025	0.04	0.0040	Nb: 0.03	706
E	0.18	0.1	3.9	0.014	0.0030	0.03	0.0034	Mo: 0.1	714
F	0.18	0.6	4.0	0.015	0.0030	0.03	0.0040	V: 0.11	742
G	0.13	0.1	4.0	0.014	0.0026	0.04	0.0035	Cu: 0.5	721
H	0.20	0.3	4.0	0.016	0.0031	0.03	0.0038	Ni: 0.2	710
I	0.23	0.2	3.0	0.015	0.0035	0.04	0.0028	B: 0.0025	732
J	0.23	0.2	1.2	0.014	0.0024	0.03	0.0038	Cr: 0.15 Ti: 0.03 B: 0.0021	786
K	0.08	0.1	5.1	0.014	0.003	0.04	0.0040	-	704
L	0.32	1.6	5.0	0.014	0.003	0.04	0.0040	Nb: 0.03	717
M	0.03	0.1	9.1	0.013	0.003	0.02	0.0040	Cu: 0.05	606

강 종	번 호	도 금	열처리조건		기계적 성질			식 3	산화층 두께 (㎛)	점 용 접 성	스 프 링 백	비고
강 종	번 호	도 금	온도 (℃)	유지 (초)	TS (MPa)	El (%)	잔류γ 분율(%)	식 3	산화층 두께 (㎛)	점 용 접 성	스 프 링 백	비고
A	1	GI	800	60	1662	7.8	3.1	1.5	1.8	○	○	실시예
	2	GI	900	60	1726	6.2	2.1	10.7	8.0	X	○	비교예
	3	GI	800	540	1635	8.7	4.0	4.4	4.1	X	○	비교예
	4	HR	800	60	1622	10.3	3.5	1.5	1.7	○	○	실시예
B	5	GA	800	60	1677	7.7	1.5	1.5	1.9	○	○	실시예
C	6	EG	780	60	1653	9.6	4.0	0.9	1.4	○	○	실시예
C	7	EG	700	60	1105	15.7	10.7	0.1	1.0	○	△	비교예
D	8	GA	800	60	1675	8.7	4.8	1.5	2.2	○	○	실시예
E	9	GA	810	60	1702	7.1	2.1	1.8	2.3	○	○	실시예
F	10	GI	820	90	1618	8.2	3.2	2.8	2.8	○	○	실시예
G	11	GI	790	60	1498	8.7	2.7	1.2	1.6	○	○	실시예
H	12	GA	770	60	1762	9.4	4.2	0.8	1.2	○	○	실시예
I	13	GA	820	60	1631	7.1	1.8	2.3	2.6	○	○	실시예
J	14	GI	890	60	1621	6.2	0.3	8.9	7.2	X	-	비교예
K	15	GA	700	60	1031	18.2	7.8	0.1	0.9	○	△	비교예
L	16	EG	700	60	1102	26.6	10.9	0.1	0.8	X	X	비교예
M	17	GI	500	90	1052	16	6.9	0.0002	0.3	X	X	비교예
* 점용접성: 전류 1kA 이상(○), 전류 1kA 미만(X) * 스프링백: 4도 미만(○), 4~8도(△), 8도 초과(X)

표 1에는 본 발명의 조성을 만족하는 강(강종 A~I)과 만족하지 않는 강(강종 J~M)이 나타나 있고, 표 2에는 본 발명의 열처리 조건을 만족하는 실시예(번호 1, 4, 5, 6, 8~13) 및 비교예(번호 2, 3, 7, 14~17)가 나타나 있다.

실험용 시편을 제조하기 위해, 표 1과 같은 조성을 갖는 두께 40mm 슬라브를 진공 용해하고, 가열로에서 1200℃, 1시간 동안 가열한 후 열간압연을 통해 최종 두께 3mm 열연강판을 제조하였다. 다만, 냉간압연을 실시하지 않는 강판은 1.6mm 두께로 최종 열간압연 되었다. 이 때 열간압연 조건은 900℃에서 열간압연을 종료하였으며, 노냉온도는 680℃로 하였다. 이후 열간압연된 두께 1.6mm 강판은 산세 후 열간성형 모사를 실시하였다.

나머지 3mm 두께 열연강판은 냉간압연을 위하여 산세되고, 냉간압하율을 50%로 하여 냉간압연을 실시하였다. 특히 강종 D는 냉간압연성을 향상시키기 위하여 산세 및 냉간압연 전 열연재를 상소둔 열처리를 실시하였다. 상소둔 열처리 조건은 30℃/시간으로 승온하고 600도에서 10시간 동안 유지 후 상온까지 냉각하였다.

냉각압연된 강판은 780℃에서 연속 소둔을 행한 후 Zn 도금을 실시하였다. 특히 강종 C는 냉간압연된 강판을 다시 상소둔 열처리 하여 전기아연 도금을 실시하였다.

상기와 같이 제조된 강판을 이용하여, HAT 모양의 부품을 제조하여 열간성형 공정 모사를 실시하였다. 이 때 가열로는 대기 분위기이었다. 열전대가 부착된 강판은 미리 목표 온도로 가열된 가열로에 장입 후 오스테나이트화 가열온도에 도달 후 목표로 하는 유지시간이 지난 후 가열로에서 꺼내어 12초간 공냉 후 프레스로 열간성형 및 급냉을 실시하여 HAT 부품을 제조하였다. 이 때 가열로 내 승온속도는 평균 6℃/초이고, 급냉 냉각속도는 평균 80℃/초이었다.

이렇게 얻어진 시편을 이용하여 인장시험, 조직관찰, XRD 및 점용접성 등을 평가하였다. 인장시험은 JIS 5호 시편을 이용하였고 시험속도는 분당 10mm로 하였다. 산화층 두께는 SEM을 이용하여 표면으로부터 5 군데의 두께를 측정하여 평균값을 취하였다. 잔류오스테나이트 분율은 Cu target X선 회절시험으로부터 얻어진 오스테나이트와 마르텐사이트 피크의 적분강도로부터 아래 식 4를 이용하여 계산되었다.

식 4:

점용접성은 ISO 18278-2에 의해 전류 범위가 1kA이상일 때 ○, 1kA 미만일 때 X로 평가하였다. 스프링백은 HAT 부품 형상에서 강종 J 부품을 기준으로 하여 벌어진 각도를 측정하였다. 이 때 벌어진 각도가 4도 이하 (○), 4~8도 이하(△) 및 8도 초과 (X)로 평가되었다. 이는 도 1에 도시된 바와 같이 HAT 형상의 부재에서 강종 J와의 사이에서 벌어진 각도를 이용하는 것이다.

강종 J를 기준으로 하는 이유는, 강종 J(번호 14)가 종래에 일반적으로 사용되는 조성 및 열처리 조건으로 제조되었기 때문이다.

표 1에서 발명 조성에 해당하는 강종 A~I는 Ac3 온도가 650~750℃인 반면, 비교예에 해당하는 강종 J는 Ac3 온도가 780℃로 높고, M은 Ac3 온도가 606℃로 낮다. 강종 K와 L의 Ac3 온도는 본 발명에서 제한하는 조건에 부합하지만, C 또는 Si 함량이 제한하는 범위에서 벗어난다. 각각의 강재를 이용하여 HAT 형상의 부재로 열간성형한 후 나타나는 특성이 표 2에 나타난다. GI로 제조된 A 와 J 강종을 Ac3+120℃를 초과하는 온도에서 열간성형할 경우 과다한 산화층 두께로 인하여 점용접성을 확보하기 어렵다는 것을 알 수 있다. 도 2는 A-1(발명예)과 A-2(비교예)의 도금층 비교 사진이다. 도 2에 나타난 발명예의 도금층 두께가 비교예 도금층 두께에 비해 얇은 것을 알 수 있다.

열처리 온도가 적정하더라도, 열처리 시간이 식 3의 조건을 만족하지 않을 경우 역시 산화층이 두껍게 생성되어 원하는 점용접 전류범위를 확보하기 어렵다.

강종 C를 지나치게 낮은 가열온도에서 열간성형시킨 C-7의 경우에는 스프링백이 심하게 발생하여 형상동결성을 확보하기 어려워진다.

비교예인 강종 K 및 L은 이상역에서 열간성형한 후 부품에 많은 잔류오스테나이트가 포함되어 높은 연성을 확보할 수 있지만, 인장강도가 1300MPa 미만으로서 충분한 강도를 확보하기 어려울 뿐만 아니라, 스프링백이 현저히 증가하는 문제점을 가지고 있다.

강종 L은 산화층이 얇게 형성되어 있지만, 강판 내에 많은 C와 Si로 인해 적정한 점용접성을 확보하기 어렵고, 강종 M은 Mn이 과량 첨가되어 매우 낮은 Ac3와 높은 연성을 확보할 수 있지만, 강도가 낮고 합금 성분에 의해 점용접성의 저하와 스프링백 발생 현상이 심해진다.

식 3의 결과값과 산화층 두께에 의해 변화되는 점용접성 관계를 나타내는 그래프가 도 3에 도시되어 있다.

도시된 바와 같이, 산화층 두께가 3㎛ 이하의 범위에서는 우수한 점용접성을 확보할 수 있는 반면, 이를 초과할 경우 점용접성이 저하되는 것을 알 수 있다.

이상 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 실시예를 설명하였지만, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명이 그 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다.

그러므로 이상에서 기술한 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다. 본 발명의 범위는 상기 상세한 설명보다는 후술하는 특허청구범위에 의하여 나타내어지며, 특허청구범위의 의미 및 범위 그리고 그 균등 개념으로부터 도출되는 모든 변경 또는 변경된 형태가 본 발명의 범위에 포함되는 것으로 해석되어야 한다.

Claims

중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.01~1%, Mn: 2~6%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.001~0.5%, N: 0.001~0.02%를 포함하고, Cr, Mo, Ti, Nb, V, Cu, Ni, B 중 1종 이상을 더 포함하되, 중량%로, Cr+Mo: 0.001~2.0%, Ti+Nb+V: 0.001~0.2%, Cu+Ni: 0.005~2.0%, B: 0.0001~0.01%를 만족하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 모재; 및
상기 모재의 표면에 형성된 Zn 도금층;을 포함하고,
상기 모재는, 하기 식 1-1로 정의되는 Ac3 온도가 650~750℃이며,
상기 Zn 도금층은, 하기 식 1-1 및 식 2를 만족하는 오스테나이트화 가열온도에서 열간성형된 후 형성되는 산화층 두께가 3㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 열간성형용 강재.
식 1-1: Ac3=910-203√C-15.2Ni-30Mn+44.7Si+104V+31.5Mo
(단, C, Ni, Mn, Si, V, Mo는 각각 해당 성분의 중량% 함량)
식 2:
삭제
청구항 1에 있어서,
상기 모재는, 인장강도가 1300MPa 이상인 것을 특징으로 하는, 열간성형용 강재.
중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.01~1%, Mn: 2~6%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.001~0.5%, N: 0.001~0.02%를 포함하고, Cr, Mo, Ti, Nb, V, Cu, Ni, B 중 1종 이상을 더 포함하되, 중량%로, Cr+Mo: 0.001~2.0%, Ti+Nb+V: 0.001~0.2%, Cu+Ni: 0.005~2.0%, B: 0.0001~0.01%를 만족하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 식 1-1로 정의되는 Ac3 온도가 650~750℃인 모재를 제조하는 단계;
상기 모재의 표면에 Zn을 도금시키는 단계;
상기 모재를 가열하여 오스테나이트화시키는 단계; 및
상기 모재를 열간성형하면서 냉각시켜 마르텐사이트화시키는 단계;를 포함하고,
상기 오스테나이트화시키는 단계는, 하기 식 1-1 및 식 2를 만족하는 오스테나이트화 가열온도까지 가열하고, 하기 식 3을 만족하는 유지시간 동안 오스테나이트화 가열온도에서 유지시키는 것을 특징으로 하는, 열간성형용 강재를 이용한 부재 제조방법.
식 1-1: Ac3=910-203√C-15.2Ni-30Mn+44.7Si+104V+31.5Mo
(단, C, Ni, Mn, Si, V, Mo는 각각 해당 성분의 중량% 함량)
식 2:

식 3:

(단, T: 오스테나이트화 가열온도(K), time: 오스테나이트화 가열온도에서의 유지시간(초))
삭제
삭제
청구항 4에 있어서,
상기 마르텐사이트화시키는 단계가 종료되면, 상기 모재의 조직 중 잔류오스테나이트의 부피 분율이 1% 이상, 5% 미만이 되는 것을 특징으로 하는, 열간성형용 강재를 이용한 부재 제조방법.