KR101858868B1 - 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판, 열간성형 부재 및 그들의 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.15~0.4%, Si: 0.05~1.0%, Mn: 0.6~3.0%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.01~0.1%, N: 0.001~0.02%, B: 0.001~0.01%, Cr: 0.01~0.5%, Ti: 0.01~0.05%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판; 및
상기 소지강판 표면에 형성된 Al-Si 도금층;을 포함하고,
상기 소지강판의 표층부에서 탄소 고갈층의 두께는 5㎛ 이하인 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판에 관한 것이다.
(상기 표층부는 소지강판 표면으로부터 200㎛ 깊이까지의 영역을 의미하며, 상기 탄소 고갈층은 소지강판의 평균 C 함량(C0)의 50% 이하인 영역을 의미함.)

Description

충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판, 열간성형 부재 및 그들의 제조방법{PLATED STEEL SHEETS FOR HOT PRESS FORMING HAVING EXCELLENT IMPACT TOUGHNESS, HOT PRESS FORMED PARTS, AND METHODS OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 내충격특성이 요구되는 자동차 부품 등에 바람직하게 적용될 수 있는 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판, 열간성형 부재 및 그들의 제조방법에 관한 것이다.
고강도의 열간성형 부재는 최근에 자동차 경량화를 통한 연비 향상 및 승객 보호 등의 목적으로 자동차의 구조 부재에 많이 적용되고 있다.
이러한 열간성형 부재에 관한 대표적인 기술로서는 특허문헌 1이 있다. 특허문헌 1에서는 Al-Si 도금강판을 850℃ 이상으로 가열한 후 프레스에 의한 열간성형 및 급냉에 의해 부재의 조직을 마르텐사이트로 형성시킴으로써, 인장강도가 1600MPa을 넘는 초고강도를 확보하고 있다. 이러한 초고강도 확보를 통하여 자동차의 경량화를 손쉽게 달성할 수 있는 장점이 있다.
그러나 특허문헌 1에 따를 경우, 충돌시 높은 강도로 인한 충격 특성이 상대적으로 열위하며, 일부에서는 열간성형 조건 등에 따라서는 비정상적으로 낮은 충격특성을 나타내는 현상이 나타남에 따라, 충격특성이 우수한 열간성형 부재의 개발에 대한 요구가 증가하였다.
이에 특허문헌 2에서는 열간성형용 강판에 있어 Ca/S비를 조절하여 개재물을 구상화하고, Nb와 같은 합금원소를 첨가하여 결정립 미세화를 통한 열간성형 후 충격특성을 향상시키는 기술을 제안하고 있다.
그러나, 특허문헌 2는 일반적인 철강 소재의 충격특성을 개선하기 위한 개재물 제어 및 결정립 크기 제어에 대한 내용으로 실제 열간성형 시 발생하는 낮은 충격특성을 개선하기 어려운 것으로 평가되고 있다.
따라서, 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판, 열간성형 부재 및 그들의 제조방법에 관한 개발이 요구되고 있는 실정이다.
US 6296805 B1 KR 10-2010-0047011 A
본 발명의 일 측면은 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판, 이를 이용한 열간성형 부재 및 그들의 제조방법을 제공하기 위함이다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.15~0.4%, Si: 0.05~1.0%, Mn: 0.6~3.0%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.01~0.1%, N: 0.001~0.02%, B: 0.001~0.01%, Cr: 0.01~0.5%, Ti: 0.01~0.05%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판; 및
상기 소지강판 표면에 형성된 Al-Si 도금층;을 포함하고,
상기 소지강판의 표층부에서 탄소 고갈층의 두께는 5㎛ 이하인 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판에 관한 것이다.
(상기 표층부는 소지강판 표면으로부터 200㎛ 깊이까지의 영역을 의미하며, 상기 탄소 고갈층은 소지강판의 평균 C 함량(C0)의 50% 이하인 영역을 의미함.)
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.15~0.4%, Si: 0.05~1.0%, Mn: 0.6~3.0%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.01~0.1%, N: 0.001~0.02%, B: 0.001~0.01%, Cr: 0.01~0.5%, Ti: 0.01~0.05%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050~1300℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 800~950℃로 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 마무리 열간압연 종료 후 30초 이내에 냉각을 개시하고, 450~750℃에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 740~860℃로 가열하여 이슬점 온도가 -70~-30℃인 분위기에서 소둔하는 단계; 및
상기 소둔된 열연강판을 Al-Si 도금욕에 침지하여 도금하는 단계;를 포함하는 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판의 제조방법에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 또 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.15~0.4%, Si: 0.1~1%, Mn: 0.6~3.0%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.01~0.1%, N: 0.001~0.02%, B: 0.001~0.01%, Cr: 0.01~0.5%, Ti: 0.01~0.05%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 모재; 및
상기 모재 표면에 형성된 Al-Si 도금층;을 포함하고,
상기 모재의 표층부에 탄소 농화층이 형성되어 있는 충격특성이 우수한 열간성형 부재에 관한 것이다.
(상기 표층부는 모재 표면으로부터 200㎛ 깊이까지의 영역을 의미하며, 상기 탄소 농화층은 모재의 평균 C 함량(C0)의 110% 이상인 영역을 의미함.)
또한, 본 발명의 또 다른 일 측면은 본 발명의 열간성형용 도금강판의 제조방법에 의해 제조된 도금강판을 Ac3~980℃의 온도범위까지 가열하여 1~1000초간 유지하는 가열 단계; 및
상기 가열된 도금강판을 프레스로 성형함과 동시에 1~1000℃/sec의 냉각속도로 Mf 이하까지 냉각하는 열간성형 단계;를 포함하는 열간성형 부재의 제조방법에 관한 것이다.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.
본 발명에 의하면, 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판, 이를 이용한 열간성형 부재 및 그들의 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 실시예인 열간성형 부재들의 모재 표층부 C 농화층 두께에 따른 TS×IE값을 나타낸 그래프이다.
도 2는 실시예 중 A1-1(발명예)과 A2-1(비교예)의 열간성형 부재의 벽부에서의 나이탈 에칭한 후 미세조직을 촬영한 사진이다.
도 3은 A1-1(발명예)의 열간성형 전, 후 GDS 분석을 통한 주요 성분의 농도 프로파일을 나타낸 결과이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 발명자들은 종래의 열간성형 부재는 충격특성이 열위한 문제점이 있으며, 일반적인 철강 소재의 충격특성을 개선하기 위한 개재물 제어 및 결정립 크기 제어로는 실제 열간성형 시 발생하는 낮은 충격특성을 개선하는데 한계가 있음을 인지하고, 이를 해결하기 위하여 깊이 연구하였다.
실제 열간성형 시 발생하는 낮은 충격특성의 원인은 열간성형 시 국부적으로 형성되는 표층부의 페라이트의 존재에 기인하며, 이러한 국부적인 표층 페라이트가 형성될 경우에는 충격이 가해졌을 때 변형이 페라이트에 집중되어 쉽게 파단에 이르게 된다.
이러한 현상은 실제 부품에서 매우 중요한 부분인데, 실제 부품은 복잡한 형상을 가지고 있으며, 금형의 이동 방향에 수직하게 완전히 금형에 접촉하는 평면부가 있는 반면에, 금형의 이동 방향에 평행하거나 작은 각도로 경사지게 접촉 되는 벽부가 존재하게 되는데, 이러한 벽부의 경우에는 부품 형상에 따라 금형 접촉이 불충분 하거나, 열간 성형에 따른 상변태 촉진으로 모재 표층에 쉽게 페라이트가 형성될 수 있는 조건이 되기 때문이다.
이에 본 발명자들은 충격 특성이 우수한 열간성형 부재를 제조하기 위해서는 열간성형 시 수반되는 표층 페라이트와 같은 충격특성 열위 인자를 최소화 하여야 하며, 이를 위해서는 표층부에 국부적인 경화능 향상을 도모함으로써 가능하다는 결론을 얻었다. 이에 열간성형시 모재 표층에 탄소 농화층을 형성함으로써, 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판, 열간성형 부재 및 그들의 제조방법을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판은 중량%로, C: 0.15~0.4%, Si: 0.05~1.0%, Mn: 0.6~3.0%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.01~0.1%, N: 0.001~0.02%, B: 0.001~0.01%, Cr: 0.01~0.5%, Ti: 0.01~0.05%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판; 및 상기 소지강판 표면에 형성된 Al-Si 도금층;을 포함하고, 상기 소지강판의 표층부에서 탄소 고갈층의 두께는 5㎛ 이하이다.
(상기 표층부는 소지강판 표면으로부터 200㎛ 깊이까지의 영역을 의미하며, 상기 탄소 고갈층은 소지강판의 평균 C 함량(C0)의 50% 이하인 영역을 의미함.)
먼저, 본 발명의 도금강판의 소지강판, 열간성형 부재의 모재 및 제조방법의 슬라브에 공통적으로 적용되는 본 발명의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하 각 원소 함량의 단위는 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
C: 0.15~0.4%
C는 열처리 부재의 강도를 상향시키기 위해 필수적인 원소이다.
C 함량이 0.15% 미만인 경우에는 충분한 강도를 확보하기 어렵다. 반면에, C 함량이 0.4% 초과인 경우에는 열연재를 냉간압연할 때 열연재 강도가 너무 높아 냉간압연성이 크게 열위하게 될 뿐만 아니라, 점용접성을 크게 저하시킬 수 있다.
Si: 0.05~1.0%
Si는 제강에서 탈산제로 첨가되어야 할 뿐만 아니라, 고용강화 원소이자 탄화물 생성 억제원소로 열간성형 부재의 강도 상승에 기여하며, 재질 균일화에 효과적인 원소이다.
Si 함량이 0.05% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에, Si 함량이 1.0% 초과인 경우에는 소둔 중 강판 표면에 생성되는 Si산화물에 의해 Al 도금성을 크게 저하시킬 수 있다.
Mn: 0.6~3.0%
Mn은 고용강화 효과를 확보할 수 있을 뿐만 아니라, 열간성형 부재에 있어서 마르텐사이트를 확보하기 위한 임계냉각속도를 낮추기 위하여 첨가될 필요가 있다.
Mn 함량이 0.6% 미만인 경우에는 상기 효과를 얻는데 한계를 가지고 있다. 반면에, Mn 함량이 3.0% 초과인 경우에는 열간성형 공정 전 강판의 강도 상승으로 냉간압연성이 떨어질 뿐만 아니라, 합금철 원가 상승 및 점용접성이 열위하게 되는 문제점이 있다.
P: 0.001~0.05%
P는 불순물로서, P 함량을 0.001% 미만으로 제어하기 위해서는 많은 제조비용이 들고, P 함량이 0.05% 초과인 경우에는 열간성형 부재의 용접성을 크게 저하시킨다. 따라서 P 함량은 0.001~0.05%인 것이 바람직하다.
S: 0.0001~0.02%
S는 불순물로서, S 함량을 0.0001% 미만으로 제어하기 위해서는 많은 제조비용이 들고, S 함량이 0.02% 초과인 경우에는 열간성형 부재의 연성, 충격특성 및 용접성을 저하시킨다. 따라서 S 함량은 0.0001~0.02%인 것이 바람직하다.
Al: 0.01~0.1%
Al은 Si과 더불어 제강에서 탈산 작용을 하여 강의 청정도를 높이는 역할을 하는 원소이다.
Al 함량이 0.01% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하고, 0.1% 초과인 경우에는 연주공정 중 형성되는 과다한 AlN에 의한 고온연성이 떨어져, 슬라브 크랙이 발생하기 쉬운 문제점이 있다.
N: 0.001~0.02%
N은 강 중에 불순물로 포함된다. N 함량을 0.001% 미만으로 제어하기 위해서는 많은 제조비용을 들고, N 함량이 0.02% 초과인 경우에는 연주공정 중 형성되는 과다한 AlN에 의한 고온연성이 떨어져, 슬라브 크랙이 발생하기 쉬운 문제점이 있다.
B: 0.001~0.01%
B은 소량의 첨가로도 경화능을 향상시킬 수 있을 뿐만 아니라, 구오스테나이트 결정립계에 편석되어 P 또는/및 S의 입계편석에 의한 열간성형 부재의 취성을 억제할 수 있는 원소이다.
B 함량이 0.001% 미만에서는 이러한 효과를 얻기가 어렵고, 0.01% 초과인 경우에는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 열간압연에서 취성을 야기시킬 수 있다.
Cr: 0.01~0.5%
Cr은 Mn, B 등과 같이 강의 경화능을 확보하기 위하여 첨가된다.
Cr 함량이 0.01% 미만인 경우에는 충분한 경화능을 확보하기 어렵고, 0.5% 초과인 경우에는 경화능은 충분히 확보 가능하나, 그 특성이 포화될 뿐만 아니라 강판 제조 비용이 상승할 수 있다.
Ti: 0.01~0.05%
Ti는 강에 불순물로 잔존하는 질소와 결합하여 TiN을 생성시킴으로써, 경화능 확보에 필수적인 고용 B을 잔류시키기 위하여 첨가된다.
Ti함량이 0.01% 미만인 경우에는 그 효과를 충분히 기대하기 어렵고, 0.05% 초과인 경우에는 그 특성이 포화될 수 있을 뿐만 아니라 강판 제조 비용이 상승할 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
이때, 상술한 합금조성 외에 Mo, Nb 및 V 중에서 선택된 1종 이상을 그 합계가 0.01~0.5중량%가 되도록 추가로 포함할 수 있다.
Mo, Nb 및 V은 미세 석출물 형성을 통한 석출강화 효과를 통한 강도 상승 및 결정립 미세화에 의한 충격인성 증가에 기여하는 원소들이다. 그 합계가 0.01% 미만인 경우에는 상술한 효과를 기대하기 어렵고, 그 합계가 0.5% 초과인 경우에는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 제조 비용 상승을 야기시킬 수 있다.
본 발명의 열간성형용 도금강판은 소지강판의 표층부에서 탄소 고갈층의 두께가 5㎛ 이하인 것이다. 상기 표층부는 소지강판 표면으로부터 200㎛ 깊이까지의 영역을 의미하며, 상기 탄소 고갈층은 소지강판의 평균 C 함량(C0)의 50% 이하인 영역을 의미한다.
소지강판의 표층부에서 탄소 고갈층의 두께가 5㎛ 초과인 경우에는 최종 열간성형 후 모재의 표층부에 탄소 농화층을 충분히 형성시키기 어렵다.
이때, 상기 소지강판은 중심부의 탄화물 분율(Fc)과 표층부 탄화물 분율(Fs)의 비(Fs/Fc)가 0.7~1.3일 수 있다. 상기 표층부는 소지강판 표면으로부터 200㎛ 깊이까지의 영역을 의미하며, 상기 중심부는 소지강판의 두께 중심으로부터 -100㎛~+100㎛인 영역을 의미한다.
소지강판에 존재하는 탄화물은 열간성형 시 용해되어 탄소를 공급하는 역할을 한다. 상기 Fs/Fc가 0.7 미만인 경우에는 열간 성형시 모재 표층에 충분한 탄소 농화층을 형성하기 어렵다. 반면에, Fs/Fc를 1.3 초과인 경우에는 탄소 농화층은 충분히 형성할 수 있으나, Fs/Fc를 1.3 초과로 제어하기 위해서는 소둔전 침탄처리 등 특수한 처리가 필요하여 제조비용이 상승하는 문제가 있다.
한편, 상기 소지강판의 미세조직은 특별히 한정할 필요는 없으나, 예를 들어 면적분율로 펄라이트 10~40%, 페라이트 50~90% 및 마르텐사이트 20% 이하를 포함할 수 있다.
본 발명의 열간성형용 도금강판은 소지강판 표면에 형성된 Al-Si 도금층을 포함한다. Al-Si 도금층은 열간 성형시 표면 탈탄을 억제하고, 내식성을 향상시키는 역할을 한다.
이때, 상기 도금층은 중량%로, Si: 6~12%, Fe: 1~4%, 나머지 Al 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 특별히 한정할 필요는 없으나, 하술하는 바와 같이 도금욕의 조성을 제어하여야 하기 때문이다. 하술하는 도금욕의 조성과 거의 동일한 도금층이 형성되게 되며, 도금욕보다 Fe 함량이 약간 높을 수 있으나, 상기 범위를 만족한다.
Si함량이 6% 미만이면, 도금욕의 유동성이 저하되어 균일한 도금층 형성이 어려운 문제가 있다. 반면, Si함량이 12%를 초과하면 도금욕의 용융온도가 올라가서 도금욕 관리 온도를 상향해야 하는 문제점이 있다. 도금욕 중 Fe는 도금 과정에서 강판으로부터 도금욕에 용해가 되어 존재하게 된다. 도금욕의 Fe함량이 1% 미만을 유지하기 위해서는 용해되어 나오는 Fe를 희석시키기 위해 과도한 제조 비용이 발생하는 문제가 있고, Fe 함량이 4%를 초과하면 도금욕에 드로스라고 하는 FeAl 화합물 형성이 용이하여 도금 품질을 저하시키기 때문에 4% 이하로 관리할 필요가 있다.
또한, 상기 도금층의 두께는 10~45㎛일 수 있다.
상기 도금층의 두께가 10㎛ 미만인 경우에는 열간성형 부재의 내식성을 확보하기 어려우며, 45㎛ 초과인 경우에는 과도한 도금 부착량으로 인하여 제조원가가 상승할 뿐만 아니라, 도금량이 코일 전폭 및 길이 방향으로 균일하도록 도금하기가 용이하지 않기 때문이다.
충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판의 제조방법
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면인 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판의 제조방법은 상술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 1050~1300℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 800~950℃로 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 마무리 열간압연 종료 후 30초 이내에 냉각을 개시하고, 450~750℃에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 740~860℃로 가열하여 이슬점 온도가 -70~-30℃인 분위기에서 소둔하는 단계; 및 상기 소둔된 열연강판을 Al-Si 도금욕에 침지하여 도금하는 단계;를 포함한다.
슬라브 가열 단계
상술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 1050~1300℃로 가열한다.
슬라브 가열 온도가 1050℃ 미만인 경우에는 슬라브 조직의 균질화가 어려울 수 있으며, 1300℃ 초과인 경우에는 과다한 산화층이 형성될 뿐만 아니라, 가열 중 표층부 탈탄이 심하게 발생하여 본 발명에서 목표로 하는 최종 열간 성형시 모재 표층부에 탄소 농화층을 형성하기 어렵다.
열간압연 단계
상기 가열된 슬라브를 800~950℃로 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는다.
마무리 열간압연 온도가 800℃ 미만인 경우에는 이상역 압연에 따른 강판 표층부의 혼립 조직 발생으로 판형상 제어가 어렵고, 950℃ 초과인 경우에는 결정립이 조대화되는 문제점이 발생할 수 있다.
냉각 및 권취 단계
상기 열연강판을 마무리 열간압연 종료 후 30초 이내에 냉각을 개시하고, 450~750℃에서 권취한다.
30초를 초과하여 냉각을 개시하는 경우, 고온 유지시간이 증가함에 따라 표층 탈탄이 가속화 되어 표층부에 탄소 고갈층이 형성되며, 이러한 탄소 고갈층은 열간 성형 후에도 모재에 남아 최종 열간 성형시 모재 표층부에 탄소 농화층을 형성하기 어렵게 하기 때문이다.
권취온도가 450℃ 미만인 경우에는 강판의 전체 혹은 부분적으로 마르텐사이트 형성으로 판형상 제어가 어려울 뿐만 아니라, 열연강판의 강도 상승으로 이후의 냉간압연성이 떨어질 수 있다. 반면에, 권취온도가 750℃ 초과인 경우에는 표층 탈탄이 가속화 될 뿐만 아니라, 내부 산화에 따른 향후 도금 후 표면 품질이 저하되는 문제점이 있다.
소둔 단계
상기 권취된 열연강판을 740~860℃로 가열하여 이슬점 온도가 -70~-30℃인 분위기에서 소둔한다.
소둔온도가 740℃ 미만인 경우에는 냉간압연 된 조직의 재결정이 충분히 되지 않아, 판형상이 불량하거나, 도금 후 강도가 지나치게 높아져 블랭킹 공정 중 금형 마모를 유발할 수 있다. 반면에, 소둔온도가 860℃를 초과하는 경우, 소둔공정 중 Si, Mn등의 표면 산화물 형성으로 Al-Si 도금표면이 불량해 지는 문제가 생긴다.
분위기의 이슬점 온도를 -70℃ 미만으로 제어하기 위해서는 가스의 조성 제어 등을 위한 부가적인 설비가 필요하여 제조비용이 상승하는 문제가 있고, 이슬점 온도가 -30℃ 초과인 경우에는 소둔 중 강판의 표면 탈탄으로 인하여 본 발명에서 목표로 하는 최종 열처리 후 표층에 탄소 농화층을 형성하기 어렵다.
이때, 상기 소둔하는 단계는 비산화성 분위기에서 행해질 수 있으며, 예를 들어, 수소-질소 혼합가스를 사용할 수 있다.
이때, 상기 소둔 전에 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;를 추가로 포함할 수 있다.
냉간압연을 생략하고 바로 소둔 및 도금을 실시하여도 무방하나, 보다 정밀한 강판 두께 제어를 위하여 냉간압연을 실시할 수 있다. 또한, 상기 냉간압연은 압하율 30~80%로 실시할 수 있다.
도금 단계
상기 권취된 열연강판을 Al-Si 도금욕에 침지하여 도금한다. 냉간압연 및 소둔 공정을 행한 경우에는 소둔된 냉연강판을 Al-Si 도금욕에 침지하여 도금한다.
이때, 상기 Al-Si 도금욕은 중량%로, Si: 6~12%, Fe: 1~4%, 나머지 Al 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
Si함량이 6% 미만이면, 도금욕의 유동성이 저하되어 균일한 도금층 형성이 어려운 문제가 있다. 반면, Si함량이 12%를 초과하면 도금욕의 용융온도가 올라가서 도금욕 관리 온도를 상향해야 하는 문제점이 있다. 도금욕 중 Fe는 도금 과정에서 강판으로부터 도금욕에 용해가 되어 존재하게 된다. 도금욕의 Fe함량이 1% 미만을 유지하기 위해서는 용해되어 나오는 Fe를 희석시키기 위해 과도한 제조 비용이 발생하는 문제가 있고, Fe 함량이 4%를 초과하면 도금욕에 드로스라고 하는 FeAl 화합물 형성이 용이하여 도금 품질을 저하시키기 때문에 4% 이하로 관리할 필요가 있다.
또한, 상기 도금하는 단계는 도금량이 편면 기준 30~130g/m2이 되도록 행할 수 있다.
도금량이 편면 기준 30g/m2 미만인 경우에는 열간성형 부재의 내식성을 확보하기 어려우며, 130g/m2 초과인 경우에는 과도한 도금 부착량으로 인하여 제조원가가 상승할 뿐만 아니라, 도금량이 코일 전폭 및 길이 방향으로 균일하도록 도금하기가 용이하지 않기 때문이다.
충격특성이 우수한 열간성형 부재
이하, 본 발명의 또 다른 일 측면인 충격특성이 우수한 열간성형 부재에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 또 다른 일 측면인 충격특성이 우수한 열간성형 부재는 상술한 합금조성을 만족하는 모재; 및 상기 모재 표면에 형성된 Al-Si 도금층;을 포함하고, 상기 모재의 표층부에 탄소 농화층이 형성되어 있다.
상기 표층부는 모재 표면으로부터 200㎛ 깊이까지의 영역을 의미하며, 상기 탄소 농화층은 모재의 평균 C 함량(C0)의 110% 이상인 영역을 의미한다.
탄소 농화층은 표층부의 경화능 향상을 위한 것이며, 표층부의 페라이트 형성을 억제하여 충격특성을 향상시키는 역할을 한다.
이때, 상기 탄소 농화층의 두께는 10~150㎛일 수 있다.
탄소 농화층의 두께가 10㎛ 미만인 경우에는 표층부의 페라이트 형성 억제 효과 및 경화능 향상 효과가 불충분하여, 최종적으로 열간성형 부재의 충격특성이 열위할 수 있다. 반면에, 탄소 농화층의 두께를 150㎛ 초과로 제어하기 위해서는 장시간 열처리가 필요할 뿐만 아니라, 침탄 분위기 제어와 같은 부가적인 제조비용 증가가 발생하게 된다.
한편, 상기 모재의 미세조직은 특별히 한정할 필요는 없으나, 예를 들어, 면적분율로 마르텐사이트 또는 베이나이트를 주상으로 90% 이상 포함하고, 페라이트 10% 이하 및 잔류 오스테나이트 5% 이하를 포함할 수 있다.
이때, 상기 열간성형 부재는 인장강도(TS)가 1300MPa 이상이며, 25℃에서 1.5mm 두께의 시편을 이용하여 측정한 충격흡수에너지(IE)가 4.0J 이상일 수 있다.
또한, 상기 열간성형 부재는 인장강도와 25℃에서 1.5mm 두께의 시편을 이용하여 측정한 충격흡수에너지의 곱(TS×IE)이 8000MPa·J 이상일 수 있다.
충격특성이 우수한 열간성형 부재의 제조방법
이하, 본 발명의 또 다른 일 측면인 충격특성이 우수한 열간성형 부재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 또 다른 일 측면인 충격특성이 우수한 열간성형 부재의 제조방법은 상술한 본 발명의 도금강판의 제조방법에 의해 제조된 도금강판을 Ac3~980℃의 온도범위까지 가열하여 1~1000초간 유지하는 가열 단계; 및 상기 가열된 도금강판을 프레스로 성형함과 동시에 1~1000℃/sec의 냉각속도로 Mf 이하까지 냉각하는 열간성형 단계;를 포함한다.
도금강판 가열 단계
상술한 본 발명의 도금강판의 제조방법에 의해 제조된 도금강판을 Ac3~980℃의 온도범위까지 가열하여 1~1000초간 유지한다.
가열 온도가 Ac3 미만인 경우에는 미변태된 페라이트의 존재로 소정의 강도를 확보하기 어렵고, 980℃ 초과인 경우에는 부재 표면에 과다한 산화물 생성으로 점용접성을 확보하기 어렵다.
유지 시간이 1초 미만인 경우에는 온도가 균일화 되지 못하고, 일부 탄화물의 재용해가 불충분하여 부위별 재질차이를 유발할 수 있으며, 유지시간이 1000초를 초과하게 되면, 가열온도 과다와 마찬가지로 부재 표면에 과다한 산화물 생성으로 점용접성을 확보하기 어렵다.
이때, 가열시 전체 승온속도에 대해서는 특별히 한정할 필요는 없으나, 모재 표층부에 탄소 농화층을 보다 용이하게 형성시키기 위해서 600~800℃의 승온속도가 1~10℃/sec가 되도록 행할 수 있다.
일반적으로 Al-Si 도금층의 존재는 가열중 모재의 탈탄을 억제하는 효과가 있으나, 600~800℃ 온도 구간은 승온중 Al-Si 도금층이 용융되어 액상의 도금층이 존재하는 구간으로 지속적인 탈탄 반응이 일어날 수 있는 구간이다. 따라서, 600~800℃ 온도 구간에서의 승온속도가 1℃/sec 미만인 경우에는 지속적인 탈탄 현상으로 최종적으로 모재 표층에 충분한 탄소 농화층을 형성하기가 어렵고, 10℃/sec 초과인 경우에는 탈탄반응은 최소화 시킬 수 있으나, 이를 위해서는 추가적인 가열설비가 필요하여 제조비용이 증가하는 문제가 있다.
열간성형 단계
상기 가열된 도금강판을 프레스로 성형함과 동시에 1~1000℃/sec의 냉각속도로 Mf(마르텐사이트 변태 종료 온도) 이하까지 냉각하는 열간성형 단계;를 포함한다.
냉각속도가 1℃/sec 미만인 경우에는 페라이트가 형성되어 고강도를 확보하기 어렵고, 1000℃/sec 초과로 제어하기 위해서는 고가의 특별한 냉각설비가 필요하여 제조비용이 상승하는 문제점이 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
( 실시예 )
하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 두께 40mm의 슬라브를 진공 용해를 통하여 제조하였다.
상기 슬라브를 하기 표 2에 기재된 조건으로 가열, 열간압연, 냉각 및 권취하여 두께 3mm의 열연강판을 제조하였다. 상기 열연강판을 산세 처리한 후 압하율 50%로 냉간압연하고, 수소5%-질소95% 분위기에서 하기 표 2에 기재된 조건으로 소둔하고, Al-9%Si-2%Fe 도금욕에 침지하여 편면 기준 도금량이 80g/m2이 되도록 도금하여 도금강판을 제조하였다.
상기 도금강판의 소지강판에서 표층부 탄소 고갈층의 두께, 중심부의 탄화물 분율(Fc) 및 표층부 탄화물 분율(Fs)을 관찰 및 측정하여 하기 표 2에 기재하였다. 상기 탄소 고갈층은 소지강판의 평균 C 함량(C0)의 50% 이하인 영역을 의미하며, 상기 표층부는 소지강판 표면으로부터 200㎛ 깊이까지의 영역을 의미하고, 상기 중심부는 소지강판의 두께 중심으로부터 -100㎛~+100㎛인 영역을 의미한다.
탄소의 분포 분석에는 깊이 방향으로 여러가지 성분의 정량 분석이 가능한 GDS(Glow Discharge Spectrometer) 방법을 이용하여 표층에서부터 깊이 방향으로 충분한 깊이에 대하여 탄소 등 주요 원소에 대한 농도 분석을 실시하였다. 통상 GDS 분석의 경우, 2~6mm의 원형 면적에 대하여 깊이방향 분석을 수행하기 때문에 깊이 방향에 대한 농도 프로파일상 정확한 도금층/모재 계면을 지정하기는 어려우나, 다양한 광학 및 SEM 분석 결과 등을 바탕으로 Al함량이 1%인 지점을 모재 표층으로 기준하였다.
소지강판의 탄화물은 단면 조직상 탄화물의 분율을 표층부와 중심부 각 3군데에서 1000배 SEM 관찰 후 이미지 분석기를 통하여 측정하였다.
나아가, 상기 도금강판을 이용하여 하기 표 3에 기재된 가열조건으로 가열한 후, HAT 형상의 금형이 안착된 프레스로 이송하여 열간성형을 실시하여 열간성형 부재를 제조하였다. 가열로 추출 후 열간성형 개시까지의 시간은 모두 12초로 동일하게 적용하였고, 실제 부품에서의 페라이트 발생이 취약한 벽부에서 시편을 채취하여 모재 표층부의 탄소 농화층 두께, 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(EL) 및 충격흡수에너지(IE)를 관찰 및 측정하여 하기 표 3에 기재하였다.
승온속도는 가열로 장입전 블랭크 중심부에 열전대를 부착하여 강판의 승온거동을 측정하였고, 이를 바탕으로 600~800℃ 온도 구간의 승온속도를 계측하였다.
탄소 농화층은 모재의 평균 C 함량(C0)의 110% 이상인 영역을 의미하며, 모재 표층부의 탄소 농화층 두께는 상기 탄소 고갈층 분석과 동일한 방법인 GDS 분석으로 측정하였다.
충격특성 평가를 위해서는 샤르피 충격인성 시험을 실시하였다. 본 강판들은 두께 1.5mm의 박물재로 표준 규격의 샤르피 충격인성 시편의 제조는 어려워 각 실험은 표준 사이즈 대비 두께만 1.5mm로 줄인 V-notch 타입의 시편을 제작하여 상온(25℃)에서 평가하였으며, 그때의 충격흡수에너지(IE, Impact Energy)를 측정하였다. 또한 통상 충격특성은 강도에 반비례하는 특성으로 TS×IE로 환산한 결과를 함께 나타내었으며, 본 발명에서 목표로 하는 우수한 충격 특성확인을 위하여 TS×IE의 결과를 바탕으로 구분 하였다.
비고 강종 C Si Mn P S Al N B Cr Ti 기타
발명강 A 0.23 0.2 1.3 0.01 0.002 0.03 0.004 0.0025 0.21 0.035
발명강 B 0.31 0.5 1 0.009 0.001 0.028 0.0043 0.0027 0.4 0.032
발명강 C 0.18 0.8 2.5 0.011 0.003 0.031 0.0038 0.0022 0.15 0.037
발명강 D 0.25 0.1 1.1 0.009 0.002 0.029 0.0045 0.0024 0.2 0.032 Mo:0.1
발명강 E 0.25 0.1 1.13 0.009 0.002 0.032 0.003 0.0023 0.19 0.025 Nb:0.06
V:0.1
비교강 F 0.12 0.2 1.5 0.011 0.002 0.03 0.005 0.0025 0.22 0.033
도금
강판		 강
종		 슬라브
가열
온도
(˚C)		 마무리
압연
온도
(˚C)		 냉각
개시
(초)		 권취
온도
(℃)		 소둔조건 탄소
고갈층
두께
(㎛)		 탄화물
가열
온도
(˚C)		 이슬점
온도
(˚C)		 Fs Fc Fs/
Fc
A1 A 1200 880 10 600 780 -50 0 16.4 18.1 0.9
A2 1200 900 10 650 780 0 22 11.4 19.3 0.59
A3 1200 900 10 650 780 -20 4 11.3 18.6 0.61
A4 1370 900 10 650 780 -45 12 12.8 17.8 0.72
A5 1200 880 45 600 820 -45 7 12.5 18.4 0.68
B1 B 1200 880 10 600 780 -40 0 31.6 36.7 0.86
C1 C 1250 900 5 500 800 -55 0 16.5 15.4 1.07
C2 1250 900 5 500 800 -35 3 15.2 16.7 0.91
D1 D 1300 920 10 550 760 -40 0 21.3 19.2 1.11
E1 E 1300 920 10 550 760 -40 0 21.9 20.9 1.05
F1 F 1200 880 10 600 780 -50 0 13.2 13.8 0.96
열간
성형
부재		 도금
강판		 가열조건 탄소
농화층
두께
(㎛)		 기계적 물성 비고
가열
온도
(˚C)		 유지
시간
(분)		 승온
속도
(˚C/초)		 YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 EL
(%)		 IE
(J)		 TSxIE
(MPa·J)
A1-1 A1 900 6 3 40 1065 1499 6 8.6 12895 발명예
A1-2 930 8 3.4 72 1032 1481 7 9.3 13771 발명예
A1-3 930 3 3.4 51 1062 1498 7 9.2 13785 발명예
A1-4 900 6 2 21 1053 1489 6 7.5 11165 발명예
A1-5 900 6 0.5 7.2 1028 1465 7 3.1 4542 비교예
A2-1 A2 900 6 3 0 983 1361 7 1.2 1633 비교예
A3-1 A3 900 6 3 0 991 1399 7 1.9 2659 비교예
A4-1 A4 910 5 3.1 0 998 1391 6 1.4 1947 비교예
A5-1 A5 910 5 3.1 0 1002 1395 7 2.1 2929 비교예
B1-1 B1 850 5 2.6 14 1250 1821 6 5.6 10198 발명예
B1-2 880 5 2.9 22 1281 1837 5 5.3 9736 발명예
B1-3 900 5 4.5 28 1285 1842 5 4.9 9026 발명예
C1-1 C1 900 6 3 43 971 1351 8 8.8 11889 발명예
C1-2 950 8 8.5 86 957 1329 8 9.9 13157 발명예
C2-1 C2 850 3 0.4 4.7 954 1312 8 3.4 4461 비교예
D1-1 D1 900 6 5 43 1144 1577 6 8.7 13720 발명예
E1-1 E1 900 6 5 55 1151 1569 6 8.5 13337 발명예
F1-1 F1 900 6 3 34 851 1208 8 10.3 12442 비교예
본 발명에서 제시한 조건을 만족하는 발명예들의 경우 우수한 인장강도 및 충격특성을 확보할 수 있었다.
반면에, 도금강판 A2 및 A3는 소둔시 분위기의 이슬점 온도가 본 발명에서 제시한 범위를 벗어난 경우로서, 소둔시 표층 탈탄에 따라 탄소 고갈층의 깊이가 5㎛를 초과하거나 Fs/Fc가 0.7 미만이 되었다. 이를 이용하여 제조된 열간성형부재 A2-1 및 A3-1은 모재 표층부의 탄소 농화층 두께가 10㎛ 미만이었으며, 충격특성이 열위하였다.
도금강판 A4는 슬라브 가열 온도가 본 발명의 범위를 벗어난 경우이고, 도금강판 A5는 마무리 압연 후 냉각 개시 시간이 본 발명의 범위를 벗어난 경우로서, 탄소 고갈층의 깊이가 5㎛를 초과하거나 Fs/Fc가 0.7 미만이 되었다. 이를 이용하여 제조된 열간성형 부재 A4-1 및 A5-1은 모재 표층부의 탄소 농화층이 형성되지 않았으며, 충격특성이 열위하였다.
열간성형 부재 A1-5및 C2-1은 본 발명의 조건을 만족하는 도금강판 A1 및 C2를 이용하여 제조되었으나, 600~800℃ 온도구간의 승온속도가 1℃/sec 미만으로 본 발명의 범위를 벗어난 경우로서, 모재 표층부 탄소 농화층의 두께가 10㎛ 미만으로 충분히 형성되지 못하였으며 충격특성이 열위하였다.
강종 F는 C 함량이 낮은 경우로서, 열간성형부재 F1-1은 인장강도가 열위한 것을 알 수 있다.
도 1은 실시예인 열간성형 부재들의 모재 표층부 C 농화층 두께에 따른 TS×IE값을 나타낸 그래프이다. C 농화층 두께가 10㎛ 이상인 경우 TS×IE값이 현저히 향상되는 것을 확인할 수 있다.
도 2는 실시예 중 A1-1(발명예)과 A2-1(비교예)의 열간성형 부재의 벽부에서의 나이탈 에칭한 후 미세조직을 촬영한 사진이다. 모재 표층부에 C농화층이 형성된 A1-1에서는 페라이트 형성이 잘 억제된 반면, 모재 표층부에 C 농화층이 형성되지 못한 A2-1에서는 충격특성을 열위하게 만드는 페라이트가 형성된 것을 확인할 수 있다.
도 3은 A1-1(발명예)의 열간성형 전, 후 GDS 분석을 통한 주요 성분의 농도 프로파일을 나타낸 결과이다. 열간성형 전 모재 표층부에는 탄소고갈층이 형성되지 않았으며, 열간성형 후 모재 표층부에 약 40㎛ 두께의 탄소 농화층이 형성되어 있는 것을 확인할 수 있다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (19)

  1. 중량%로, C: 0.15~0.4%, Si: 0.05~1.0%, Mn: 0.6~3.0%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.01~0.1%, N: 0.001~0.02%, B: 0.001~0.01%, Cr: 0.01~0.5%, Ti: 0.01~0.05%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판; 및
    상기 소지강판 표면에 형성된 Al-Si 도금층;을 포함하고,
    상기 소지강판의 표층부에서 탄소 고갈층의 두께는 5㎛ 이하인 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판.
    (상기 표층부는 소지강판 표면으로부터 200㎛ 깊이까지의 영역을 의미하며, 상기 탄소 고갈층은 소지강판의 평균 C 함량(C0)의 50% 이하인 영역을 의미함.)
  2. 제1항에 있어서,
    상기 소지강판은 중심부의 탄화물 분율(Fc)과 표층부 탄화물 분율(Fs)의 비(Fs/Fc)가 0.7~1.3인 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판.
    (상기 표층부는 소지강판 표면으로부터 200㎛ 깊이까지의 영역을 의미하며, 상기 중심부는 소지강판의 두께 중심으로부터 -100㎛~+100㎛인 영역을 의미함.)
  3. 제1항에 있어서,
    상기 소지강판은 Mo, Nb 및 V 중에서 선택된 1종 이상을 그 합계가 0.01~0.5중량%가 되도록 추가로 포함하는 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 도금층은 중량%로, Si: 6~12%, Fe: 1~4%, 나머지 Al 및 불가피한 불순물을 포함하는 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 도금층의 두께는 10~45㎛인 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 소지강판의 미세조직은 면적분율로 펄라이트 10~40%, 페라이트 50~90% 및 마르텐사이트 20% 이하를 포함하는 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판.
  7. 중량%로, C: 0.15~0.4%, Si: 0.05~1.0%, Mn: 0.6~3.0%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.01~0.1%, N: 0.001~0.02%, B: 0.001~0.01%, Cr: 0.01~0.5%, Ti: 0.01~0.05%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050~1300℃로 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 800~950℃로 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 마무리 열간압연 종료 후 30초 이내에 냉각을 개시하고, 450~750℃에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 740~860℃로 가열하여 이슬점 온도가 -70~-30℃인 분위기에서 소둔하는 단계; 및
    상기 소둔된 열연강판을 Al-Si 도금욕에 침지하여 도금하는 단계;를 포함하는 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판의 제조방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 소둔 전에 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;를 추가로 포함하는 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판의 제조방법.
  9. 제7항에 있어서,
    상기 Al-Si 도금욕은 중량%로, Si: 6~12%, Fe: 1~4%, 나머지 Al 및 불가피한 불순물을 포함하는 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판의 제조방법.
  10. 제7항에 있어서,
    상기 도금하는 단계는 도금량이 편면 기준 30~130g/m2이 되도록 행하는 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판의 제조방법.
  11. 중량%로, C: 0.15~0.4%, Si: 0.1~1%, Mn: 0.6~3.0%, P: 0.001~0.05%, S: 0.0001~0.02%, Al: 0.01~0.1%, N: 0.001~0.02%, B: 0.001~0.01%, Cr: 0.01~0.5%, Ti: 0.01~0.05%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 모재; 및
    상기 모재 표면에 형성된 Al-Si 도금층;을 포함하고,
    상기 모재의 표층부에 탄소 농화층이 형성되어 있는 충격특성이 우수한 열간성형 부재.
    (상기 표층부는 모재 표면으로부터 200㎛ 깊이까지의 영역을 의미하며, 상기 탄소 농화층은 모재의 평균 C 함량(C0)의 110% 이상인 영역을 의미함.)
  12. 제11항에 있어서,
    상기 탄소 농화층의 두께는 10~150㎛인 충격특성이 우수한 열간성형 부재.
  13. 제11항에 있어서,
    상기 모재는 Mo, Nb 및 V 중에서 선택된 1종 이상을 그 합계가 0.01~0.5중량%가 되도록 추가로 포함하는 충격특성이 우수한 열간성형 부재.
  14. 삭제
  15. 제11항에 있어서,
    상기 모재의 미세조직은 면적분율로 마르텐사이트 또는 베이나이트를 주상으로 90% 이상 포함하고, 페라이트 10% 이하 및 잔류 오스테나이트 5% 이하를 포함하는 충격특성이 우수한 열간성형 부재.
  16. 제11항에 있어서,
    상기 열간성형 부재는 인장강도(TS)가 1300MPa 이상이며, 25℃에서 1.5mm 두께의 시편을 이용하여 측정한 충격흡수에너지(IE)가 4.0J 이상인 충격특성이 우수한 열간성형 부재.
  17. 제11항에 있어서,
    상기 열간성형 부재는 인장강도(TS)와 25℃에서 1.5mm 두께의 시편을 이용하여 측정한 충격흡수에너지(IE)의 곱(TS×IE)이 8000MPa·J 이상인 충격특성이 우수한 열간성형 부재.
  18. 제7항 내지 제10항 중 어느 한 항에 의해 제조된 도금강판을 Ac3~980℃의 온도범위까지 가열하여 1~1000초간 유지하는 가열 단계; 및
    상기 가열된 도금강판을 프레스로 성형함과 동시에 1~1000℃/sec의 냉각속도로 Mf 이하까지 냉각하는 열간성형 단계;를 포함하는 열간성형 부재의 제조방법.
  19. 제18항에 있어서,
    상기 가열은 600~800℃의 승온속도가 1~10℃/sec가 되도록 행하는 열간성형 부재의 제조방법.
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