KR102489868B1 - 프레스 경화 부품 제조용 강판, 고강도와 충돌 연성의 조합을 갖는 프레스 경화 부품, 및 그 제조 방법 - Google Patents

프레스 경화 부품 제조용 강판, 고강도와 충돌 연성의 조합을 갖는 프레스 경화 부품, 및 그 제조 방법 Download PDF

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앨리스 뒤몽
알렉상드르 지보
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Abstract

0.15% ≤ C ≤ 0.22%, 3.5% ≤ Mn < 4.2%, 0.001% ≤ Si ≤ 1.5%, 0.020% ≤ Al ≤ 0.9%, 0.001% ≤ Cr ≤ 1%, 0.001% ≤ Mo ≤ 0.3%, 0.001% ≤ Ti ≤ 0.040%, 0.0003% ≤ B ≤ 0.004%, 0.001% ≤ Nb ≤ 0.060%, 0.001% ≤ N ≤ 0.009%, 0.0005% ≤ S ≤ 0.003%, 0.001% ≤ P ≤ 0.020% 를 포함하는 조성을 가지며, 미세조직이 50% 미만의 페라이트, 1% 내지 20% 의 잔류 오스테나이트, 60 nm 보다 큰 시멘타이트 입자의 표면 밀도가 10^7/mm2 미만이도록 하는 시멘타이트, 베이나이트 및/또는 마텐자이트로 이루어진 보완물로 이루어지고, 잔류 오스테나이트가 적어도 1.1*Mn% 의 평균 Mn 함량을 갖는, 프레스 경화 부품 제조용 강판. 강판을 열간 성형함으로써 획득되는 프레스 경화 강 부품, 및 그 제조 방법.

Description

프레스 경화 부품 제조용 강판, 고강도와 충돌 연성의 조합을 갖는 프레스 경화 부품, 및 그 제조 방법{STEEL SHEET FOR MANUFACTURING PRESS HARDENED PARTS, PRESS HARDENED PART HAVING A COMBINATION OF HIGH STRENGTH AND CRASH DUCTILITY, AND MANUFACTURING METHODS THEREOF}
본 발명은, 고온 성형되어 부품을 생산하고 그 부품을 프레스 공구 내에 유지함으로써 달성되는 냉각 단계를 통해 프레스 경화되는 강판에 관한 것이다. 이 부품은 침입 방지 또는 에너지 흡수 기능을 위해 자동차의 구조 요소로서 사용된다. 이러한 부품은 예를 들어 농기계용 공구 또는 부품의 제조에 또한 사용될 수 있다.
이러한 타입의 적용에서, 높은 기계적 강도, 높은 내충격성, 양호한 내식성 및 치수 정확도를 겸비하는 강 부품을 생산하는 것이 바람직하다. 이러한 조합은 차량의 중량을 현저하게 감소시키려는 시도가 이루어지고 있는 자동차 산업에서 특히 바람직하다. 침입 방지 및 구조 부품, 특히 전방 또는 후방 레일, 루프 레일 및 B-필러, 하부 제어 아암, 엔진 크래들과 같은 섀시 부품, 및 자동차의 안전에 기여하는 기타 부품, 예컨대 범퍼, 도어 또는 센터 필러 보강재와 같은 자동차 부품은 특히 이러한 특성을 필요로 한다. 이러한 중량 감소는 특히 마텐자이트 또는 베이나이트-마텐자이트 미세조직을 갖는 강 부품의 사용 덕분에 달성될 수 있다.
이런 타입의 부품의 제조는 종래 기술에서 공보 FR 2 780 984 및 FR 2 807 447 에 기재되어 있으며, 이들 공보에 따르면 열처리용 강판에서 커팅되고 금속 또는 금속 합금으로 프리코팅된 블랭크가 노에서 가열된 후 열간 성형된다. 성형을 행한 후 툴링 (tooling) 에서 부품을 유지하는 것은 빠른 냉각을 달성할 수 있게 하여, 매우 높은 기계적 특성을 갖는 경화된 미세조직을 형성할 수 있게 한다. 이러한 유형의 공정은 프레스 경화로서 알려져 있다.
이렇게 획득된 부품의 기계적 특성은 일반적으로 인장 강도 및 경도 시험에 의해 평가된다. 따라서, 상기 인용된 문헌들은 가열 및 급속 냉각 전에 500 ㎫ 의 초기 인장 강도 TS 를 갖는 강 블랭크로부터 출발하여 1500 ㎫ 의 인장 강도 TS 를 달성할 수 있는 제조 공정을 개시한다.
그러나, 특정 경화 및 코팅된 부품의 사용 조건은 높은 레벨의 인장 강도 TS 뿐만 아니라 양호한 연성을 필요로 한다. 부품의 연성은 예를 들어 총 연신율을 측정함으로써 평가된다. 예를 들어, FR 2 780 984 의 제조 공정을 통해 획득된 부품은 높은 인장 강도를 갖지만, 6 % 미만으로 유지되는 총 연신율을 갖는다.
따라서, EP 2　137 327 에서, 0.040-0.100% C, 0.80-2.00% Mn, <0.30% Si, <0.005% S, <0.030% P, 0.01-0.070% Al, 0.015-0.100% Nb, 0.030-0.080% Ti, <0.009% N, <0.100% Cu, Ni, Mo, <0.006% Ca 을 함유하는 조성을 갖는 강 블랭크로부터 프레스 경화 부품을 제조하는 방법이 제안되었다. 프레스 경화 후, 500 ㎫ 초과의 인장 강도 및 적어도 15% 의 총 연신율을 얻을 수 있다. 그러나, 등축 페라이트인 미세조직의 특성으로 인해, 매우 높은 인장 강도 레벨을 달성하는 것은 불가능하다.
또한, 문헌 EP 1　865 086 에는, 0.1-0.2% C, 0.05-0.3% Si, 0.8-1.8% Mn, 0.5-1.8% Ni, <0.015% P, <0.003% S, 0.0002-0.008% B, 선택적으로 0.01-0.1% Ti, 선택적으로 0.01-0.05% Al, 선택적으로 0.002-0.005% N 을 포함하는 강 조성이 개시되어 있다. 이 조성은 1000 ㎫ 초과의 인장 강도 및 10% 초과의 연신율을 갖는 프레스 경화 부품을 제조할 수 있게 한다. 그러나, 이 강은 높은 니켈 함량으로 인해 제조 비용이 비싸다.
문헌 EP 1 881 083 에는 0.11-0.18% C, 0.10-0.30% Si, 1.60-2.20% Mn, <0.0015% P, < 0.010% S, 1.00-2.00% Cr, 0.020% N, 0.020-0.060% Nb, 0.001-0.004% B, 0.001-0.050% Ti 을 함유하는 강 조성으로 이루어진 프레스 경화 부품이 개시되어 있다. 이 부품은 1200 ㎫ 초과의 인장 강도 및 12% 초과의 총 연신율을 갖는다. 그러나, 이 강은 높은 크롬 함량으로 인해 또한 제조 비용이 비싸다.
무엇보다도, 총 연신율은 실제로 부품이 파단 위험없이 변형 또는 충격을 흡수하기에 충분한 연성을 갖는 것을 보장하기 위한 가장 적절한 파라미터인 것 같지 않다. 따라서, 높은 총 연신율은 그러한 충분한 연성을 보장하지 않는다.
오히려, 출판물 "Crash Ductility and Numerical Modeling of Usibor® 1500 Fracture behavior" (P. Dietsch and D. Hasenpouth, Proceedings of the International Automotive Body Congress, Frankfurt 2015) 에서 분석된 바와 같이, 파괴 변형률과 굽힘 각도는 부품이 특히 부품의 기하학적 형상 또는 부품 표면에의 미세결함의 존재로 인한 국부 응력 집중에 해당하는 영역에서 파단 위험없이 변형 또는 충격을 흡수하기에 충분한 연성을 갖는 것을 보장하기에 총 연신율보다 더 적절한 것 같다. 이 연성은 또한 "충돌 연성" 으로 지칭될 수 있으며, 총 및 균일 연신율과 연관성이 없다.
문헌 WO 2017/006159 에는 0.062-0.095% C, 1.4-1.9% Mn, 0.2-0.5% Si, 0.020-0.070% Al, 0.02-0.1% Cr, 1.5% ≤ C+Mn+Si+Cr ≤ 2.7%, 0.040-0.060% Nb, 3.4*N ≤ Ti ≤ 8*N, 0.044 ≤ Nb+Ti≤0.090%, 0.0005-0.004% B, 0.001-0.009% N, 0.0005-0.003% S 및 0.001-0.20% P 를 포함하는 조성을 갖는 강으로부터 프레스 경화 부품을 제조하는 공정이 개시되어 있으며, 이 프레스 경화 부품은 75°초과의 굽힘 각도 및 0.60 초과의 평면 변형 조건 하에서의 파괴 변형률을 갖는다.
그러나, 이 부품의 인장 강도는 여전히 1200 MPa 미만이다.
따라서, 이전의 한계를 갖지 않는 프레스 경화 부품 제조용 강판, 프레스 경화 부품 및 그 제조 공정을 구비하는 것이 요망된다. 적어도 1000 MPa 의 항복 강도 YS, 1300 내지 1600 MPa 의 인장 강도 TS, 및 60°초과의 굽힘 각도와 0.50 초과의 평면 변형 조건 하에서의 파괴 변형률을 특징으로 하는 높은 연성을 갖는 프레스 경화 강 부품을 제조하기에 적합한 강판, 및 그러한 프레스 경화 강 부품을 구비하는 것이 더 특히 요망된다. 또한, 무코팅 상태 또는 프레스 경화 후 강판에 높은 내식성을 제공하는 금속 코팅을 갖는 상태에서 이용될 수 있는 프레스 경화용 강판을 구비하는 것이 요망된다.
또한, 열간 프레스 성형 전 또는 후에 용이하게 용접 가능한 강판 또는 프레스 경화 강 부품을 제조하는 것이 바람직하다.
균질 프로세스 (즉, 동일한 조성을 갖는 2 개의 판의 용접) 또는 불균질 프로세스 (상이한 강 조성을 갖는 2 개의 판의 용접) 에서 용이하게 용접될 수 있으며 프레스 경화될 수 있는 강판 (이러한 프레스 경화 용접부가 높은 기계적 성질을 가짐) 을 갖는 것이 특히 바람직하다.
내산화성을 개선하기 위하여, 프레스 경화성 강으로 제조된 판은 일반적으로 프리코팅, 특히 알루미늄, 알루미늄계 합금 또는 알루미늄 합금 프리코팅으로 코팅된다. 이런 프리코팅된 판으로 생산된 블랭크는 다른 블랭크, 예컨대 다른 프리코팅된 블랭크에 용접될 수 있고, 이 용접된 블랭크들은 그 후 최종 형상으로 열간 성형 및 프레스 경화된다.
이런 프리코팅된 블랭크가 다른 블랭크에 용접되는 때, 프리코팅의 일부가 용접에 의해 이 블랭크들 사이에 생성된 용접 금속 내로 용융된다.
이런 외인성 (exogenous) 금속은 금속간 영역의 형성을 초래할 수 있으며, 이 금속간 영역은, 후속하는 기계적 부하로, 정적 또는 동적 조건 하에서 파단 개시 지점이 되는 경향이 있다.
게다가, 알루미늄이 알파종 원소 (alphageneous element) 이기 때문에, 알루미늄은 용접된 블랭크의 열간 성형 전에 가열하는 동안 용융된 영역의 오스테나이트로의 변태를 지연시킨다. 따라서, 이 경우에, 프레스 경화 후에 완전히 켄칭된 조직을 갖는 용접 조인트를 얻을 수 없고, 따라서 얻어진 용접 조인트는 판 자체보다 더 낮은 경도 및 인장 강도를 갖는다.
이 문제를 해결하기 위해, 용접 전에 레이저 어블레이션을 통해 용접 영역에서 프리코팅을 제거하는 것이 제안되었다.
그러나, 이 레이저 어블레이션은 추가 비용을 유발한다.
따라서, 알루미늄, 알루미늄계 합금 또는 알루미늄 합금 프리코팅으로 프리코팅된 강판으로서, 프리코팅을 모두 제거함이 없이 다른 판에 레이저 용접될 수 있으며, 프레스 성형 후에 전체 프레스 경화 레이저 용접된 강 부품을 통해 높은 기계적 성질, 특히 레이저 용접부의 높은 기계적 성질을 보장하는 강판을 갖는 것이 또한 바람직하다.
또한, 열간 프레스 성형 후에 특히 저항 스폿 용접에 의해 용이하게 용접될 수 있는 프레스 경화 부품을 갖는 것이 바람직하다.
실제로, 저항 스폿 용접에 관련된 열 사이클은 실온으로부터 강 액상선까지의 온도 구배를 유도한다. Ac1-Ac3 범위의 온도에서 가열하면, 열영향부, 즉 용융되지 않은 프레스 경화 부품의 영역에서 프레스 경화 부품의 미세조직이 연화될 수 있고 용접에 의해 변경된 미세조직 및 특성을 가질 수 있다. 이러한 연화가 너무 중요할 때, 외부 적용 응력이 연화 구역에 집중되어 응력 집중에 의한 조기 파괴를 야기할 수 있다.
따라서, 연성이 높고 바람직하게는 열영향부에서 상당한 연화가 없는 저항 스폿 용접 조인트를 갖는 것이 바람직하다.
이를 위해, 본 발명은, 프레스 경화 강 부품 제조용 강판에 관한 것으로, 상기 강판은, 중량% 로,
0.15% ≤ C ≤ 0.22%
3.5% ≤ Mn < 4.2%
0.001% ≤ Si ≤ 1.5%
0.020% ≤ Al ≤ 0.9%
0.001% ≤ Cr ≤ 1%
0.001% ≤ Mo ≤ 0.3%
0.001% ≤ Ti ≤ 0.040%
0.0003% ≤ B ≤ 0.004%
0.001% ≤ Nb ≤ 0.060%
0.001% ≤ N ≤ 0.009%
0.0005% ≤ S ≤ 0.003%
0.001% ≤ P ≤ 0.020%
선택적으로 0.0001% ≤ Ca ≤ 0.003%,
잔부인 철 및 불가피한 불순물
을 포함하는 조성을 갖고,
상기 강판은, 표면 분율로,
50% 미만의 페라이트,
1% 내지 20% 의 잔류 오스테나이트,
60 nm 보다 큰 시멘타이트 입자의 표면 밀도가 10^7/mm2 미만이도록 하는 시멘타이트,
베이나이트 및/또는 마텐자이트로 이루어진 보완물 (complement)
로 이루어진 미세조직을 갖고,
상기 잔류 오스테나이트는 적어도 1.1*Mn% 의 평균 Mn 함량을 갖고, Mn% 는 강 조성 중의 Mn 함량을 나타낸다.
일 실시형태에 따르면, 강판은 그의 2 개의 주된 면들의 각각에 금속 프리코팅을 포함한다.
예컨대, 금속 프리코팅은 알루미늄, 알루미늄계 합금 또는 알루미늄 합금 프리코팅이다.
다른 예에 따르면, 금속 프리코팅은 아연 알루미늄, 아연계 합금 또는 아연 합금 프리코팅이다.
바람직하게는, 강판은 금속 프리코팅 아래에 2 개의 주된 면들의 각각의 표면에 탈탄 영역을 포함하며, 이 탈탄 영역의 깊이 p50% 가 6 내지 30 마이크로미터이고, p50% 는 탄소 함량이 상기 강 조성 중의 C 함량의 50% 인 깊이이며, 어닐링된 강판은 상기 주된 면들과 상기 금속 프리코팅 사이의 계면에 철 산화물 층을 함유하지 않는다.
일 실시형태에 따르면, 강판은 어닐링되지 않은 강판이고, 강판의 미세조직은, 표면 분율로,
5% 내지 20% 의 잔류 오스테나이트,
60 nm 보다 큰 시멘타이트 입자의 표면 밀도가 10^7/mm2 미만이도록 하는 시멘타이트,
베이나이트 및/또는 마텐자이트로 이루어진 보완물
로 이루어지고,
잔류 오스테나이트는 적어도 1.1*Mn% 의 평균 Mn 함량을 갖고, Mn% 는 강 조성 중의 Mn 함량을 나타낸다.
특히, 강판은 예컨대 60 J/cm2 이상의 고유 (specific) 샤르피 에너지 KCv 를 갖는 열연 강판이다.
다른 실시형태에 따르면, 강판은 어닐링된 강판이고, 어닐링된 강판의 미세조직은, 표면 분율로,
50% 미만의 페라이트,
1% 내지 20% 의 잔류 오스테나이트,
60 nm 보다 큰 시멘타이트 입자의 표면 밀도가 10^7/mm2 미만이도록 하는 시멘타이트,
마텐자이트로 이루어진 보완물
로 이루어지고,
잔류 오스테나이트는 적어도 1.1*Mn% 의 평균 Mn 함량을 갖고, Mn% 는 강 조성 중의 Mn 함량을 나타낸다.
바람직하게는, 강의 조성은 Al ≥ 0.3% 이다.
강판은 일반적으로 0.7 mm 내지 5 mm 의 두께를 갖는다.
일 실시형태에 따르면, Mn 함량은 4.0% 미만이다.
Mo 함량은 바람직하게는 적어도 0.05% 이다.
일 실시형태에서, B 함량은 0.0015% 이하이다.
일 실시형태에서, 조성은 Al ≥ 0.15% 및 Ti < 3.42*N 이다.
다른 실시형태에서, 조성은 Al < 0.15% 및 Ti ≥ 3.42*N 이다. 이 실시형태에서, 조성은 바람직하게는 Ti < 8 x N 이다.
바람직하게는, Nb 함량은 0.010% 이상이다.
바람직하게는, 질소 함량은 0.007% 미만이다.
본 발명은 또한, 이하의 연속적인 단계들을 포함하는, 프레스 경화 강 부품 제조용 강판의 생산 방법에 관한 것이다:
- 중량% 로,
0.15% ≤ C ≤ 0.22%
3.5% ≤ Mn < 4.2%
0.001% ≤ Si ≤ 1.5%
0.020% ≤ Al ≤ 0.9%
0.001% ≤ Cr ≤ 1%
0.001% ≤ Mo ≤ 0.3%
0.001% ≤ Ti ≤ 0.040%
0.0003% ≤ B ≤ 0.004%
0.001% ≤ Nb ≤ 0.060%
0.001% ≤ N ≤ 0.009%
0.0005% ≤ S ≤ 0.003%
0.001% ≤ P ≤ 0.020%
선택적으로 0.0001% ≤ Ca ≤ 0.003%,
잔부인 철 및 불가피한 불순물
을 포함하는 조성을 갖는 강 반제품을 제공하는 단계;
- 상기 강 반제품을 열간압연하여 열연 강판을 획득하는 단계;
- 550℃ 미만의 권취 온도 Tcoil 에서 상기 열연 강판을 권취하여 권취된 강판을 획득하는 단계;
- 선택적으로 상기 권취된 강판을 냉간 압연하는 단계.
예컨대, 냉간 압연이 수행되는 때, 권취된 강판은 30% 내지 80% 의 냉간 압하율로 냉간 압연된다.
바람직하게는, 권취 후 그리고 냉간 압연 전, 권취된 강판은 550℃ 내지 700℃ 의 배치 어닐링 온도 THBA 에서 배치 어닐링되고, 권취된 강판은 1 hour 내지 20 hour 의 배치 어닐링 시간 tHBA 동안 상기 배치 어닐링 온도 THBA 에서 유지된다.
바람직하게는, 상기 방법은, 650℃ 이상의 어닐링 온도 TA 에서, 권취된 그리고 선택적으로 냉간 압연된 강판을 어닐링하는 단계를 더 포함하고, 어닐링하는 단계는, 권취된 그리고 선택적으로 냉간 압연된 강판을 어닐링 온도 TA 로 가열하는 것, 그리고 권취된 그리고 선택적으로 냉간 압연된 강판을 어닐링 온도 TA 에서 30 s 내지 600 s 의 어닐링 시간 tA 동안 유지하는 것을 포함한다.
일 실시형태에서, 어닐링 온도 TA 는 Ae3 미만이다.
다른 실시형태에서, 어닐링 온도 TA 는 Ae3 이상이다.
일 실시형태에 따르면, 어닐링 온도 TA 에서의 유지 후, 강판은 욕에서의 용융 도금에 의해 금속 또는 금속 합금으로 프리코팅되고 나서 실온까지 냉각된다.
예컨대, 강판은 아연, 아연계 합금 또는 아연 합금으로 프리코팅된다.
다른 예에서, 강판은 알루미늄, 알루미늄계 합금 또는 알루미늄 합금으로 프리코팅된다.
바람직하게는, 강판은, 어닐링의 완료 시에 6 내지 30 ㎛ 의 깊이 p50% 에 걸쳐 어닐링된 강판의 표면의 탈탄을 획득하도록, 그리고 표면에 철 산화물 층을 갖지 않는 어닐링된 강판을 획득하도록, 상기 어닐링 온도 TA 에서 어닐링되고, p50% 는 탄소 함량이 상기 조성 중 C 함량의 50% 인 깊이이다.
일반적으로, 강판은 0.7 mm 내지 5 mm 의 두께를 갖는다.
바람직하게는, 강의 조성은 Al ≥ 0.3% 이다.
일 실시형태에 따르면, Mn 함량은 4.0% 미만이다.
Mo 함량은 바람직하게는 적어도 0.05% 이다.
일 실시형태에서, B 함량은 0.0015% 이하이다.
일 실시형태에서, 조성은 Al ≥ 0.15% 및 Ti < 3.42*N 이다.
다른 실시형태에서, 조성은 Al < 0.15% 및 Ti ≥ 3.42*N 이다. 이 실시형태에서, 조성은 바람직하게는 Ti < 8 x N 이다.
바람직하게는, Nb 함량은 0.010% 이상이다.
바람직하게는, 질소 함량은 0.007% 미만이다.
본 발명은 또한, 중량% 로,
0.15% ≤ C ≤ 0.22%
3.5% ≤ Mn < 4.2%
0.001% ≤ Si ≤ 1.5%
0.020% ≤ Al ≤ 0.9%
0.001% ≤ Cr ≤ 1%
0.001% ≤ Mo ≤ 0.3%
0.001% ≤ Ti ≤ 0.040%
0.0003% ≤ B ≤ 0.004%
0.001% ≤ Nb ≤ 0.060%
0.001% ≤ N ≤ 0.009%
0.0005% ≤ S ≤ 0.003%
0.001% ≤ P ≤ 0.020%
선택적으로 0.0001% ≤ Ca ≤ 0.003%,
잔부인 철 및 불가피한 불순물
을 포함하는 조성을 갖는 강으로 이루어진 프레스 경화 강 부품으로서,
미세조직은, 상기 프레스 경화 강 부품의 대부분에서, 표면 분율로,
적어도 50% 의 파티셔닝된 (partitioned) 마텐자이트,
30% 미만의 페라이트,
적어도 2% 의 잔류 오스테나이트,
60 nm 보다 큰 시멘타이트 입자의 표면 밀도가 10^7/mm2 미만이도록 하는 시멘타이트, 및
최대 5% 의 프레시 마텐자이트로 이루어지고,
잔류 오스테나이트는 적어도 0.5% 의 평균 C 함량을 갖는, 프레스 경화 강 부품에 관한 것이다.
일반적으로, 잔류 오스테나이트는 적어도 1.1*Mn% 의 평균 Mn 함량을 갖고, Mn% 는 강 조성 중의 Mn 함량을 나타낸다.
바람직하게는, 강의 조성은 Al ≥ 0.3% 이다.
일 실시형태에 따르면, 프레스 경화 강 부품은 금속 코팅으로 코팅된다.
예컨대, 상기 금속 코팅은 아연계 합금 또는 아연 합금 코팅이다.
다른 예에서, 상기 금속 코팅은 알루미늄계 합금 또는 알루미늄 합금 코팅이다.
프레스 경화 강 부품은 이반적으로 적어도 1000 MPa 의 항복 강도, 1300 내지 1600 MPa 의 인장 강도, 0.50 초과의 평면 변형 조건 하에서의 파괴 변형률 및 60°초과의 굽힘 각도를 갖는다.
일 실시형태에 따르면, 프레스 경화 강 부품은 0.15 초과의 등적 변형 (equivalent deformation) εb 를 갖는 적어도 하나의 제 1 열간 변형 구역, 및 제 1 열간 변형 구역과 프레스 경화에서 동일한 냉각 사이클을 거친 적어도 하나의 제 2 구역을 포함하고, 등적 변형 εb 은 0.05 미만이다.
일반적으로, 상기 제 2 구역과 상기 제 1 열간 변형 구역 사이의 경도 차가 15 HV1 보다 크다.
일반적으로, 상기 제 1 열간 변형 구역에서의 평균 마텐자이트 라스 폭이 상기 제 2 구역에서의 평균 마텐자이트 라스 폭에 비해 15% 이상 감소된다.
바람직하게는, 0.8 ㎛ 미만의 폭을 갖는 마텐자이트 라스의 비율이 적게 변형된 구역에서보다 많이 변형된 구역에서 적어도 35% 더 높다.
일반적으로, 프레스 경화 강 부품은 0.7 mm 내지 5 mm 의 두께를 갖는다.
일 실시형태에 따르면, Mn 함량은 4.0% 미만이다.
Mo 함량은 바람직하게는 적어도 0.05% 이다.
일 실시형태에서, B 함량은 0.0015% 이하이다.
일 실시형태에서, 조성은 Al ≥ 0.15% 및 Ti < 3.42*N 이다.
다른 실시형태에서, 조성은 Al < 0.15% 및 Ti ≥ 3.42*N 이다. 이 실시형태에서, 조성은 바람직하게는 Ti < 8 x N 이다.
바람직하게는, Nb 함량은 0.010% 이상이다.
바람직하게는, 질소 함량은 0.007% 미만이다.
본 발명은 또한, 이하의 연속적인 단계들을 포함하는, 프레스 경화 강 부품의 제조 프로세스에 관한 것이다:
- 본 발명에 따른 강판 또는 본 발명에 따른 방법에 의해 생산된 강판을 제공하는 단계,
- 상기 강판을 미리 결정된 형상으로 커팅하여, 강 블랭크를 획득하는 단계,
- 강 블랭크를 800℃ 내지 950℃ 의 온도 Tm 으로 가열하고, 강 블랭크를 상기 온도 Tm 에서 60 s 내지　600 s 의 유지 시간 tm 동안 유지하여, 70% 내지 100% 의 오스테나이트를 포함하는 조직을 갖는 가열된 강 블랭크를 획득하는 단계,
- 가열된 강 블랭크를 성형 프레스 (forming press) 로 이송하는 단계,
- 성형 프레스에서, 가열된 강 블랭크를 열간 성형하여, 성형 부품을 획득하는 단계,
- 성형 부품을 실온 내지 Ms-100℃ 의 냉각 정지 온도 TC 까지 냉각시키는 단계,
- 냉각 정지 온도 TC 로부터 350℃ 내지 550℃ 의 후처리 온도 TPT 까지 성형 부품을 재가열하고, 상기 후처리 온도 TPT 에서 성형 부품을 10 s 내지　600 s 의 유지 시간 tPT 동안 유지하는 단계,
- 성형 부품을 실온까지 냉각시켜, 프레스 경화 강 부품을 획득하는 단계.
일반적으로, 프레스 경화 강 부품은 0.7 mm 내지 5 mm 의 두께를 갖는다.
본 발명은 또한, 프레스 경화 레이저 용접 강 부품의 제조를 위한 레이저 용접 강 블랭크로서, 상기 레이저 용접 강 블랭크는,
- 본 발명에 따른 강판을 커팅함으로써 생산되는 제 1 강 블랭크로서, 상기 제 1 강 블랭크는 그의 2 개의 주된 면들의 각각에 금속 프리코팅을 포함하고, 금속 프리코팅은 알루미늄, 알루미늄계 합금 또는 알루미늄 합금 프리코팅인, 상기 제 1 강 블랭크,
- 0.065% 내지 0.38% 의 탄소를 포함하는 조성을 갖는 제 2 강 블랭크로서, 상기 제 2 강 블랭크는 알루미늄, 알루미늄계 합금 또는 알루미늄 합금 프리코팅으로 프리코팅된, 상기 제 2 강 블랭크, 및
- 제 1 강 블랭크를 제 2 강 블랭크에 접합시키는 레이저 용접부
를 포함하고,
제 1 강 블랭크 및 제 2 강 블랭크의 알루미늄, 알루미늄계 합금 또는 알루미늄 합금 프리코팅은 제 1 및 제 2 강 블랭크의 적어도 일 측에서 레이저 용접부의 바로 근처를 덮는, 레이저 용접 강 블랭크에 관한 것이다.
다른 실시형태에서, 제 2 강 블랭크는 중량% 로, 0.04% ≤ C ≤ 0.38%, 0.05% ≤ Mn ≤ 4.2%, 0.001% ≤ Si ≤ 1.5%, 0.005% ≤ Al ≤ 0.9%, 0.001% ≤ Cr ≤ 2%, Mo ≤ 0.65 %, Ni ≤ 2%, 0.001% ≤ Ti ≤ 0.2%, Nb ≤ 0.1%, B ≤ 0.010%, 0.0005% ≤ N ≤ 0.010%, 0.0001% ≤ S ≤ 0.05%, 0.0001% ≤ P ≤ 0.1%, W ≤ 0.30%, Ca ≤ 0.006%, 잔부인 철 및 불가피한 불순물을 포함하는 화학 조성을 갖는 강으로 제조된다.
바람직하게는, 제 2 강 블랭크의 조성은 C ≥ 0.065% 이다.
본 발명은 또한, 이하의 단계들을 포함하는 레이저 용접 강 블랭크의 제조 방법에 관한 것이다:
- 본 발명에 따른 제 1 강판을 제공하는 단계로서, 상기 제 1 강 블랭크는 그의 2 개의 주된 면들의 각각에 금속 프리코팅을 포함하고, 금속 프리코팅은 알루미늄, 알루미늄계 합금 또는 알루미늄 합금 프리코팅인, 상기 제 1 강판을 제공하는 단계,
- 제 1 강판을 미리 결정된 형상으로 커팅하여, 제 1 강 블랭크를 획득하는 단계,
- 알루미늄, 알루미늄계 합금 또는 알루미늄 합금 프리코팅으로 프리코팅된, 0.065% 내지 0.38% 의 탄소를 포함하는 조성을 갖는 제 2 강 블랭크를 제공하는 단계,
- 제 1 및 제 2 강 블랭크의 적어도 일 측에서 프리코팅 전부를 제거함이 없이, 제 1 강 블랭크를 제 2 강 블랭크에 레이저 용접하여 레이저 용접 강 블랭크를 획득하는 단계.
다른 실시형태에서, 제 2 강 블랭크는 중량% 로, 0.04% ≤ C ≤ 0.38%, 0.05% ≤ Mn ≤ 4.2%, 0.001% ≤ Si ≤ 1.5%, 0.005% ≤ Al ≤ 0.9%, 0.001% ≤ Cr ≤ 2%, Mo ≤ 0.65 %, Ni ≤ 2%, 0.001% ≤ Ti ≤ 0.2%, Nb ≤ 0.1%, B ≤ 0.010%, 0.0005% ≤ N ≤ 0.010%, 0.0001% ≤ S ≤ 0.05%, 0.0001% ≤ P ≤ 0.1%, W ≤ 0.30%, Ca ≤ 0.006%, 잔부인 철 및 불가피한 불순물을 포함하는 화학 조성을 갖는 강으로 제조된다. 바람직하게는, 제 2 강 블랭크의 조성은 C ≥ 0.065% 이다.
본 발명은 또한, 제 1 프레스 경화 강 부품, 제 2 프레스 경화 강 부품, 및 1 프레스 경화 강 부품을 제 2 프레스 경화 강 부품에 접합시키는 프레스 경화 레이저 용접부를 포함하는, 프레스 경화 레이저 용접 강 부품에 관한 것으로서,
제 1 프레스 경화 강 부품은 본 발명에 따른 부품이며 부품은 금속 코팅으로 코팅되며, 상기 금속 코팅은 알루미늄계 합금, 또는 알루미늄 합금 코팅이고, 제 2 프레스 경화 강 부품은 0.04% 내지 0.38% 의 탄소를 포함하는 조성을 가지며, 상기 제 2 프레스 경화 강 부품은 알루미늄, 알루미늄계 합금 또는 알루미늄 합금 코팅으로 코팅되고,
상기 프레스 경화 레이저 용접부는 최대 15% 의 페라이트를 포함하는 조직을 갖고,
제 1 및 제 2 프레스 경화 강 부품의 적어도 일 측에서, 열영향부에서의 코팅의 두께는 제 1 및 제 2 프레스 경화 강 부품의 나머지에서의 코팅의 두께와 동일하다.
바람직하게는, 제 2 프레스 경화 강 부품은 0.065 % 내지 0.38 %의 탄소를 포함하는 조성을 갖는다.
다른 실시형태에서, 제 2 프레스 경화 강 부품은 중량% 로, 0.04% ≤ C ≤ 0.38%, 0.05% ≤ Mn ≤ 4.2%, 0.001% ≤ Si ≤ 1.5%, 0.005% ≤ Al ≤ 0.9%, 0.001% ≤ Cr ≤ 2%, Mo ≤ 0.65 %, Ni ≤ 2%, 0.001% ≤ Ti ≤ 0.2%, Nb ≤ 0.1%, B ≤ 0.010%, 0.0005% ≤ N ≤ 0.010%, 0.0001% ≤ S ≤ 0.05%, 0.0001% ≤ P ≤ 0.1%, W ≤ 0.30%, Ca ≤ 0.006%, 잔부인 철 및 불가피한 불순물을 포함하는 화학 조성을 갖는 강으로 제조된다. 바람직하게는, C 함량은 적어도 0.065% 이다.
본 발명은 또한, 이하의 연속적인 단계들을 포함하는, 프레스 경화 레이저 강 부품의 제조 프로세스에 관한 것이다:
- 본 발명에 따른 레이저 용접 강 블랭크 또는 본 발명에 따른 방법에 의해 제조되는 레이저 용접 강 블랭크를 제공하는 단계,
- 레이저 용접 강 블랭크를 800℃ 내지 950℃ 의 온도 Tm 으로 가열하고, 레이저 용접 강 블랭크를 상기 온도 Tm 에서 60 s 내지 600 s 의 유지 시간 tm 동안 유지하여, 70% 내지 100% 의 오스테나이트를 포함하는 조직을 갖는 가열된 레이저 용접 강 블랭크를 획득하는 단계,
- 가열된 레이저 용접 강 블랭크를 성형 프레스로 이송하는 단계,
- 성형 프레스에서, 가열된 레이저 용접 강 블랭크를 열간 성형하여, 성형 레이저 용접 부품을 획득하는 단계,
- 성형 레이저 용접 부품을 실온 내지 Ms-100℃ 의 냉각 정지 온도 TC 까지 냉각시키는 단계,
- 냉각 정지 온도 TC 로부터 350℃ 내지 550℃ 의 후처리 온도 TPT 까지 성형 레이저 용접 부품을 재가열하고, 상기 후처리 온도 TPT 에서 성형 레이저 용접 부품을 10 s 내지 600 s 의 유지 시간 tPT 동안 유지하는 단계,
- 성형 레이저 용접 부품을 실온까지 냉각시켜 프레스 경화 레이저 용접 강 부품을 획득하는 단계.
본 발명은 또한 적어도 제 1 및 제 2 강 부품의 저항 스폿 용접부에 관한 것으로, 제 1 강 부품은 본 발명에 따른 프레스 경화 강 부품이며, 상기 저항 스폿 용접부는 적어도 50 daN/mm2 의 알파 값 및 적어도 0.70 의 플러그 비를 갖는다.
예컨대, 제 2 강 부품은 또한 본 발명에 따른 프레스 경화 강 부품이다.
바람직하게는, 제 1 강 부품은 Al ≥ 0.3% 인 조성을 가지며, 제 1 강 부품의 소지 강 (base steel) 의 비커스 경도와 열영향부의 최소 비커스 경도 값 사이의 차이가 제 1 프레스 경화 강 부품의 소지 강의 비커스 경도의 25 % 보다 낮다.
본 발명은 또한, 저항 스폿 용접에 의해 함께 용접된 제 1 강 부품 및 제 2 강 부품을 포함하는 용접 어셈블리에 관한 것으로, 용접 어셈블리는 제 1 강 부품을 제 2 강 부품에 접합시키는 적어도 하나의 저항 스폿 용접부를 포함하고,제 1 강 부품은 본 발명에 따른 프레스 경화 강 부품이며, 제 2 강 부품은 중량% 로, 0.04% ≤ C ≤ 0.38%, 0.05% ≤ Mn ≤ 4.2%, 0.001% ≤ Si ≤ 1.5%, 0.005% ≤ Al ≤ 0.9%, 0.001% ≤ Cr ≤ 2%, Mo ≤ 0.65 %, Ni ≤ 2%, 0.001% ≤ Ti ≤ 0.2%, Nb ≤ 0.1%, B ≤ 0.010%, 0.0005% ≤ N ≤ 0.010%, 0.0001% ≤ S ≤ 0.05%, 0.0001% ≤ P ≤ 0.1%, W ≤ 0.30%, Ca ≤ 0.006%, 잔부인 철 및 불가피한 불순물을 포함하는 화학 조성을 갖는 강으로 제조되고, 상기 또는 각각의 저항 스폿 용접부는 적어도 50 daN/mm2 의 알파 값 및 적어도 0.70 의 플러그 비를 갖는다.
바람직하게는, 제 2 강 부품은 C ≥ 0.065% 인 조성을 가진다.
바람직하게는, 제 1 강 부품은 Al ≥ 0.3% 인 조성을 가지며, 제 1 강 부품의 소지 강의 비커스 경도와 열영향부의 최소 비커스 경도 값 사이의 차이가 제 1 프레스 경화 부품의 소지 강의 비커스 경도의 25 % 보다 낮다.
제 2 강 부품은 예컨대 본 발명에 따른 조성을 갖는다.
예컨대, 제 2 강 부품은 Al ≥ 0.3% 인 조성을 갖는다.
일반적으로, 제 2 강 부품은 프레스 경화 강 부품이다.
본 발명은 또한, 저항 스폿 용접에 의해 함께 용접된 제 1 강 부품 및 제 2 강 부품을 포함하는 용접 어셈블리에 관한 것으로, 용접 어셈블리는 제 1 강 부품을 제 2 강 부품에 접합시키는 적어도 하나의 저항 스폿 용접부를 포함하고, 제 1 강 부품은 본 발명에 따른 프레스 경화 강 부품이며, 제 2 강 부품은 2100 MPa 이하의 인장 강도를 갖는, 프레스 경화 부품, 또는 냉간 스탬핑 또는 냉간 성형 강 부품이다.
바람직하게는, 제 2 강 부품은 0.38% 이하의 C 함량 및 4.2% 이하의 Mn 함량을 갖는다.
본 발명은 또한, 자동차의 침입 방지 부품 또는 에너지 흡수 부품의 제조를 위한, 본 발명에 따른, 또는 본 발명에 따른 방법에 의해 제조된 프레스 경화 강 부품의 용도에 관한 것이다.
이제, 본 발명은 본 발명에 따른 프레스 경화 부품의 미세조직을 보여주는 첨부 도면을 참조하여 제한없이 보다 상세하게 설명될 것이다.
강판 및 프레스 경화 강 부품은 원소들이 중량%로 표현되는 특정 조성을 갖는 강으로부터 제조된다:
- 0.15% ≤ C ≤ 0.22%: 탄소 함량은 프레스 경화 후에 만족스러운 항복 강도 및 인장 강도를 얻기 위해 0.15% 이상이어야 한다. 그러나, 탄소 함량이 0.22% 를 초과하면, 굽힘성 및 용접 인성이 감소된다.
- 3.5% ≤ Mn ≤ 4.2%: 망간 함량은 프레스 경화 후에 충분한 마텐자이트 분율을 갖는 조직을 얻기 위해 충분한 경화능을 갖도록 적어도 3.5% 이어야 한다. 그리고, Mn 이 3.5% 미만인 경우, 열영향부에서 용접 시 너무 높은 페라이트 분율이 형성되어, 열영향부의 경도가 불충분해지고 이 열영향부에서 균열의 국부화가 발생하여 연성이 저하된다. 그러나, 망간 함량이 4.2% 를 초과하면, 연성 감소와 관련된, 밴드타입 미세조직을 갖는 편석이 형성될 위험이 증가한다. 또한, 4.2% 보다 높은 Mn 함량은 용접성을 손상시키며, 특히 저항 스폿 용접부의 인장 특성을 감소시킨다.
바람직하게는, Mn 함량은 훨씬 더 높은 용접성을 얻기 위해 4.0% 미만이다.
- 0.001% ≤ Si ≤ 1.5%: 규소는 액체 스테이지에서 강 탈산에 기여하고, 열간 성형 후 경화에 기여할 수도 있다. 그러나, Si 함량이 1.5% 를 초과하면, 열간 압연 후 그리고/또는 냉간 압연 전 강판의 인성이 불충분하다. 또한, 이러한 높은 Si 함량은 금속 코팅된 강판의 제조에서 코팅의 접착을 방지하는 표면 산화물의 형성을 야기할 수 있다. Si 를 0.001% 미만의 극히 낮은 값으로 감소시키는 것은 비용이 많이 들며 추구하는 특성의 관점에서 비효율적이다.
- 0.020% ≤ Al ≤ 0.9%: 알루미늄은, 0.020% 이상의 양으로 첨가되는 때, 액체 상태에서 매우 효과적인 탈산제이다. 바람직하게는, Al 함량은 적어도 0.3% 이다. 특히, 프레스 경화 부품이 알루미늄, 알루미늄계 합금 또는 알루미늄 합금 프리코팅으로 프리코팅된 강판으로부터 수득되는 경우, 이 프리코팅의 합금화는 일반적으로 열간 성형 전에 수행된다. 이 합금화는 열간 프레스 성형 전에 800 ℃ 내지 950 ℃ 의 가열 온도를 필요로 한다. 적어도 0.3% 의 Al 첨가로 인해, 800 ℃ 내지 950 ℃ 의 가열 온도는 가열 시 원하는 조직 (적어도 70% 의 오스테나이트를 포함함) 을 초래할 것이지만, 너무 중요한 오스테나이트 결정립의 조대화를 초래하지는 않을 것이다.
- 0.001% ≤ Cr ≤ 1%: 크롬은 탄화물의 용해를 지연시키고 잔류 오스테나이트를 안정화시키기 위해 첨가될 수 있다. 최대1% 의 크롬이 허용된다: 이 함량을 초과하면, Cr 은 초기 단계에서 형성된 탄화물의 용해를 방지한다. Cr 을 0.001% 미만의 극히 낮은 값으로 감소시키는 것은 비용이 많이 들며 추구하는 특성의 관점에서 비효율적이다.
- 0.001% ≤ Mo ≤ 0.3%. 몰리브덴은 양호한 용접성을 얻는 데 기여하고, 열연 강판의 인성을 증가시켜서, 열연 강판의 가공성을 향상시킨다. Mo 는 또한 주조 동안 망간의 미세편석을 감소시킨다. 또한, Mo 는 프레스 경화 부품의 인장 강도 및 굽힘 각도를 증가시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해, Mo 함량은 적어도 0.05% 인 것이 바람직하다. 그러나, 0.3% 를 초과하면, Mo 의 첨가는 비용이 많이 든다. 게다가, Mo 를 0.001% 미만의 극히 낮은 값으로 감소시키는 것은 비용이 많이 들며 추구하는 특성의 관점에서 비효율적이다.
- 0.0003% ≤ B ≤ 0.004%: 적어도 0.0003% 의 함량에서, 붕소는 프레스 경화 부품 B 의 인장 강도 및 굽힘 각도를 증가시킨다. 또한, B 는 열연 강판의 인성을 증가시켜서 가공성을 증가시킨다. 특히, B 로 인해, 열연 강판의 만족스러운 인성을 유지하면서 강 조성에 1.5% 이하의 Si 가 존재할 수 있다. B 는 또한 프레스 경화 부품의 용접성을 향상시킨다. 그러나, 본 발명에서, 적어도 3.5% 의 Mn 의 첨가를 통해 충분한 켄칭성 (quenchability) 이 달성되므로, 켄칭성에 대한 역할을 위해 B 가 첨가되지 않는다. B 함량은 0.004% 로 제한되는데, 이 함량을 초과하면, 그 효과가 포화되기 때문이다. 또한, B 함량은 프레스 성형 단계에 앞서는 가열 및 유지 동안 보로카바이드의 석출을 제한하기 위해 0.0015% 이하인 것이 바람직하다.
- 0.001% ≤ Ti ≤ 0.040%: 티타늄은 고온에서 질화물 형태로 석출한다. 따라서, 티타늄은 충분한 양의 질소를 안정적으로 구속하기 위해 첨가될 수 있어서, 붕소와 결합하는 데 질소가 이용 가능하지 않거나 소량만 이용 가능하다. 따라서, 열연 강판의 인성 및 프레스 경화 부품의 용접성, 인장 강도 및 굽힘 각도를 증가시키기 위해 붕소가 이용 가능하다. 그러나, 티타늄이 0.040% 를 초과하면, 강 정련 (steel elaboration) 중에 액체 스테이지에서 티타늄이 석출하여, 프레스 경화 후에 연성 및 굽힘성을 낮추는 조대한 티타늄 질화물이 생성될 위험이 있다.
강 조성이 적어도 0.15% 의 Al 을 포함하는 경우, Ti 로서 Al 이 질소와 결합하기 때문에 Ti 의 첨가는 단지 선택적이다. 하지만, Ti 를 0.001% 미만의 극히 낮은 값으로 감소시키는 것은 비용이 많이 들며 추구하는 특성의 관점에서 비효율적이다. 이 실시형태에서, Ti 함량은 예를 들어 3.42*N 보다 낮다.
강 조성이 0.15% 미만의 Al 을 포함하는 경우, Ti 는 3.42*N 이상의 함량으로 첨가되는 것이 바람직하며, 여기서 N 은 강 조성 중 질소 함량을 나타낸다.
바람직하게는, Ti 함량은 8 x N 미만이다.
- 0.001% ≤ Nb < 0.060%. 니오븀은 적어도 0.001% 의 함량으로 불순물로서 존재할 수도 있다. 게다가, Nb 를 0.001% 미만의 극히 낮은 값으로 감소시키는 것은 비용이 많이 들며 추구하는 특성의 관점에서 비효율적이다. Nb 를 자발적으로 첨가하는 경우, 그 함량은 바람직하게는 적어도 0.010% 이다. 탄소 및/또는 질소와 함께, 니오븀은 미세한 니오븀 탄질화물 Nb(CN) 을 형성한다. Nb 함량이 0.010% 이상이면, 열간 프레스 성형 직전의 가열 중에 오스테나이트 결정립 크기를 미세화하는 그러한 석출물을 획득할 수 있다. 이러한 더 미세한 오스테나이트 결정립은 더 미세한 라스 조직과 증가된 연성 및 인성을 초래한다. 그러나, 0.060% 초과의 함량은 열연 판의 더 높은 경도를 야기하여 냉간 압연의 수행을 어렵게 만든다.
- 0.001% ≤ N ≤ 0.009%: 질소 함량은 강 정련 중에 조정된다. 질소는 0.001% 이상의 함량에서 티타늄 및 니오븀과 결합하여 질화물 및 탄질화물을 형성하며, 이는 열간 프레스 성형 직전의 가열 중에 오스테나이트 결정립의 조대화를 제한하여, 열간 프레스 성형 후에 획득되는 마텐자이트 라스를 미세화한다. 그러나, N 함량이 0.009% 를 초과하면, 프레스 경화 부품의 굽힘 각도가 작아지고 연성이 저하된다. 바람직하게는, 질소 함량은 0.007% 미만이다.
- 0.0005% ≤ S ≤ 0.003%: 0.003% 초과에서는, 프레스 경화 부품의 굽힘성 및 연성을 낮추는 황화물이 생성된다. 그러나, 0.0005% 미만의 S 함량은 상당한 이득 없이 비용이 많이 드는 탈황 처리를 필요로 한다. 따라서, S 함량은 적어도 0.0005% 이다.
- 0.001% ≤ P ≤ 0.020%: 인은, 0.020% 초과의 양으로 존재하면, 오스테나이트 결정립계에서 석출되어 프레스 경화 부품의 인성을 감소시킬 수 있다. 그러나, 0.001% 미만의 P 함량은, 프레스 경화 부품의 기계적 성질에서의 큰 이득 없이, 액체 스테이지에서 비용이 많이 드는 처리를 필요로 한다. 따라서, P 함량은 적어도 0.001% 이다.
- 0.0001% ≤ Ca ≤ 0.003%: 선택적인 원소로서, 칼슘이 강 조성에 첨가될 수 있다. Ca 은, 0.0001% 이상의 함량으로 첨가되는 때, 황 및 산소와 결합하여, 세장형 (elongated) 망간 황화물의 경우에서처럼, 연성에 악영향을 미치지 않는 산황화물을 생성한다. 또한, 이 산황화물은 (Ti,Nb)(C,N) 의 미세 석출을 위한 핵제 (nucleant) 로서 작용한다. 이 효과는 Ca 함량이 0.003% 보다 높을 때 포화된다.
조성의 잔부는 철 및 불가피한 불순물이다. 이 점에 있어서, 니켈, 구리 및 바나듐은 적어도 불가피한 불순물인 잔류 원소로서 간주된다. 따라서, 이들의 함량은 최대 0.05 % Ni, 최대 0.03 % Cu 및 최대 0.007 % V이다.
본 발명에 따르면, 프레스 경화 부품은 상기 조성 및 특정 미세조직을 갖는 강판으로부터 얻어진다.
본 발명에 따른 강판은 0.7 mm 내지 5 mm 의 두께를 갖는다.
강판은 최종 부품의 원하는 두께에 따라 열연 또는 냉연 강판일 수 있다.
예를 들어, 본 발명에 따른 열연 강판은 1.5 mm 내지 5 mm 의 두께를 갖고, 냉연 강판은 0.7 mm 내지 2.5 mm 의 두께를 갖는다.
특정 실시형태에서, 특히 높은 중량 감소를 갖는 프레스 경화 부품을 제조하고자 하는 경우, 본 발명의 강판은 균일하지 않고 달라지는 두께를 갖는다. 강판의 가장 두꺼운 부분과 가장 얇은 부분 사이의 두께 차이는 가장 두꺼운 부분의 두께의 50% 에 달할 수 있다.
특히, 불균일한 두께를 가지는 강판은 연속적인 가요성 압연에 의해, 즉 압연 프로세스 동안 롤러들을 통해 판에 가해진 하중과 관련하여 압연 후에 얻어진 판 두께가 압연 방향으로 가변적인 프로세스에 의해 생성될 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 강판은 어닐링된 강판일 수 있다. 특히, 강판이 욕에서 용융 도금에 의해 코팅되는 경우, 강판은 아래에서 더 상세하게 개시되는 바와 같이 어닐링된 강판이다. 또한, 강판이 냉간 압연되는 경우, 강판이 용융 도금되는지 여부에 관계없이 어닐링은 냉간 압연 후 수행되는 것이 바람직하다.
본 발명에 따른 강판의 미세조직은 강판이 열간 압연 후 (강판이 열연 강판인 경우) 또는 냉간 압연 후 (강판이 냉연 강판인 경우) 어닐링되지 않은 강판인지 또는 어닐링된 강판인지의 여부에 의존한다.
그러나, 임의의 경우에, 강판 (즉, 어닐링된 또는 어닐링되지 않은 강판) 은 표면 분율로
50% 미만의 페라이트,
1% 내지 20% 의 잔류 오스테나이트,
60 nm 보다 큰 시멘타이트 입자의 표면 밀도가 10^7/mm2 미만이도록 하는 시멘타이트,
베이나이트 및/또는 마텐자이트로 이루어진 보완물
로 이루어진 미세조직을 가지며,
잔류 오스테나이트는 적어도 1.1*Mn% 의 평균 Mn 함량을 갖고, Mn% 는 강 조성 중의 Mn 함량을 나타낸다.
"60 nm 보다 큰 시멘타이트 입자" 는, 고려되는 시멘타이트 입자가 60 nm 초과의 더 큰 치수를 갖는 것으로 이해되어야 한다.
강판의 미세조직은 실온에서 잔류 오스테나이트인 1% 내지 20% 의 오스테나이트를 포함한다. 잔류 오스테나이트는 망간이 풍부하며, 잔류 오스테나이트의 평균 Mn 함량은 1.1*Mn% 이상이며, 여기서 Mn% 는 강 조성 중 Mn 함량을 나타낸다. 이러한 Mn 풍부화는 잔류 오스테나이트를 안정화시킨다.
강판의 미세조직은 페라이트를 포함할 수도 있으며, 페라이트의 표면 분율은 최대 50% 이다. 일 실시형태에서, 강판의 미세조직은 페라이트를 포함하지 않는다.
강판의 미세조직의 보완물은 베이나이트 및/또는 마텐자이트로 이루어지며, 미세조직의 잔부에 해당한다. 더 구체적으로, 이 보완물은 마텐자이트로 이루어지거나 또는 마텐자이트 및 베이나이트로 이루어질 수도 있다.
특히, 강 조성 중 높은 Mn 함량으로 인해, 마텐자이트는 높은 냉각 속도를 요구함이 없이 Ae1 보다 높은 온도로부터 냉각 시에 형성된다.
강판의 미세조직은 시멘타이트를 포함할 수도 있다. 그러나, 60 nm 초과의 더 큰 치수를 갖는 시멘타이트 입자의 표면 밀도는 10^7/mm2 미만이다.
오스테나이트, 마텐자이트 및 페라이트의 표면 분율, 및 60 nm 초과의 더 큰 치수를 갖는 시멘타이트 입자의 표면 밀도는, 다음 방법을 통해 결정된다: 시편을 강판으로부터 잘라 내고, 미세조직을 드러내기 위해 연마하고 그 자체로 알려진 시약으로 에칭한다. 그 다음, 광학 또는 주사 전자 현미경을 통해 섹션을 검사한다. 각 성분 (마텐자이트, 페라이트, 오스테나이트 및 시멘타이트) 의 표면 분율의 결정은 그 자체로 공지된 방법을 통한 이미지 분석으로 수행된다.
제 1 실시형태에서, 강판은 열연 또는 냉연 강판이며, 적용 가능하다면 열간 압연 또는 냉간 압연 후 어닐링을 거치지 않은, 즉 어닐링되지 않은 강판이다. 이 제 1 실시형태에서, 강판은 용융 도금되지 않는다.
이 실시형태에서, 강판은 표면 분율로
5% 내지 20% 의 잔류 오스테나이트,
60 nm 초과의 더 큰 치수를 갖는 시멘타이트 입자의 표면 밀도가 10^7/mm2 미만이도록 하는 시멘타이트,
베이나이트 및/또는 마텐자이트로 이루어진 보완물
로 이루어진 미세조직을 갖고,
잔류 오스테나이트는 적어도 1.1*Mn% 의 평균 Mn 함량을 갖고, Mn% 는 강 조성 중의 Mn 함량을 나타낸다.
제 2 실시형태에서, 강판은 어닐링된 강판이며, 이는 열간 압연 및 어닐링된 강판, 또는 냉간 압연 및 어닐링된 강판일 수 있다. 이 실시형태에 따른 어닐링된 강판은 예를 들어 프리코팅된 강판이거나 또는 코팅되지 않는다.
이 제 2 실시형태에서, 강판은 표면 분율로
50% 미만의 페라이트,
1% 내지 20% 의 잔류 오스테나이트,
60 nm 초과의 더 큰 치수를 갖는 시멘타이트 입자의 표면 밀도가 10^7/mm2 미만이도록 하는 시멘타이트,
마텐자이트로 이루어진 보완물
로 이루어진 미세조직을 갖고,
잔류 오스테나이트는 적어도 1.1*Mn% 의 평균 Mn 함량을 갖고, Mn% 는 강 조성 중의 Mn 함량을 나타낸다.
이 실시형태에서, 조직은 아래에서 더 상세히 설명되는 바와 같이 어닐링 조건에 따라 페라이트를 포함히지 않을 수도 있다.
전술한 강판은 코팅되지 않거나 또는 선택적으로 금속 프리코팅으로 프리코팅될 수도 있다. 금속 프리코팅은 알루미늄, 알루미늄계 합금 또는 알루미늄 합금일 수 있다. 금속 프리코팅은 또한 아연, 아연계 합금 또는 아연 합금일 수 있다.
이하에서, 알루미늄 (또는 아연) 계 합금은 Al (또는 Zn) 이 프리코팅의 중량% 에서 주된 원소인 합금이고, 알루미늄 (또는 아연) 합금은 중량 기준 Al (또는 Zn) 함량이 프리코팅에서 50% 보다 높은 합금이다.
강판이 프리코팅되는 경우, 강판은 바람직하게는 프리코팅 아래에 2 개의 주된 면들의 각각의 표면에 탈탄 영역을 포함하며, 이 탈탄 영역의 깊이 p50% 가 6 내지 30 마이크로미터이고, p50% 는 탄소 함량이 강 조성 중의 C 함량의 50% 인 깊이이다.
또한, 강판은 바람직하게는 주된 표면과 금속 프리코팅 사이의 계면에서 철 산화물 층을 함유하지 않는다.
이제, 본 발명에 따른 프레스 경화 강 부품의 미세조직을 설명한다.
이 미세조직 설명은 대부분의 프레스 경화 강 부품에 적용되며, 이는 이 미세조직이 원하는 기계적 특성을 획득하기 위해 프레스 경화 강 부품의 부피의 적어도 95 % 에 존재한다는 것을 의미한다. 아래에서 설명하는 것처럼, 부품이 프레스 경화 전에 용접될 수 있다는 사실, 즉 용접 미세조직이 프레스 경화 부품의 벌크와 상이할 수 있다는 사실로 인해, 또는 프레스 성형 단계에서의 더 강한 국부 변형으로부터 발생할 수도 있는 미세조직 변화로 인해, 미세조직은 부품의 일부 구역에서 국부적으로 상이할 수도 있지만, 이는 이 부품의 부피의 5 % 미만에 해당한다.
따라서, 프레스 경화 부분의 대부분은 표면 분율로
- 적어도 50% 의 파티셔닝된 마텐자이트,
- 30% 미만의 페라이트,
- 적어도 2% 의 잔류 오스테나이트,
- 60 nm 초과의 더 큰 치수를 갖는 시멘타이트 입자의 표면 밀도가 10^7/mm2 미만이도록 하는 시멘타이트,
- 최대 5% 의 프레시 마텐자이트
로 이루어진 미세조직을 갖고,
잔류 오스테나이트는 적어도 0.5% 의 평균 C 함량을 갖는다.
이 표면 분율 및 밀도는 다음의 방법을 통해 결정된다: 프레스 경화 부품으로부터 시편을 잘라 내고, 미세조직을 드러내기 위해 연마하고 그 자체로 알려진 시약으로 에칭한다. 그 다음, 광학 또는 주사 전자 현미경을 통해 섹션을 검사한다. 각각의 성분 (파티셔닝된 마텐자이트, 프레시 마텐자이트, 페라이트 및 오스테나이트) 의 표면 분율의 결정 그리고 60 nm 초과의 더 큰 치수를 갖는 시멘타이트 입자의 표면 밀도의 결정은 그 자체로 공지된 방법을 통한 이미지 분석으로 수행된다. 잔류 오스테나이트 분율은 예를 들어 X선 회절 (XRD) 에 의해 결정된다.
파티셔닝된 마텐자이트는 구오스테나이트 결정립 내에 배향된 미세한 세장형 라스로서 존재한다. 파티셔닝된 마텐자이트는 열간 성형 후 Ms 변태 온도 미만으로 냉각 후 350 ℃ 내지 550 ℃ 의 후처리 온도 TPT 에서 가열 및 유지될 때 생성된다.
파티셔닝된 마텐자이트는 강의 공칭 C 함량보다 엄격히 낮은 평균 C 함량을 갖는다. 이러한 낮은 C 함량은 350 ℃ 내지 550 ℃ 의 후처리 온도 TPT 에서의 유지 동안, 강의 Ms 온도 미만으로 켄칭될 때 생성된 마텐자이트로부터 오스테나이트로의 탄소의 파티셔닝에 기인한다.
조직 중에 프레시 마텐자이트가 존재할 수도 있다. 특히, 후처리 온도 TPT 으로부터 실온으로의 형성된 부품의 냉각 시에 프레시 마텐자이트가 형성될 수 있다. 그러나, C 및 일반적으로 Mn 과 오스테나이트의 높은 안정화로 인해, 냉각 시 형성된 프레시 마텐자이트의 표면 분율은 5% 미만으로 유지된다.
파티셔닝된 마텐자이트는, 연마되고 그 자체로 알려진 시약, 예컨대 Nital 시약으로 에칭되어 주사 전자 현미경 (SEM) 및 전자 후방산란 회절 (EBSD) 에 의해 관찰되는 섹션에서 프레시 마텐자이트와 구별될 수 있다.
프레스 경화 부품의 미세조직은 실온에서 잔류 오스테나이트인 적어도 2% 의 오스테나이트를 포함한다. 잔류 오스테나이트는 탄소가 풍부하며, 이러한 풍부화는 350 ℃ 내지 550 ℃ 의 후처리 온도 TPT 에서의 유지 동안 Ms 미만에서 생성된 마텐자이트로부터 오스테나이트로의 탄소의 파티셔닝에 기인한다.
특히, 잔류 오스테나이트는 적어도 0.5% 의 평균 C 함량을 갖는다. 이러한 C 풍부화는 오스테나이트를 안정화시킨다.
잔류 오스테나이트의 C 함량은 예를 들어 리트벨트법 (Rietveld refinement) (Rietveld, H., "A profile refinement method for nuclear and magnetic structures", Journal of applied Crystallography, 2(2), 65-71, 1969) 으로 X선 회절 (XRD) 분석에 의해 잔류 오스테나이트 분율 및 격자 파라미터를 결정함으로써 결정된다. 그리고, 잔류 오스테나이트의 C 함량은 Dyson 및 Holmes 식 (D. J. Dyson, and B. Holmes: "Effect of alloying additions on the lattice parameter austenite", Journal of the Iron and Steel Institute, 1970, 208, 469-474) 을 사용하여 결정된다.
잔류 오스테나이트는 또한 일반적으로 망간이 풍부하고, 이 원소에 의해 안정화된다.
특히, 잔류 오스테나이트는 일반적으로 1.1*Mn% 이상의 평균 Mn 함량을 가지며, 여기서 Mn 은 강 조성 중의 Mn 함량을 나타낸다.
잔류 오스테나이트는, 적어도 2% 의 표면 분율로 존재할 때, 연성, 특히 굽힘 각도 및 파괴 변형률을 증가시키는 데 기여한다.
부품의 미세조직은 페라이트를 또한 포함할 수도 있다. 그러나, 이 부드러운 연성 성분은 높은 인장 강도의 달성을 불가능하게 한다. 따라서, 본 발명의 하나의 대상이 1300 내지 1600 ㎫ 의 인장 강도를 갖는 프레스 경화 부품을 제조하는 것이므로, 페라이트의 표면 분율은 30% 보다 높아서는 안되며, 그렇지 않으면 원하는 강도를 획득할 수 없다.
페라이트 결정립은, 존재하는 경우, 최대 1.5 ㎛ 의 평균 크기를 갖는 것이 바람직하다. 이 평균 페라이트 결정립 크기는 적어도 1000 MPa 의 항복 강도를 달성하는데 기여한다.
프레스 경화 부품은 높은 굽힘성 특성을 가져야 하므로, 이를 위해 티타늄 질화물의 평균 크기가 바람직하게 제어되어야 한다는 것이 밝혀졌다. TiN 의 평균 크기는 주사 또는 투과 전자 현미경 관찰에 의한 관찰을 통해 결정될 수 있다. 더 구체적으로, 굽힘 중에 가장 많이 변형된 구역인, 프레스 경화 부품의 표면 근처의 외부 구역에서 TiN 의 평균 크기가 바람직하게 제한되어야 한다는 것이 판명되었다. 이 구역은 부품의 4 분의 1 두께와 부품의 가장 가까운 표면 사이에 포함된다. TiN 의 평균 크기가 2 마이크로미터 이상인 경우, 직사각형 형상의 티타늄 질화물과 매트릭스 사이의 경계에서 손상이 개시되고, 굽힘 각도는 60°미만일 수 있다.
이러한 외부 구역에서는, 또한 세장형 황화물의 존재로부터 손상 개시가 초래될 위험이 있고: 이러한 성분은 조대한 석출물 형태로 주로 망간과 결합할 정도로 황 함량이 충분히 높은 때에 존재할 수 있다. 이는 고온에서 가소성이 높으므로 열간 압연에 의해 그리고 프레스 경화에서의 고온 변형 중에 용이하게 연신된다. 따라서, 황화물의 평균 길이가 외부 구역 (즉, 4 분의 1 두께로부터 가장 가까운 표면까지) 에서 120 마이크로미터보다 클 때, 파괴 변형률은 이 황화물에서의 연성 개시로 인해 0.50 미만일 수 있다.
이 프레스 경화 부품은 코팅되지 않거나 또는 선택적으로 코팅될 수도 있다. 코팅은 알루미늄계 합금 또는 알루미늄 합금일 수도 있다. 코팅은 또한 아연계 합금 또는 아연 합금일 수도 있다.
특정 실시형태에서, 본 발명의 프레스 경화 강 부품은, 균일하지 않지만 변하는 두께를 갖는다. 부품의 가장 두꺼운 부분과 부품의 가장 얇은 부분 사이의 두께 차이는 가장 두꺼운 부분의 두께의 50% 에 달할 수 있다.
따라서, 외부 응력을 가장 많이 받는 구역에서 원하는 기계적 저항 레벨을 달성할 수 있고, 프레스 경화 부품의 다른 구역에서의 중량을 절감하여 차량 중량 감소에 기여할 수 있다. 특히, 불균일한 두께를 갖는 부품은 연속 가요성 압연에 의해 제조되는 가변 두께를 갖는 판으로부터 제조될 수 있다. 따라서, 본 발명의 조건 내에서, 전방 레일, 후방 레일, 시트 크로스 부재, 터널 아치, 필러, 대시 패널 크로스 부재 또는 도어 링과 같은 변하는 두께를 갖는 차량 부품을 유리하게 제조하는 것이 가능하다.
변하는 두께를 갖는 이러한 프레스 경화 부품은 특히, 변하는 두께를 갖는 본 발명에 따른 강판으로부터 제조된다.
이제, 강판 및 프레스 경화 부품의 제조 프로세스를 설명한다.
추가로 열간 압연될 수 있는, 주조 슬래브 또는 잉곳 형태의 반제품에 전술한 강 조성이 제공된다. 이 반제품의 두께는 일반적으로 50 내지 250 ㎜ 이다.
이 반제품은 바람직하게는 1200 내지 1300 ℃ 의 온도로 가열되고, 열간 압연되어 열연 강판을 얻고, 온도 Tcoil 에서 권취된다.
권취 온도 Tcoil 은 550 ℃ 보다 높지 않아야 하며, 그렇지 않으면 니오븀 탄질화물의 너무 중요한 석출이 발생하여 경화를 유도하고 추가 냉간 압연 단계에 대한 어려움을 증가시킨다. Tcoil 이 550 ℃ 이하이면, 적어도 50 % 의 유리 니오븀이 강판에 잔존한다. 그리고, 권취 온도는 내부 선택적 산화를 제한하기 위해 550 ℃ 로 제한된다.
권취 온도는 바람직하게는 적어도 20 ℃, 더 바람직하게는 적어도 350 ℃ 이다.
권취 동안, 망간은 오스테나이트로 파티셔닝되어, 오스테나이트를 풍부하게 하고 안정화시킨다.
이 스테이지에서, 열연 강판의 두께는 1.5 ~ 5 ㎜ 의 전형적인 범위 내일 수 있다.
이와 같이 수득된 열연 강판은 표면 분율로
5% 내지 20% 의 잔류 오스테나이트,
60 nm 초과의 더 큰 치수를 갖는 시멘타이트 입자의 표면 밀도가 10^7/mm2 미만이도록 하는 시멘타이트,
베이나이트 및/또는 마텐자이트로 이루어진 보완물
로 이루어진 미세조직을 가지며,
잔류 오스테나이트는 적어도 1.1*Mn% 의 평균 Mn 함량을 갖고, Mn% 는 강 조성 중의 Mn 함량을 나타낸다.
이 스테이지에서, 열연 강판은 25℃ 에서 일반적으로 60 J/cm2 초과의, 매우 높은 샤르피 에너지를 갖는다.
원하는 최종 두께가 이 범위 내에 있는 적용의 경우, 열연 강판은 후술하는 바와 같이 프레스 경화 부품의 제조를 위해 사용되거나, 또는 코팅된 프레스 경화 부품이 제조되어야 한다면 후술하는 프로세스로 어닐링 및 코팅될 수 있다.
더 낮은 두께를 원하는 적용의 경우, 특히 0.7 ~ 2.5 ㎜ 의 경우, 열연 강판은 통상의 조건에서 산세되고 추가로 냉간 압연된다.
추가 어닐링 중에 높은 재결정 분율을 획득하기 위해, 냉간 압연율은 전형적으로 30% 내지 80 % 이다.
냉간 압연율은 다음과 같이 정의된다: if t0 가 냉간 압연 전 강판의 두께를 나타내고, tf 가 냉간 압연 후 강판의 두께를 나타낸다면, 냉간 압연율은 (t0-tf)/t0 이다.
이 스테이지에서, 즉 냉간 압연 직후, 냉연 강판은 표면 분율로
5% 내지 20% 의 잔류 오스테나이트,
60 nm 초과의 더 큰 치수를 갖는 시멘타이트 입자의 표면 밀도가 10^7/mm2 미만이도록 하는 시멘타이트,
베이나이트 및/또는 마텐자이트로 이루어진 보완물
로 이루어진 미세조직을 가지며,
잔류 오스테나이트는 적어도 1.1*Mn% 의 평균 Mn 함량을 갖고, Mn% 는 강 조성 중의 Mn 함량을 나타낸다.
바람직하게는, 열간 압연 후 그리고 냉간 압연 전, 열연 강판은 열연 강판의 경도를 감소시켜서 냉간 압연성을 향상시키기 위해 그리고 추가 냉간 압연 동안 에지 균열의 위험을 감소시키기 위해 배치 어닐링된다.
예를 들어, 열연 강판은 550 ℃ 내지 700 ℃ 의 배치 어닐링 온도 THBA 에서 배치 어닐링되고, 이 온도 에서 1 hour 내지 20 hour 의 배치 어닐링 시간 tHBA 동안 유지된다.
열간 압연 후 (열간 압연 및 프리코팅된 강판이 제조되는 경우), 또는 냉간 압연 후, 압연 강판, 즉 열연 또는 냉연 강판은 선택적으로 어닐링된다.
냉간 압연 후, 압연 강판이 냉연 강판이면 어닐링을 실시하는 것이 바람직하다. 실제로, 이 경우 결정립의 재결정화를 달성하기 위해 어닐링이 수행된다. 특히, 이러한 재결정화로 인해, 어닐링 후 강판의 평탄도가 특히 양호하여, 레이저 용접에 의해 용접될 수 있는 판 또는 블랭크를 제조할 수 있다. 실제로, 레이저 용접은 엄격한 평평도 공차를 갖는 블랭크를 필요로 하며, 그렇지 않으면 갭으로 인해 용접 중에 기하학적 결함이 발생할 수 있다.
압연 강판이 열연 강판인 경우, 그러한 재결정화가 필요하지 않으며, 열연 강판을 절단하여 블랭크를 생산하고 어닐링없이 후술하는 바와 같이 열간 성형한다.
그러나, 욕에서 용융 도금에 의해 코팅된 열연 또는 냉연 강판을 제조하고자 하는 경우, 열연 또는 냉연 강판은 어떤 경우든 코팅을 위한 준비에서 권취 후에 어닐링된다.
즉, 코팅되지 않은 열연 또는 냉연 강판을 제조하는 경우, 어닐링이 선택적으로 수행된다.
대조적으로, 강판이 열연 또는 냉연인지에 관계없이, 어닐링은 용융 도금 강판이 제조되어야 한다면 어떤 경우든 수행된다.
어떤 경우든 (즉, 판이 열연 판인지 냉연 판인지), 어닐링은 강판을 650 ℃ 이상의 어닐링 온도 TA 로 가열하고 그 강판을 어닐링 온도 TA 에서 30 s 내지 600 s 의 어닐링 시간 tA 동안 유지한 후 그 강판을 냉각시켜 표면 분율로 다음으로 이루어진 조직을 갖는 어닐링된 강판을 획득함으로써 수행된다:
- 50% 미만의 페라이트,
- 1% 내지 20% 의 잔류 오스테나이트 (잔류 오스테나이트는 1.1*Mn% 이상의 평균 Mn 함량을 가짐),
- 60 nm 초과의 더 큰 치수를 갖는 시멘타이트 입자의 표면 밀도가 10^7/mm2 미만이도록 하는 시멘타이트,
- 마텐자이트로 이루어진 보완물.
강판은 직접 어닐링 온도 TA 로부터 실온으로 냉각되거나, 또는 냉각 동안 아래에서 상세히 설명하는 바와 같이 템퍼링 처리 및/또는 욕에서의 용융 도금을 거칠 수 있다.
강판이 일반적으로 냉연 강판인 일 실시형태에 따르면, 완전한 재결정화를 얻기 위해 어닐링 온도 TA 는 Ae3 보다 높다. Ae3 는 평형 변태 온도를 나타내며, 이보다 높은 온도에서 오스테나이트는 완전히 안정적이다.
이 실시형태에서, 강판의 조직은, 실온으로의 냉각 후에, 페라이트를 포함하지 않지만, 높은 경도를 갖는 많은 비율의 프레시 마텐자이트를 포함한다.
그러므로, 이 실시형태에서, 강판은 바람직하게는 어닐링 후에 템퍼링 처리되어, 블랭크를 얻기 위해 판의 추가 커팅을 용이하게 한다.
템퍼링 처리는 예를 들어 어닐링 온도 TA 에서의 유지 후에 그리고 선택적인 용융 도금 전에 수행된다.
예를 들어, 이 템퍼링 처리는 어닐링 시간 tA 동안 유지 후 어닐링 온도 TA 로부터 실온 내지 Ms-100 ℃ 의 온도로 강판을 냉각시킨 후 그 강판을 350 ℃ 내지 550 ℃ 의 템퍼링 온도 Tt 로 재가열하고 이 온도에서 10 s 내지 600 s 의 시간 동안 유지함으로써 수행된다. Ms 는 냉각 시 마텐자이트로의 변태가 시작되는 온도를 나타낸다.
템퍼링 온도 Tt 에서의 유지 후, 강판은 실온으로 냉각되거나 또는 아래에서 상세하게 설명되는 바와 같이 욕에서 용융 도금된 후 실온으로 냉각된다.
강판이 열연 또는 냉연 강판인 다른 실시형태에서, 어닐링 온도 TA 는 650 ℃ 내지 Ae3 이고, Ae3 는 평형 변태 온도를 나타내며, 이보다 높은 온도에서 오스테나이트는 완전히 안정적이다. 본 기술분야의 통상의 기술자는 열역학적 계산에 의해 또는 가열 및 등온 유지를 수반하는 시험을 통해 Ae3 를 결정하는 방법을 알고 있다.
이 실시형태에서, 어닐링 온도 TA 에서 그리고 어닐링 온도에서의 유지 후에 강판의 조직은 전적으로 오스테나이트계는 아니며, 페라이트를 포함한다.
어닐링 온도 TA 에서의 유지 동안, 오스테나이트에 대한 망간의 파티셔닝이 완료된다.
이 실시형태에서, 어닐링 온도 TA 에서의 유지 후, 강판은 예를 들어 즉시 실온으로 냉각되거나, 또는 아래에서 상세하게 설명하는 바와 같이 용융 도금된 후 실온으로 냉각된다.
실제로, 어닐링 온도 TA 가 Ae3 보다 낮은 경우, 이렇게 수득된 어닐링된 강판은 페라이트를 포함하는 조직을 가지므로, 어닐링된 강판은 실온으로의 냉각 후 블랭크를 생산하기 위해 더 용이하게 커팅될 수 있다.
그러나, 필요하다면, 판의 경도에 따라, 위에서 개시된 템퍼링 처리는 블랭크를 얻기 위해 판의 추가 커팅을 용이하게 하도록 수행될 수 있다.
Ae3 보다 높거나 낮은 어닐링 온도 TA 에서의 유지 및 선택적인 템퍼링 처리 후, 프로세스의 추가 단계는 제조할 판의 타입에 의존한다.
- 코팅되지 않은 강판이 제조되어야 한다면, 강판은 어닐링 온도 TA 로부터 또는 템퍼링 온도 Tt 로부터 실온으로 냉각되고,
- 프리코팅된 강판이 제조되어야 한다면, 어닐링된 강판은 어닐링 온도 TA, 로부터 냉각되거나, 또는 적용 가능하다면 (즉, 템퍼링 온도가 희망 프리코팅 온도와 같지 않다면) 템퍼링 온도 Tt 로부터 프리코팅 온도 Tpc 로 된 후 욕에서의 연속 용융 도금에 의해 금속 프리코팅으로 프리코팅되고 나서 실온으로 냉각된다.
프리코팅 온도 Tpc 는 욕의 열적 중단을 방지하기 위해 프리코팅 욕의 온도 Tbm 에 가깝다. 이러한 이유로, 프리코팅 온도 Tpc 는 바람직하게는 Tbm-10 ℃ 내지 Tbm+50 ℃ 이다.
원하는 프리코팅이 알루미늄, 알루미늄계 합금 또는 알루미늄 합금이라면, 강판은 약 650 ~ 680 ℃ 의 욕에서 연속 용융 도금되며, 정확한 온도는 알루미늄계 합금 또는 알루미늄 합금의 조성에 의존한다. 바람직한 프리코팅은 중량으로 5 % 내지 11 % 의 Si, 2 % 내지 4 % 의 Fe, 선택적으로 0.0015 내지 0.0030 % 의 Ca, 잔부의 Al 및 불순물을 포함하는 욕에서 판을 용융 도금함으로써 획득되는 Al-Si 이다.
그 후, 판은 실온으로 냉각된다. 일 옵션으로서, 이 Al, Al계, 또는 Al 합금 프리코팅 판은 Al 및 철, 그리고 선택적으로 규소를 함유하며 유리 Al 이나 Fe3Si2Al12 타입의 τ5 상 또는 Fe2Si2AI9 타입의 τ6 상을 함유하지 않는 적어도 하나의 금속간 층을 포함하는 프리코팅을 획득하도록 선택된 온도에서 그리고 시간 동안 추가 열처리를 거칠 수 있다.
원하는 프리코팅이 아연, 아연계 합금 또는 아연 합금이라면, 강판은 약 460 ℃ 의 온도의 욕에서 용융 도금되며, 정확한 온도는 아연계 합금 또는 아연 합금의 조성에 의존한다. 프리코팅은 연속 용융 아연도금 (hot-dip galvanizing) 또는 합금화 용융아연도금 (galvannealing) 일 수도 있고, 즉 7-11 % Fe 를 함유하는 프리코팅을 획득하기 위해 약 450 ~ 520 ℃ 에서의 용융 아연도금 직후의 열처리를 포함할 수도 있다. 아연도금에 의해 수득되는 프리코팅은 전형적으로 0.25-0.70% Al, 0.01-0.1% Fe, 잔부인 아연 및 프로세싱으로 인한 불가피한 불순물을 함유한다. 합금화 용융아연도금에 의해 수득되는 프리코팅은 전형적으로 0.15-0.4% Al, 6-15% Fe, 잔부인 아연 및 프로세싱으로 인한 불가피한 불순물을 함유한다.
프리코팅은 1-15% Al, 0.5-5% Mg, 0.01-0.1% Fe, 잔부인 아연 및 프로세싱으로 인한 불가피한 불순물을 함유하는 아연-알루미늄-망간 합금일 수 있다. 프리코팅은 또한 4-6% Al, 0.01-0.1% Fe, 잔부인 아연 및 프로세싱으로 인한 불가피한 불순물을 함유하는 합금일 수 있다.
프리코팅은 또한, 40-45% Zn, 3-10% Fe 및 1-3% Si, 잔부인 알루미늄 및 프로세싱으로 인한 불가피한 불순물을 함유하는 알루미늄-아연 합금일 수 있다.
일 옵션으로서, 금속 프리코팅 프로세스는 두 층의 디포지션을 포함할 수 있고, 따라서 금속 프리코팅은 아연, 아연계 합금 또는 아연 합금의 층으로 덮인, 알루미늄, 알루미늄계 합금 또는 알루미늄 합금의 층으로 구성된다. 이 층은 예를 들어 전착 또는 진공 증착: PVD (Physical Vapor Deposition) 및/또는 CVD (Chemical Vapor Deposition) 에 의해 디포짓팅된다.
이렇게 수득되는 어닐링된 강판 (열간 압연 또는 냉간 압연될 수도 있으며, 코팅되거나 또는 코팅되지 않을 수도 있음) 은,
50% 미만의 페라이트,
1% 내지 20% 의 잔류 오스테나이트,
60 nm 초과의 더 큰 치수를 갖는 시멘타이트 입자의 표면 밀도가 10^7/mm2 미만이도록 하는 시멘타이트,
마텐자이트로 이루어진 보완물
로 이루어진 조직을 가지며,
잔류 오스테나이트는 적어도 1.1*Mn% 의 평균 Mn 함량을 갖고, Mn% 는 강 조성 중의 Mn 함량을 나타낸다.
일 실시형태에서, 어닐링 온도 TA 는 Ae3 보다 높으며, 조직은 페라이트를 포함하지 않는다.
또한, 프리코팅된 강판이 제조되어야 한다면, 어닐링은 어닐링의 완료 시에 6 내지 30 마이크로미터의 깊이 p50% 에 걸쳐 강판 표면의 탈탄을 획득하도록 수행되는 것이 바람직하며, p50% 는 탄소 함량이 강 조성 중 C 함량의 50% 인 깊이이다.
이를 위해, 가열 및 유지 동안 연속 어닐링 또는 연속 용융도금 라인 내의 어닐링 분위기는 예를 들어 다음의 범위 내이다:
Figure 112022053606244-pat00001
2 부피% 내지 10 부피% 의 H2, 잔부는 N2 및 불가피한 불순물이며, 이슬점은 -15 ℃ 내지 +60 ℃ 임.
또한, 어닐링 분위기 내에 과잉량의 O2 를 제공함으로써 탈탄을 획득할 수 있다.
이는 다음에 의해 보장될 수 있다:
- 가열 및 유지 동안 구역화에 의해, 또는 가열 섹션 및 소킹 섹션의 일부에, 0.05 부피% 내지 6 부피% 의 O2, 잔부인 N2 및 불가피한 불순물을 포함하며 이슬점이 -60 ℃ 내지 +60 ℃ 인 분위기를 제공함에 의해, 또는
- 분위기가 공기와 천연 가스 또는 연료의 혼합물의 연소의 결과이며 공기 대 천연 가스 비율이 1 내지 1.2 인, 가열 단계 동안 직화가열로 (direct flame furnace) 의 통과에 의해, 또는
- 가열 및/또는 유지 섹션 내에 또는 가열 또는 유지 섹션의 일부에 위에서 주어진 것과 비슷한 O2 함량을 제공하는 임의의 다른 프로세스에 의해.
이제, 본 발명에 따른 강판으로부터 프레스 경화 부품을 제조하는 프로세스가 설명될 것이다.
전술한 바와 같이, 본 발명에 따른 강판은 어닐링되지 않은 열연 강판, 열간 압연, 어닐링 및 프리코팅된 강판, 어닐링되지 않은 냉연 강판, 냉간 압연 및 어닐링 강판, 또는 냉간 압연, 어닐링 및 프리코팅된 강판일 수 있다.
먼저, 강판을 미리 결정된 형상으로 커팅하여, 평평한 블랭크를 얻고, 블랭크의 기하학적 형상은 의도된 부품의 최종 기하학적 형상과 규정된 관계에 있다.
선택적으로, 블랭크의 가열 및 열간 프레스 성형 전에, 블랭크를 냉각 성형하여 사전 변형된 블랭크를 얻는다. 블랭크를 의도된 부품의 최종 기하학적 형상에 다소 가깝게 하기 위한 이러한 냉간 사전 변형 (cold predeformation) 은 다음의 열간 성형 단계에서 변형량을 감소시킬 수 있게 한다.
이어서, 평평하거나 냉간 사전 변형된 블랭크를 800 내지 950 ℃ 의 온도 Tm 으로 가열한다. 가열은 가열 장치, 예를 들어 가열로에서 수행된다. 가열 수단은 제한되지 않으며, 방사선, 유도 또는 저항 기반일 수 있다. 가열된 블랭크는 온도 Tm 에서 60 s 내지　600 s 의 시간 tm 동안 유지된다. 이 온도-시간 범위는 온도 Tm 에서의 유지 종료 시에 70 % 내지 100 % 의 오스테나이트 및 최대 30 % 의 페라이트를 포함하는 조직을 얻을 수 있게 한다.
온도 Tm 이 800 ℃ 보다 낮다면, 프레스 경화 부품의 최종 조직은 너무 높은 페라이트 분율 (특히 30% 초과) 을 포함하여, 적어도 1300 MPa 의 인장 강도 TS 가 달성되지 않는다. 60 s 보다 낮은, 온도 Tm 에서의 유지 시간 tm 은, 또한 최종 부품에서 너무 높은 페라이트 분율 및 1300 MPa 보다 낮은 인장 강도를 초래할 수 있다.
온도 Tm 이 950 ℃ 보다 높고 그리고/또는 유지 시간 tm 이 600 s 보다 길다면, 가열 및 유지 단계는 가열 시 오스테나이트 결정립의 너무 중요한 조대화를 초래하여, 최종 부품의 인장 강도 및 항복 강도의 감소를 초래할 수 있다.
또한, 블랭크가 프리코팅된다면, 이러한 가열 및 유지는 강 기재와 프리코팅의 상호 확산을 야기한다. 용어 "프리코팅" 은 가열 전 합금을 나타내는 데 사용되고, "코팅" 은 열간 스탬핑 직전의 가열 동안에 형성된 합금 층을 나타내는 데 사용된다. 따라서, 노에서의 열처리는 최종 코팅의 두께가 프리코팅의 두께보다 크기 때문에 프리코팅의 특성 및 그 기하학적 형상을 변경시킨다. 합금화에 의해 생성된 코팅은 아래에 놓인 강을 산화 및 추가 탈탄으로부터 보호하고, 특히 스탬핑 프레스에서의 후속 열간 성형에 적합하다. 합금화는 코팅의 전체 두께에 걸쳐 일어난다. 프리코팅의 조성에 따라, 하나 이상의 금속간 상이 이 합금 층 및/또는 고용체 형태의 합금에서 상호 확산에 의해 생성된다. 코팅의 철 풍부화는 융점을 빠르게 상승시킨다. 생성된 코팅은 또한 후속하는 잠재적인 열간 성형 작업 및 급속 냉각에 적합하고 접착성이라는 이점을 갖는다. 따라서, 가열 중에, 상호 확산에 의해 일시적으로 또는 최종적으로 금속간 상이 생성되며, 이는 열간 프레스에서의 추가 변형을 촉진하고 강 표면의 탈탄 및 산화를 방지하는 것을 가능하게 한다.
가열 및 유지 단계 후에, 가열된 블랭크는 가열 장치로부터 추출된다. 가열된 블랭크는 성형 프레스 내로 이송된다.
강의 높은 켄칭성으로 인해, 이 이송 동안 폴리고날 페라이트로의 오스테나이트의 변태가 일어나지 않으므로, 이러한 변태를 피하기 위해 이송 기간 Dt 가 낮은 값으로 제한될 필요가 없다. 물론, 이송 기간 Dt 는 어떤 경우든 원하는 열간 성형 온도 미만으로의 블랭크의 온도 감소를 피하도록 제한되어야 한다. 열간 성형 온도는 일반적으로 적어도 450 ℃ 이다.
그 후, 가열된 블랭크는 성형 프레스에서 열간 성형되어, 성형된 부품을 획득한다. 성형 단계 중에, 변형의 모드 및 양은 최종 부품 및 성형 공구의 기하학적 형상 때문에 피이스마다 상이하다. 예를 들어, 일부 구역은 확장 상태인 반면, 다른 구역은 제한 조건에서 변형될 수도 있다. 변형 모드에 상관없이, 프레스 경화 부품의 각 위치에서 등적 변형 εb 이
Figure 112022053606244-pat00002
로서 규정될 수 있고, 여기서 ε1 및 ε2 는 주 변형 (principal deformation) 이다. 따라서, εb 는 프레스 경화 부품의 각 구역에서 열간 성형 프로세스에 의해 도입된 변형량을 나타낸다.
예를 들어, 프레스 경화 강 부품은 0.15 초과의 등적 변형 εb 를 갖는 적어도 하나의 제 1 열간 변형 구역, 및 제 1 열간 변형 구역과 프레스 경화에서 동일한 냉각 사이클을 거친 적어도 하나의 제 2 구역을 포함하고, 등적 변형 εb 은 0.05 미만이다.
그러고 나서, 부품은 적절한 냉각 속도를 보장하기 위해 그리고 수축 및 상 변태로 인한 부품 뒤틀림을 피하기 위해 성형 프레스의 툴링 내에 유지된다.
부품은 공구로 열 전달을 통한 전도에 의해 주로 냉각된다. 공구들은 냉각 속도를 높이기 위한 냉각수 순환 또는 냉각 속도를 낮추기 위한 카트리지 가열을 포함할 수도 있다. 따라서, 냉각 속도는 이러한 수단의 구현을 통해 조정될 수 있다. 그러나, 강의 높은 켄칭성으로 인해, 냉각 속도는 Ms 미만으로 냉각 시 오스테나이트의 마텐자이트로의 변태를 획득하도록 높은 값으로 조절될 필요가 없다.
본 발명에 따른 프레스 경화 부품을 얻기 위해, 형성된 부품은 오스테나이트의 마텐자이트로의 부분 변태를 획득하도록 Ms-100 ℃ 미만의 냉각 정지 온도 TC 로 냉각된다.
일 실시형태에서, 냉각 정지 온도 TC 는 실온, 예컨대 20℃ 내지 30℃ 이다.
그리고, 형성된 부품은 냉각 정지 온도 Tc 로부터 350℃ 내지 550℃ 의 후처리 온도 TPT 로 재가열되고, 후처리 온도 TPT 에서 10 s 내지　600 s, 예컨대 10 s 내지 　120 s 의 유지 시간 tPT 동안 유지된다.
후처리 온도 TPT 는 바람직하게는 350℃ 내지 450℃ 이다.
이 유지 단계 동안, 탄소는 마텐자이트로부터 오스테나이트로 파티셔닝되어서, 오스테나이트를 풍부화 및 안정화시키고 마텐자이트의 템퍼링이 일어난다.
그리고, 형성된 부품은 후처리 온도 TPT 으로부터 실온으로 냉각되어, 프레스 경화 강 부품을 획득한다.
냉각은 예를 들어 공기 중에서 수행된다. 이 냉각 동안, 오스테나이트의 일부는 프레시 마텐자이트로 변태될 수도 있다. 그러나, 특히 탄소에 의한 오스테나이트의 안정화로 인해, 생성되는 프레시 마텐자이트의 분율은 5% 미만이다.
이와 같이 수득된 프레스 경화 강 부품은 부품의 대부분에서 표면 분율로 다음으로 이루어진 미세조직을 갖는다:
- 적어도 50% 의 파티셔닝된 마텐자이트,
- 30% 미만의 페라이트,
- 적어도 2% 의 잔류 오스테나이트,
- 60 nm 초과의 더 큰 치수를 갖는 시멘타이트 입자의 표면 밀도가 10^7/mm2 미만이도록 하는 시멘타이트, 및
- 최대 5% 의 프레시 마텐자이트.
파티셔닝된 마텐자이트는 강의 공칭 C 함량 (즉, 프레스 경화 강 부품의 평균 C 함량) 보다 낮은 평균 C 함량을 가지며, 이 낮은 함량은 후처리 온도 TPT 에서의 유지 동안 마텐자이트로부터 오스테나이트로의 탄소의 파티셔닝에 기인한다.
잔류 오스테나이트는 적어도 0.5% 의 평균 C 함량을 갖고, 이 높은 함량은 또한 후처리 온도 TPT 에서의 유지 동안 마텐자이트로부터 오스테나이트로의 탄소의 파티셔닝에 기인한다.
일반적으로, 잔류 오스테나이트는 1.1*Mn% 보다 높은 평균 Mn 함량을 갖는다.
일반적으로, 페라이트 결정립은, 존재하는 경우, 최대 1.5 ㎛ 의 평균 크기를 갖는다.
기술된 방법을 통해 획득된 프레스 경화 강 부품은 전형적으로 0.7 내지 5 ㎜ 의 두께를 갖는다.
본 발명자는 부품의 사용 중에 높은 응력 집중이 경험될 수 있는 프레스 경화 부품의 구역에서 높은 연성을 획득하는 방법을 발견하였고: 성형 프레스에서 구역이 0.15 초과의 등적 변형 εb 로 변형되는 때, 이 변형된 구역의 조직이 더 미세하다.
특히, 본 발명자는 변형되지 않은 또는 거의 변형되지 않은 구역 (후자는 εb < 0.05 인 구역을 나타낸다) 을 0.15 초과의 양으로 변형이 적용된 구역과 비교하였다. 매우 변형된 (또는 왜곡된) 구역의 경도는 일반적으로 프레스 경화 부품의 변형되지 않은 또는 거의 변형되지 않은 구역에 비해 적어도 15 HV1 (HV1 은 1 kgf 부하 하에 측정된 비커스 경도임) 증가한다.
그러나, 이 경도 증가는 마텐자이트 라스 크기의 감소에 의해 적어도 보상된다.
본 발명자는 거의 또는 고도로 변형된 구역에서 평균 마텐자이트 (파티셔닝된 그리고 프레시, 존재하는 경우) 라스 폭을 측정하였다. 미세조직을 드러내도록 ESBD 분석 후, 라스 폭은 그 자체로 알려진 절편법 (intercept method) 에 의해 결정된다. 0.15 보다 높은 등적 변형의 적용이 거의 변형되지 않은 구역에 비해 15% 초과의 평균 라스 폭을 감소시킨다는 것이 또한 명백해졌다. 라스 폭의 이러한 감소는 종국적인 크랙 개시 및 전파에 대한 저항을 증가시킨다. 일반적으로, 적용된 변형이 0.15 보다 높은 구역에서, 평균 마텐자이트 라스 폭은 0.65 ㎛ 미만이다. 그에 비해, 거의 변형되지 않은 구역에서 평균 마텐자이트 라스 폭은 일반적으로 0.75 ㎛ 초과이다.
게다가, 0.15 보다 높은 등적 변형의 적용이 거의 변형되지 않은 구역에 비해 마텐자이트 라스의 크기 분포를 변경한다는 것이 명백해졌다.
특히, 0.8 ㎛ 미만의 폭을 갖는 마텐자이트 라스의 비율이 적게 변형된 구역에서보다 많이 변형된 구역에서 적어도 35% 더 높다.
이러한 더 낮은 마텐자이트 라스 크기는 특히 인성 증가를 제공한다.
따라서, 강 조성과 프레스 경화 파라미터의 조합은 부품의 목표 구역에서 높은 연성을 획득하는 것을 가능하게 한다. 자동차 분야에서, 성형 부품은 충돌의 경우에 더 높은 연성을 나타낸다.
본 발명의 다른 목적은 알루미늄, 알루미늄계 합금 또는 알루미늄 합금 프리코팅으로 프리코팅된 레이저 용접 강 블랭크, 및 알루미늄계 합금 또는 알루미늄 합금 코팅으로 코팅된 프레스 경화 레이저 용접 강 부품이다.
레이저 용접 강 블랭크는, 본 발명에 따른 강판으로부터 획득되며 알루미늄, 알루미늄계 합금 또는 알루미늄 합금 프리코팅으로 프리코팅된 적어도 제 1 강 블랭크, 알루미늄, 알루미늄계 합금 또는 알루미늄 합금 프리코팅으로 또한 프리코팅된 제 2 강 블랭크, 및 제 1 강 블랭크를 제 2 강 블랭크에 접합시키는 레이저 용접부를 포함한다. 강 블랭크들은 동일한 조성 또는 상이한 조성, 및 동일한 두께 또는 상이한 두께를 가질 수 있다. 상이한 조성의 경우, 제 2 강 블랭크의 탄소 함량이 바람직한 연성 특성을 갖는 용접부를 생성하기 위해 0.04 중량% 내지 0.38 중량%, 바람직하게는 0.065 중량% 내지 0.38 중량% 이어야 한다는 것이 명백해졌다.
예컨대, 제 2 강 블랭크는 중량% 로 이하를 포함하는 화학 조성을 갖는 강으로 제조된다:
0.04% ≤ C ≤ 0.38%,
0.05% ≤ Mn ≤ 4.2%,
0.001% ≤ Si ≤ 1.5%,
0.005% ≤ Al ≤ 0.9%,
0.001% ≤ Cr ≤ 2%,
Mo ≤ 0.65 %,
Ni ≤ 2%,
0.001% ≤ Ti ≤ 0.2%,
Nb ≤ 0.1%,
B ≤ 0.010%,
0.0005% ≤ N ≤ 0.010%,
0.0001% ≤ S ≤ 0.05%,
0.0001% ≤ P ≤ 0.1%,
W ≤ 0.30%,
Ca ≤ 0.006%,
잔부인 철 및 불가피한 불순물.
바람직하게는, C 함량은 적어도 0.065% 이다.
제 1 실시형태에서, 제 2 강 블랭크는 중량% 로 다음을 포함하는 조성을 갖는다: 0.04% ≤ C ≤ 0.100%, 0.80% ≤ Mn ≤ 2.0%, 0.005% ≤ Si ≤ 0.30%, 0.010% ≤ Al ≤ 0.070%, 0.001% ≤ Cr ≤ 0.10%, 0.001% ≤ Ni ≤ 0.10%, 0.03% ≤ Ti ≤ 0.08%, 0.015% ≤ Nb ≤ 0.1%, 0.0005% ≤ N ≤ 0.009%, 0.0001% ≤ S ≤ 0.005%, 0.0001% ≤ P ≤ 0.030%, Mo ≤ 0.10%, Ca ≤ 0.006%, 잔부인 철 및 불가피한 불순물.
제 2 실시형태에서, 제 2 블랭크는 중량% 로 다음을 포함하는 조성을 갖는다: 0.065% ≤ C ≤ 0.095%, 1.4% ≤ Mn ≤ 1.9%, 0.2% ≤ Si ≤ 0.5%, 0.020% ≤ Al ≤ 0.070%, 0.02% ≤ Cr ≤ 0.1%, wherein 1.5% ≤ (C + Mn +Si + Cr) ≤ 2.7%, 3.4 x N ≤ Ti ≤ 8 x N, 0.04% ≤ Nb ≤ 0.06%, 0.044% ≤ (Nb+Ti) ≤ 0.09%, 0.0005% ≤ B ≤ 0.004%, 0.001% ≤ N ≤ 0.009%, 0.0005% ≤ S ≤ 0.003%, 0.001% ≤ P ≤ 0.020% 및 선택적으로 0.0001% ≤ Ca ≤ 0.006%, 잔부인 철 및 불가피한 불순물.
제 3 실시형태에서, 제 2 블랭크는 중량% 로 다음을 포함하는 조성을 갖는다: 0.15% ≤ C ≤ 0.38%, 0.5% ≤ Mn ≤ 3%, 0.10% ≤ Si ≤ 0.5%, 0.005% ≤ Al ≤ 0.1%, 0.01% ≤ Cr ≤ 1%, 0.001% ≤ Ti <0.2%, 0.0005% ≤ B ≤ 0.010%, 0.0005% ≤ N ≤ 0.010%, 0.0001% ≤ S ≤ 0.05%, 0.0001% ≤ P ≤ 0.1%, 잔부인 철 및 불가피한 불순물.
제 4 실시형태에서, 제 2 블랭크는 중량% 로 다음을 포함하는 조성을 가지며: 0.24% ≤ C ≤ 0.38%, 0.40% ≤ Mn ≤ 3%, 0.10% ≤ Si ≤ 0.70%, 0.015% ≤ Al ≤ 0.070%, 0.001% ≤ Cr ≤ 2%, 0.25% ≤ Ni ≤ 2%, 0.015% ≤ Ti ≤ 0.1%, 0% ≤ Nb ≤ 0.06%, 0.0005% ≤ B ≤ 0.0040%, 0.003% ≤ N ≤ 0.010%, 0.0001% ≤ S ≤ 0.005%, 0.0001% ≤ P ≤ 0.025%, Ti 및 N 함량은 Ti/N > 3.42 를 만족시키고, C, Mn, Cr 및 Si 함량은
Figure 112022053606244-pat00003
를 만족시키며, 화학 조성은 선택적으로 0.05% ≤ Mo ≤ 0.65%, 0.001% ≤ W ≤ 0.30%, 0.0005% ≤ Ca ≤ 0.005% 중 하나 또는 여럿을 포함하고, 잔부는 철 및 불가피한 불순물이다.
제 5 실시형태에서, 제 2 강 블랭크는 중량% 로 다음을 포함하는 본 발명에 따른 조성을 갖는다: 0.15% ≤ C ≤ 0.22%, 3.5% ≤ Mn < 4.2%, 0.001% ≤ Si ≤ 1.5%, 0.020% ≤ Al ≤ 0.9%, 0.001% ≤ Cr ≤ 1%, 0.001% ≤ Mo ≤ 0.3%, 0.001% ≤ Ti ≤ 0.040%, 0.0003% ≤ B ≤ 0.004%, 0.001% ≤ Nb ≤ 0.060%, 0.001% ≤ N ≤ 0.009%, 0.0005% ≤ S ≤ 0.003%, 0.001% ≤ P ≤ 0.020%, 선택적으로 0.0001% ≤ Ca ≤ 0.003%, 잔부인 철 및 불가피한 불순물.
레이저 용접 강 블랭크는, 알루미늄, 알루미늄계 합금 또는 알루미늄 합금 프리코팅으로 프리코팅된 본 발명에 따른 강판을 커팅하여 제 1 블랭크를 수득하고 알루미늄, 알루미늄계 합금 또는 알루미늄 합금 프리코팅으로 또한 프리코팅된 강판, 예컨대 본 발명에 따른 강판을 커팅하여 제 2 블랭크를 수득함으로써 수득된다. 예를 들어, 제 2 블랭크는 위에서 규정된 바와 같은, 바람직하게는 제 1, 제 2, 제 3, 제 4 또는 제 5 실시형태에 따른 조성을 갖는다.
제 1 및 제 2 블랭크는 그 각각의 주변 측면들 중 하나를 따라 용접된다. 본 발명의 강의 조성에서 높은 Mn 함량으로 인해, 용접 전에 블랭크의 상부 및 하부 측면의 모든 프리코팅의 어블레이션이 필요하지 않다. 예를 들어, 블랭크들 중 하나의 블랭크의 적어도 일 측면은 어블레이션을 받지 않거나, 모든 프리코팅의 어블레이션을 받지 않는다.
실제로, 강에서의 그리고 결과적으로 용접부에서의 Mn 의 감마종 (gammageneous) 효과는 용접부에서의 Al 의 효과를 상쇄하는데, 이는 프리코팅의 용융 및 용융 프리코팅의 용접부에의 혼입에 기인한다.
따라서, 본 발명에 따르면, 블랭크의 상부 및 하부 측면의 모든 프리코팅의 어블레이션이 용접 전에 수행되지 않는다.
그러므로, 용접 후, 제 1 및 제 2 강 블랭크의 알루미늄, 알루미늄계 합금 또는 알루미늄 합금 프리코팅은 제 1 및 제 2 강 블랭크의 적어도 일 측에서 레이저 용접부의 바로 근처를 덮는다.
이렇게 수득된 레이저 용접 블랭크는 열간 성형 동안 균열의 위험없이 전술한 조건에서 열간 성형 및 프레스 경화될 수 있다. 따라서 수득된 프레스 경화 용접부 (용접 금속과 제 1 및 제 2 블랭크가 동일한 작업으로 프레스 경화됨) 는 높은 기계적 저항성 및 연성 특성을 나타낸다. 특히, 제 1 블랭크의 열간 성형으로 얻어지는 제 1 프레스 경화 부분과 제 2 블랭크의 열간 성형으로 얻어지는 제 2 프레스 경화 부분을 접합시키는 프레스 경화 레이저 용접부는 최대 15% 의 페라이트를 포함하는 조직을 갖는다.
그리고, 용접 전에 블랭크의 상부 및 하부 측의 모든 프리코팅의 이러한 어블레이션이 수행되지 않았기 때문에, 프레스 경화 용접 부품은 제 1 및 제 2 프레스 경화 강 부품의 적어도 일 측에서 열영향부에서의 코팅 두께가 제 1 및 제 2 프레스 경화 강 부품의 나머지에서의 코팅 두께와 동일하게 된다.
본 발명의 다른 목적은 저항 스폿 용접에 의해 함께 용접된 제 1 프레스 경화 강 부품 및 제 2 프레스 경화 강 부품을 포함하는 용접 어셈블리이다. 제 1 프레스 경화 강 부품은 본 발명에 따르며, 제 2 프레스 경화 강 부품은 본 발명에 따르거나 또는 다른 조성을 가질 수 있다. 특히, 제 1 및 제 2 부품은 동일한 조성 또는 상이한 조성, 및 동일한 두께 또는 상이한 두께를 가질 수 있다.
예컨대, 제 2 부품은 중량% 로 이하를 포함하는 화학 조성을 갖는 강으로 제조된다:
0.04% ≤ C ≤ 0.38%,
0.05% ≤ Mn ≤ 4.2%,
0.001% ≤ Si ≤ 1.5%,
0.005% ≤ Al ≤ 0.9%,
0.001% ≤ Cr ≤ 2%,
Mo ≤ 0.65 %,
Ni ≤ 2%,
0.001% ≤ Ti ≤ 0.2%,
Nb ≤ 0.1%,
B ≤ 0.010%,
0.0005% ≤ N ≤ 0.010%,
0.0001% ≤ S ≤ 0.05%,
0.0001% ≤ P ≤ 0.1%,
W ≤ 0.30%,
Ca ≤ 0.006%,
잔부인 철 및 불가피한 불순물.
바람직하게는, 제 2 부품의 C 함량은 적어도 0.065% 이다.
예를 들어, 제 2 강 부품의 조성은 제 2 블랭크에 대해 전술한 제 1, 제 2, 제 3, 제 4 또는 제 5 실시형태의 조성에 따를 수 있다.
용접 어셈블리는, 제 1 및 제 2 프레스 경화 강 부품을 제조하고 제 1 및 제 2 강 부품을 저항 스폿 용접함으로써 제조된다.
제 1 부품을 제 2 부품에 접합시키는 저항 스폿 용접부는 적어도 50 daN/mm2 의 알파 값에 의해 정의된 십자형 인장 시험에서의 높은 저항 및 적어도 0.70 의 플러그 비를 특징으로 한다.
여기서, 알파 값은 용접 직경 및 두께로 나눈 십자형 시험에서의 최대 하중을 나타낸다. daN/mm2 으로 표현된 저항 스폿 용접에 대한 정규화된 하중이다.
플러그 비는 용융 구역 (molten zone; MZ) 직경으로 나눈 플러그 직경과 같다. 플러그 비가 낮을수록, 용융 구역의 연성이 낮아진다.
일반적으로, 열영향부에서의 연화, 즉 소지 강의 비커스 경도와 열영향부의 비커스 경도의 차이는 소지 강의 비커스 경도의 25% 보다 낮다.
본 발명의 다른 목적은 저항 스폿 용접에 의해 함께 용접된 제 1 프레스 경화 강 부품 및 제 2 강 부품을 포함하는 용접 어셈블리이며, 제 1 프레스 경화 강 부품은 본 발명에 따른 것이고, 제 2 강 부품은 2100 MPa 이하의 인장 강도를 갖는 열간 스탬핑 또는 냉간 스탬핑된 강 부품이다. 바람직하게는, 제 2 강 부품은 0.38% 이하의 C 함량 및 4.2% 이하의 Mn 함량을 갖는다.
이제, 제한적이지 않은 이하의 예들에 의해 본 발명을 설명한다.
중량% 로 표현된 표 1 에 따른 조성을 갖는 강이 슬래브 형태로 제공되었다. 열역학적 계산에 의해 결정된 온도 Ae3 은 아래 표 1 에 보고되어 있다.
Figure 112022053606244-pat00004
슬래브를 온도 Th 로 가열하고, 열간 압연하고, 권취 온도 Tcoil 에서 권취하였다. 이어서, 열연 강판을 산세하고, 선택적으로 배치 어닐링 온도 THBA 에서 배치 어닐링하고, 온도 THBA 에서 유지 시간 tHBA 동안 유지하고, 산세한 후, 냉간 압하율 rCR 로 냉간 압연하여, 두께 th 를 갖는 냉연 강판을 수득하였다.
이어서, 냉연 강판들의 일부를 어닐링 시간 tA 동안 어닐링 온도 TA 에서 어닐링하였다. 중량으로 5% 내지 11 % 의 Si, 2% 내지 4% 의 Fe, 선택적으로 0.0015 내지 0.0030% 의 Ca, 잔부인 Al 및 불순물을 포함하는 욕에서의 용융 도금에 의해 판들의 일부를 Al-Si 코팅으로 프리코팅하였다.
어닐링된 강판의 제조 조건 (A, B...) 은 아래 표 2 에 요약되어 있다.
Figure 112022053606244-pat00005
25 ℃ 에서, 배치 어닐링 전에 열연 판들의 일부의 샤르피 에너지를 측정하였다. 특히, 0.25 mm 루트 반경과 45°의 각도로 깊이 2 mm 의 V 노치들을 갖는 샤르피 충격 시편들 55x10 ㎟ 을 배치 어닐링 전 열연 강판들로부터 수집하였고, 고유 충격 에너지 ("샤르피 에너지") KCv 를 측정하였다.
결과는 아래 표 3 에 보고되어 있다. 관습상, 시험 조건은 강 조성과 판의 제조 조건과 관련된다. 따라서, I1A 는 예를 들어 조건 A 의 온도 Th 및 권취 온도 Tcoil 로 제조된 강 조성 I1 로부터 수득된 열연 강판을 나타낸다.
Figure 112022053606244-pat00006
본 발명에 따른 조성을 갖고 본 발명에 따른 온도 Th 및 권취 온도 Tcoil 로 제조된 예 I1A, I2A, I3A, I4B, I5C, I6B, I7C 및 I8A 는 적어도 60 J/cm2 의 25 ℃ 에서의 매우 높은 샤르피 에너지를 갖는다.
대조적으로, 예 R3B 는 B 및 Al 을 포함하지 않는 조성을 갖는다. 결과적으로, 예 R3B 는 본 발명에 따라 온도 Th 및 권취 온도 Tcoil 로 제조되었지만 낮은 샤르피 에너지를 갖는다.
이어서, 냉연 판을 커팅하여 블랭크를 수득하였다. 블랭크를 온도 Tm 가열하고 이 온도 Tm 에서 유지 시간 tm 동안 유지하여, 70% 내지 100% 의 오스테나이트를 포함하는 조직을 갖는 가열된 강 블랭크를 수득하였다.
이어서, 가열된 블랭크를 성형 프레스로 이송하고 열간 성형하여 성형 부품을 수득하였다.
형성된 일부 부품을 냉각 정지 온도 TC 로 냉각시킨 후, 냉각 정지 온도 TC 로부터 후처리 온도 TPT 까지 재가열하고, 후처리 온도 TPT 에서 유지 시간 tPT 동안 유지하였다.
이어서, 부품들을 실온으로 공랭시켰다.
다른 부품들은 어떠한 후처리 없이 열간 성형 직후에 실온으로 냉각시켰다 (조건 h).
프레스 경화 부품의 제조 조건 (a, b...) 은 아래 표 4 에 요약되어 있다.
항복 강도 YS 및 인장 강도 TS 는 표준 ISO (EN 6892-1-2009) 를 따라 12.5x50 mm2 시편을 사용하여 프레스 경화 부품에서 결정되었다.
Figure 112022053606244-pat00007
VDA-238 굽힘 표준의 방법 B (두께 1.5 mm 로 표준화됨) 에 따라 2 개의 롤러에 의해 지지되는 60x60 mm2 의 프레스 경화 부품에서 임계 굽힘 각도를 결정하였다. 굽힘 작업 (bending effort) 은 0.4 mm 반경의 날카로운 펀치에 의해 가해진다. 롤러들과 펀치 사이의 간격은 시험된 부품들의 두께와 같으며, 0.5 mm 의 클리어런스가 추가된다. 균열 발생은 부하-변위 곡선의 부하 감소와 일치하기 때문에 검출된다. 부하가 최대값의 30N 이상 감소하는 때, 시험은 중단된다. 각 샘플의 굽힘 각도 (α) 는 하중제거 (unloading) 후에, 따라서 시편 스프링백 (specimen spring-back) 후에 측정된다. 각 방향 (압연 방향 및 횡방향) 을 따라 3 개의 샘플이 굽혀져서, 굽힘 각도의 평균값 (αA) 을 얻는다.
파괴 변형률은 차량 충돌의 관점에서 가장 극심한 조건인 평면 변형 조건에서 시편을 굽힘으로써 결정된다. 이 시험으로부터, 파괴가 일어나는 시편의 임계 변위를 결정할 수 있다. 반면, Finite Element Analysis 에 의해 그러한 시편의 굽힘을 모델링할 수 있고, 즉 그러한 임계 변위에서 굽힘 구역에 존재하는 변형 레벨을 알 수 있다. 그러한 임계 조건에서의 이 변형이 재료의 파괴 변형률이다.
그러한 기계적 시험의 결과가 표 5 에 제시되어 있다. 관습상, 시험 조건은 강 조성, 판의 제조 조건, 및 프레스 경화 부품의 제조 조건과 관련된다. 따라서, 예를 들어 I1Aa 는 조건 A 로 제조된 강판에 프레스 경화 조건 a 를 적용함으로써 제조된 강 조성 I1 로부터 수득된 프레스 경화 부분을 나타낸다.
표 5 는 프레스 경화 부품의 일부 미세조직 특징을 또한 보여준다. 다른 성분의 표면 분율은 특정 성분을 드러내기 위해 시편을 연마하고 다른 시약 (Nital, Picral, Bechet-Beaujard, 메타중아황산나트륨 및 LePera) 으로 에칭함으로써 결정되었다. 표면 분율의 정량화는 적어도 100 x 100 ㎛2 의 10 개 이상의 대표 구역에서 이미지 분석 및 AphelionTM 소프트웨어를 통해 수행되었다.
잔류 오스테나이트의 분율은 X선 회절 (XRD) 에 의해 결정되었다. 잔류 오스테나이트 중의 C 함량은 Dyson 및 Holmes 식을 사용함으로써 그리고 리트벨트법으로 X선 회절 (XRD) 분석에 의해 잔류 오스테나이트 분율 및 격자 파라미터를 평가함으로써 결정되었다.
표 5 에서, Ms 는 팽창법 (dilatometry) 에 의해 결정된 바와 같이 냉각 시 조직에 존재하는 오스테나이트의 마텐자이트로의 변태가 시작되는 온도를 나타낸다. 따라서, 각각의 강 조성에 대해 조성 및 제조 조건, 특히 온도 Tm 에 의존하는 온도 Ms 는, 각각의 강 조성 및 제조 조건에 대해 표 5 에 보고되어 있다.
또한, 표 5 에서, PM 는 파티셔닝된 마텐자이트 분율을 나타내고, FM 은 프레시 마텐자이트 분율을 나타내며, F 는 페라이트 분율을 나타내고, dcm 은 60 nm 초과의 더 큰 치수를 갖는 시멘타이트 입자의 표면 밀도를 나타내며, RA 는 잔류 오스테나이트 분율을 나타내고, CRA 는 잔류 오스테나이트의 평균 C 함량이다.
또한, YS 는 항복 강도이고, TS 는 인장 강도이며, aA 는 굽힘 각도 (단위: 도) 이다.
Figure 112022053606244-pat00008
이 표 5 에서, n.d. 는 "결정되지 않음" 을 의미하고, NA 는 "적용 불가" 를 의미한다.
시험 I1Aa, I1Ab, I2Aa, I2Ab, I2Ad, I2Ae, I3Aa, I3Ab, I4Bf, I5Ci, I5Cj, I7Ck 및 I7Cl 에서, 조성, 강판의 제조 조건 및 프레스 경화 조건은 본 발명에 해당하고, 원하는 미세조직적 특징이 획득된다. 결과적으로, 높은 인장 특성 및 높은 충돌 연성, 특히 높은 굽힘 각도 및 파괴 변형률이 획득된다.
샘플 I1Ab 의 미세조직이 첨부 도면에 도시되어 있으며, 여기서 "RA" 는 잔류 오스테나이트를 나타내고, "PM" 은 파티셔닝된 마텐자이트를 나타낸다.
시험 R1Dn 및 R1Do 에서, Mn 및 S 함량은 본 발명의 조건을 충족시키지 않는다. 강판의 제조 조건 및 프레스 경화 조건이 본 발명의 범위에 따르더라도, 충돌 연성, 특히 굽힘 각도 및 파괴 변형률은 요구된 값을 충족시키지 않는다.
시도 R4Gc 에서, C, Mn, Al 및 S 함량은 본 발명의 조건을 충족시키지 않는다. 강판의 제조 조건 및 프레스 경화 조건이 본 발명의 범위에 따르더라도, 인장 강도는 1300 MPa 에 도달하지 않는다.
시도 R5Eh 에서, Mn 함량은 너무 낮다. 그리고, 열간 성형 후 후처리가 수행되지 않았다. 결과적으로, 조직은 높은 분율의 프레시 마텐자이트를 포함한다. 항복 강도와 인장 강도가 목표 값에 도달하더라도, 충돌 연성, 특히 파괴 변형률은 만족스럽지 않다.
또한, 본 발명자들은 전술한 제조 조건으로 수득한 강판 및 프레스 경화 부품의 용접성을 평가했다.
특히, 프레스 경화 부품들의 일부에 저항 스폿 용접 시험을 수행하였다. 다양한 시험 조건 하에서 제조된 프레스 경화 부품을, 표 6 에 보고된 용접 파라미터로 그리고 5 내지 8 kA 의 강도로 저항 스폿 용접하였고, 각 부품이 동일한 시험 조건 하에서 제조된 다른 부품에 용접된 것으로 이해된다.
금속 용접부 근처의 열영향부에서의 최종 연화를 결정하기 위해 커팅 및 연마된 저항 스폿 용접부에 대해 경도 시험을 수행하였다. 이 연화는 열영향부에서의 최소 경도값과 소지 금속 경도 사이의 차이에 의해 측정된다. 저항 스폿 용접부에서 인장 시험을 수행하였고, 용접부의 총 연신율을 측정하였다. 소지 금속 연신율에 비해, 용접부는 소지 금속의 것에 비해 다소 두드러질 수도 있는 연신율 변화를 야기한다. 따라서, 상대적인 연신율 변화는 다음과 같이 정의된다: (소지 금속 연신율 - 용접부 연신율) / 소지 금속 연신율.
파라미터 및 결과는 표 6 에 보고되어 있으며:
- "시험 조건" 은 저항 스폿 용접 시험이 수행된 프레스 경화 부품을 나타내고,
- "가압력" 은 스폿 용접 동안의 가압력 (단위: daN) 을 나타내며,
- "알파" 는 알파 값, 즉 용접 직경 및 두께로 나눈 십자형 시험에서의 최대 하중 (단위: daN/mm2) 을 나타내고,
- "플러그 비" 는 용융 구역 (MZ) 직경으로 나눈 플러그 직경과 동일한 플러그 비를 나타내며,
- "HAZ 연화" 는 소지 금속 비커스 경도와 열영향부에서의 최소 비커스 경도 값 사이의 차이를 나타내고,
- "상대적 연화" 는 HAZ 연화와 소지 금속 비커스 경도 사이의 비 (단위: 백분율) 이다.
Figure 112022053606244-pat00009
표 6 에서, n.d. 는 "결정되지 않음" 을 의미한다.
예 I4Bf, I5Ci, I6Bm, I7Ck 및 I8Ab 는 본 발명에 따른 조성을 갖는 강으로 제조되고, 본 발명에 해당하는 제조 조건으로 제조되었다. 결과적으로, 이 부품들의 저항 스폿 용접에 의해 생성된 저항 스폿 용접부는 적어도 50 daN/mm2 의 알파 값 및 적어도 0.70 의 플러그 비를 특징으로 하는, 높은 연성을 갖는다.
대조적으로, 예 R1Hr 은 너무 높은 Mn 함량을 갖는 강으로 제조된다. 결과적으로, 두 부품 R1Hr 을 저항 스폿 용접함으로써 생성된 저항 스폿 용접부는 낮은 연성, 특히 50 daN/mm2 미만의 알파 값 및 0.70 미만의 플러그 비를 갖는다.
또한, 예 R2Iq 는 너무 높은 C 함량을 갖는 강으로 제조된다. 결과적으로, 두 부품 R2Iq 를 저항 스폿 용접함으로써 생성된 저항 스폿 용접부는 낮은 연성, 특히 50 daN/mm2 미만의 알파 값 및 0.70 미만의 플러그 비를 갖는다. HAZ 연화는 HAZ 에서 중요한 연신율 손실이 존재하는 기준 부품 R5Eh 에서보다 본 발명에 따라 제조된 프레스 경화 부품 I4Bf, I6Bm 및 I8Ab 에서 덜 두드러진다.
따라서, 본 발명에 따라 제조된 강 부품은 차량의 구조용 부품 또는 안전 부품의 제작을 위해 유익하게 사용될 수 있다.

Claims (17)

  1. 중량% 로,
    0.15% ≤ C ≤ 0.22%
    3.5% ≤ Mn < 4.2%
    0.001% ≤ Si ≤ 1.5%
    0.020% ≤ Al ≤ 0.9%
    0.001% ≤ Cr ≤ 1%
    0.001% ≤ Mo ≤ 0.3%
    0.001% ≤ Ti ≤ 0.040%
    0.0003% ≤ B ≤ 0.004%
    0.001% ≤ Nb ≤ 0.060%
    0.001% ≤ N ≤ 0.009%
    0.0005% ≤ S ≤ 0.003%
    0.001% ≤ P ≤ 0.020%
    선택적으로 0.0001% ≤ Ca ≤ 0.003%,
    잔부인 철 및 불가피한 불순물
    을 포함하는 조성을 갖는 강으로 이루어진 프레스 경화 강 부품으로서,
    상기 프레스 경화 강 부품은, 상기 프레스 경화 강 부품의 부피의 적어도 95% 에서, 표면 분율로,
    적어도 50% 의 템퍼드 (tempered) 마텐자이트,
    30% 미만의 페라이트,
    적어도 2% 의 잔류 오스테나이트,
    60 nm 초과의 더 큰 치수를 갖는 시멘타이트 입자의 표면 밀도가 107/mm2 미만이도록 하는 시멘타이트, 및
    최대 5% 의 프레시 마텐자이트
    로 이루어진 미세조직을 갖고,
    상기 잔류 오스테나이트는 적어도 0.5% 의 평균 C 함량을 갖고,
    상기 프레스 경화 강 부품은 달라지는 두께를 갖고, 상기 프레스 경화 강 부품의 가장 두꺼운 부분과 상기 프레스 경화 강 부품의 가장 얇은 부분 사이의 두께 차이는 가장 두꺼운 부분의 두께의 최대 50% 인, 프레스 경화 강 부품.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 잔류 오스테나이트는 적어도 1.1*Mn% 의 평균 Mn 함량을 갖고, Mn% 는 강 조성 중의 Mn 함량을 나타내는, 프레스 경화 강 부품.
  3. 제 1 항에 있어서,
    Al ≥ 0.3%
    인, 프레스 경화 강 부품.
  4. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 부품은 금속 코팅으로 코팅된, 프레스 경화 강 부품.
  5. 제 4 항에 있어서,
    상기 금속 코팅은 아연계 합금 또는 아연 합금 코팅인, 프레스 경화 강 부품.
  6. 제 4 항에 있어서,
    상기 금속 코팅은 알루미늄계 합금 또는 알루미늄 합금 코팅인, 프레스 경화 강 부품.
  7. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 프레스 경화 강 부품은 적어도 1000 MPa 의 항복 강도, 1300 내지 1600 MPa 의 인장 강도, 0.50 초과의 평면 변형 조건 하에서의 파괴 변형률 및 60°초과의 굽힘 각도를 갖고, 상기 굽힘 각도는 1.5 mm 의 두께로 표준화되는 VDA-238 굽힘 표준의 방법 B 에 따라 결정되는, 프레스 경화 강 부품.
  8. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 프레스 경화 강 부품은 0.15 초과의 제 1 등적 변형 (equivalent deformation) εb 를 갖는 적어도 하나의 제 1 열간 변형 구역, 및 상기 제 1 열간 변형 구역과 프레스 경화에서 동일한 냉각 사이클을 거친 적어도 하나의 제 2 구역을 포함하고, 상기 제 2 구역은 0.05 미만의 제 2 등적 변형 εb 을 갖는, 프레스 경화 강 부품.
  9. 제 8 항에 있어서,
    상기 제 2 구역과 상기 제 1 열간 변형 구역 사이의 경도 차가 15 HV1 보다 큰, 프레스 경화 강 부품.
  10. 제 8 항에 있어서,
    상기 제 1 열간 변형 구역에서의 평균 마텐자이트 라스 폭이 상기 제 2 구역에서의 평균 마텐자이트 라스 폭에 비해 15% 이상 감소되는, 프레스 경화 강 부품.
  11. 제 8 항에 있어서,
    0.8 ㎛ 미만의 폭을 갖는 마텐자이트 라스의 비율이 상기 제 2 구역에서보다 상기 제 1 열간 변형 구역에서 적어도 35% 더 높은, 프레스 경화 강 부품.
  12. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 프레스 경화 강 부품은 0.7 mm 내지 5 mm 의 두께를 갖는, 프레스 경화 강 부품.
  13. 제 1 프레스 경화 강 부품, 제 2 프레스 경화 강 부품, 및 상기 1 프레스 경화 강 부품을 상기 제 2 프레스 경화 강 부품에 접합시키는 프레스 경화 레이저 용접부를 포함하는, 프레스 경화 레이저 용접 강 부품으로서,
    상기 제 1 프레스 경화 강 부품은 제 6 항에 따른 부품이고, 상기 제 2 프레스 경화 강 부품은 0.04% 내지 0.38% 의 탄소를 포함하는 조성을 가지며, 상기 제 2 프레스 경화 강 부품은 알루미늄, 알루미늄계 합금 또는 알루미늄 합금 코팅으로 코팅되고,
    상기 프레스 경화 레이저 용접부는 최대 15% 의 페라이트를 포함하는 조직을 갖고,
    상기 제 1 및 제 2 프레스 경화 강 부품의 적어도 일 측에서, 열영향부에서의 코팅의 두께는 상기 제 1 및 제 2 프레스 경화 강 부품의 나머지에서의 코팅의 두께와 동일한, 프레스 경화 레이저 용접 강 부품.
  14. 저항 스폿 용접에 의해 함께 용접된 제 1 강 부품 및 제 2 강 부품을 포함하는 용접 어셈블리로서,
    상기 용접 어셈블리는 상기 제 1 강 부품을 상기 제 2 강 부품에 접합시키는 적어도 하나의 저항 스폿 용접부를 포함하고,
    상기 제 1 강 부품은 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 따른 프레스 경화 강 부품이며,
    상기 제 2 강 부품은, 중량% 로,
    0.04% ≤ C ≤ 0.38%
    0.05% ≤ Mn ≤ 4.2%
    0.001% ≤ Si ≤ 1.5%
    0.005% ≤ Al ≤ 0.9%
    0.001% ≤ Cr ≤ 2%
    Mo ≤ 0.65 %
    Ni ≤ 2%
    0.001% ≤ Ti ≤ 0.2%
    Nb ≤ 0.1%
    B ≤ 0.010%
    0.0005% ≤ N ≤ 0.010%
    0.0001% ≤ S ≤ 0.05%
    0.0001% ≤ P ≤ 0.1%
    W ≤ 0.30%
    Ca ≤ 0.006%
    잔부인 철 및 불가피한 불순물
    을 포함하는 조성을 갖는 강으로 제조되고,
    상기 저항 스폿 용접부는 적어도 50 daN/mm2 의 알파 값 및 적어도 0.70 의 플러그 비 (plug ratio) 를 갖고, 상기 알파 값은 용접 직경 및 두께로 나눈 십자형 시험에서의 최대 하중을 나타내고, 상기 플러그 비는 용융 구역 (MZ) 직경으로 나눈 플러그 직경과 동일한, 용접 어셈블리.
  15. 제 14 항에 있어서,
    상기 제 1 강 부품은 Al ≥ 0.3 % 인 조성을 가지며, 상기 제 1 강 부품의 소지 강 (base steel) 의 비커스 경도와 열영향부의 최소 비커스 경도 값 사이의 차이가 상기 제 1 강 부품의 소지 강의 비커스 경도의 25 % 보다 낮은, 용접 어셈블리.
  16. 저항 스폿 용접에 의해 함께 용접된 제 1 강 부품 및 제 2 강 부품을 포함하는 용접 어셈블리로서,
    상기 용접 어셈블리는 상기 제 1 강 부품을 상기 제 2 강 부품에 접합시키는 적어도 하나의 저항 스폿 용접부를 포함하고,
    상기 제 1 강 부품은 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 따른 프레스 경화 강 부품이며,
    상기 제 2 강 부품은 2100 MPa 이하의 인장 강도, 0.38% 이하의 C 함량 및 4.2% 이하의 Mn 함량을 갖는, 프레스 경화 부품, 또는 냉간 스탬핑 또는 냉간 성형 강 부품인, 용접 어셈블리.
  17. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 프레스 경화 강 부품은 자동차의 침입 방지 부품 또는 에너지 흡수 부품의 제조를 위해 사용되는, 프레스 경화 강 부품.
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102014226542A1 (de) * 2014-12-19 2016-06-23 Bayerische Motoren Werke Aktiengesellschaft Pressgehärtetes Blechbauteil mit wenigstens einer Sollbruchstelle, sowie Bauteilverbund und Kraftfahrzeugkarosserie mit solchem Blechbauteil
DE102018132901A1 (de) * 2018-12-19 2020-06-25 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zur Herstellung von konventionell warmgewalzten Warmbanderzeugnissen
DE102018132860A1 (de) * 2018-12-19 2020-06-25 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zur Herstellung von konventionell warmgewalzten, profilierten Warmbanderzeugnissen
KR102153200B1 (ko) * 2018-12-19 2020-09-08 주식회사 포스코 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
WO2020208399A1 (en) * 2019-04-09 2020-10-15 Arcelormittal Assembly of an aluminium component and of a press hardened steel part having an alloyed coating comprising silicon, iron, zinc, optionally magnesium, the balance being aluminum
DE102019209650A1 (de) * 2019-07-02 2020-06-04 Fraunhofer-Gesellschaft zur Förderung der angewandten Forschung e.V. Verfahren zur Ausbildung einer Schmelzschweißverbindung an Bauteilen aus einem Stahl
JP7088140B2 (ja) * 2019-08-06 2022-06-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2023503360A (ja) * 2019-11-27 2023-01-27 タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップ 鋼物品にホットプレス成形する方法及び鋼物品
WO2021123886A1 (en) * 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal High toughness hot rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2021123888A1 (en) * 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal Cold rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
WO2021123887A1 (en) * 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal High toughness hot rolled steel sheet and method of manufacturing the same
WO2021123889A1 (en) * 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal Hot rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
CN114787405B (zh) * 2020-01-09 2023-05-12 日本制铁株式会社 热压成形体
CN111778467B (zh) * 2020-09-04 2020-11-24 育材堂（苏州）材料科技有限公司 带铝或铝合金预镀层的预镀层钢板、制造方法及热冲压成形构件
CN112962021B (zh) * 2021-01-25 2022-06-10 唐山钢铁集团有限责任公司 激光拼焊后用于整体热冲压成形的强塑钢板及生产方法
DE102021201845A1 (de) 2021-02-26 2022-09-01 Volkswagen Aktiengesellschaft Verfahren zur Herstellung eines warmumgeformten und pressgehärteten Stahlblechbauteils
EP4296385A4 (en) * 2021-03-08 2024-08-07 Kobe Steel Ltd METHOD FOR MANUFACTURING STEEL SHEET
WO2022189606A1 (en) * 2021-03-11 2022-09-15 Tata Steel Nederland Technology B.V. A cold-rolled and hot-press formed high strength steel product with excellent hole expandability and process of producing the same
US20240117456A1 (en) * 2021-03-17 2024-04-11 Nippon Steel Corporation Steel sheet, steel member, and coated steel member
CN113106352B (zh) * 2021-04-09 2022-02-11 常州大学 一种纳米增强抗氢脆中锰钢及其制备方法
CN113584264B (zh) * 2021-07-29 2023-07-28 江苏徐工工程机械研究院有限公司 一种低碳合金钢及销轴及其制备方法
CN116287965B (zh) * 2021-12-20 2024-07-23 四川大学 一种V-Ti-N微合金化高强钢及其P-Q&P工艺
CN114672619B (zh) * 2022-03-21 2023-07-18 山东建筑大学 一种循环预处理及q&p工艺提升中锰钢塑韧性的方法
CN114672633B (zh) * 2022-03-27 2022-11-18 西北工业大学 一种利用脱碳在全奥氏体高锰钢中实现轧制退火与表面硬化同步进行的方法
JPWO2023191020A1 (ko) * 2022-03-31 2023-10-05
JPWO2023191021A1 (ko) * 2022-03-31 2023-10-05
CN114770049B (zh) * 2022-05-13 2023-12-15 无锡华美新材料有限公司 一种5g通讯pcb制造用超硬模板制造方法
WO2024053736A1 (ja) * 2022-09-09 2024-03-14 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
CN118048578A (zh) * 2022-11-17 2024-05-17 育材堂（苏州）材料科技有限公司 一种低碳的高韧性热冲压成形构件及钢板

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101696121B1 (ko) 2015-12-23 2017-01-13 주식회사 포스코 내수소지연파괴특성, 내박리성 및 용접성이 우수한 열간성형용 알루미늄-철 합금 도금강판 및 이를 이용한 열간성형 부재

Family Cites Families (41)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5635605A (en) 1980-07-14 1981-04-08 Nippon Denso Co Ltd Control device for electric motor vehicle
US4650333A (en) * 1984-04-12 1987-03-17 International Business Machines Corporation System for measuring and detecting printed circuit wiring defects
JPH06316729A (ja) * 1993-04-28 1994-11-15 Kobe Steel Ltd 高延性高強度薄鋼板の製造方法
FR2780984B1 (fr) 1998-07-09 2001-06-22 Lorraine Laminage Tole d'acier laminee a chaud et a froid revetue et comportant une tres haute resistance apres traitement thermique
FR2807447B1 (fr) 2000-04-07 2002-10-11 Usinor Procede de realisation d'une piece a tres hautes caracteristiques mecaniques, mise en forme par emboutissage, a partir d'une bande de tole d'acier laminee et notamment laminee a chaud et revetue
JP4000943B2 (ja) * 2002-08-02 2007-10-31 住友金属工業株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP4306202B2 (ja) * 2002-08-02 2009-07-29 住友金属工業株式会社 高張力冷延鋼板及びその製造方法
JP4630188B2 (ja) * 2005-12-19 2011-02-09 株式会社神戸製鋼所 スポット溶接部の接合強度および熱間成形性に優れた熱間成形用鋼板並びに熱間成形品
ATE477348T1 (de) 2006-06-07 2010-08-15 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verwendung eines aus einem mangan-bor-stahl hergestellten flachproduktes und verfahren zu dessen herstellung
DE102007033950A1 (de) 2006-07-19 2008-01-31 Benteler Automobiltechnik Gmbh Werkstück aus einer hochfesten Stahllegierung und dessen Verwendung
WO2008110670A1 (fr) 2007-03-14 2008-09-18 Arcelormittal France Acier pour formage a chaud ou trempe sous outil a ductilite amelioree
EP1990431A1 (fr) * 2007-05-11 2008-11-12 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites
US8435363B2 (en) * 2007-10-10 2013-05-07 Nucor Corporation Complex metallographic structured high strength steel and manufacturing same
CA2787575C (en) * 2010-01-26 2015-03-31 Kohichi Sano High-strength cold-rolled steel sheet and method of manufacturing thereof
JP5856002B2 (ja) * 2011-05-12 2016-02-09 Ｊｆｅスチール株式会社 衝突エネルギー吸収能に優れた自動車用衝突エネルギー吸収部材およびその製造方法
WO2013014481A1 (fr) 2011-07-26 2013-01-31 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Pièce d'acier soudée préalablement mise en forme à chaud à très haute résistance mécanique et procédé de fabrication
KR101601566B1 (ko) * 2011-07-29 2016-03-08 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 성형성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법
MX2014002922A (es) * 2011-09-13 2014-05-21 Tata Steel Ijmuiden Bv Tira de acero galvanizada por inmersion en caliente de alta resistencia.
WO2013047739A1 (ja) * 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP5699889B2 (ja) * 2011-09-30 2015-04-15 新日鐵住金株式会社 引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
RU2587003C2 (ru) * 2012-01-05 2016-06-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Горячекатаный стальной лист и способ его изготовления
TWI468534B (zh) * 2012-02-08 2015-01-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 高強度冷軋鋼板及其製造方法
CA2880946C (en) * 2012-08-15 2018-06-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet for hot stamping, method of manufacturing the same, and hot stamped steel sheet member
WO2014037627A1 (fr) 2012-09-06 2014-03-13 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Procede de fabrication de pieces d'acier revêtues et durcies a la presse, et tôles prerevêtues permettant la fabrication de ces pieces
KR101318060B1 (ko) * 2013-05-09 2013-10-15 현대제철 주식회사 인성이 향상된 핫스탬핑 부품 및 그 제조 방법
WO2015001367A1 (en) * 2013-07-04 2015-01-08 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Cold rolled steel sheet, method of manufacturing and vehicle
WO2015088523A1 (en) * 2013-12-11 2015-06-18 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. Cold rolled and annealed steel sheet
CN105940134B (zh) * 2014-01-29 2018-02-16 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
WO2015162445A1 (fr) * 2014-04-25 2015-10-29 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Procede et dispositif de preparation de toles d'acier aluminiees destinees a etre soudees puis durcies sous presse; flan soude correspondant
WO2016001700A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength, ductility and formability
BR112017000567A2 (pt) * 2014-07-18 2017-11-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp produto de aço e método de fabricação do mesmo
US10392677B2 (en) 2014-10-24 2019-08-27 Jfe Steel Corporation High-strength hot-pressed part and method for manufacturing the same
WO2016079565A1 (en) * 2014-11-18 2016-05-26 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel product and steel product thereby obtained
KR101665805B1 (ko) * 2014-12-23 2016-10-13 주식회사 포스코 미소크랙이 억제된 열간 프레스 성형품 및 그 제조방법
CN107109571B (zh) 2015-01-15 2018-12-04 杰富意钢铁株式会社 高强度热镀锌钢板及其制造方法
EP3219822B1 (en) * 2015-01-15 2018-08-22 Jfe Steel Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet and production method thereof
JP6554396B2 (ja) * 2015-03-31 2019-07-31 株式会社神戸製鋼所 加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、およびその製造方法
WO2017006144A1 (en) 2015-07-09 2017-01-12 Arcelormittal Steel for press hardening and press hardened part manufactured from such steel
JP6222198B2 (ja) * 2015-10-19 2017-11-01 Ｊｆｅスチール株式会社 ホットプレス部材およびその製造方法
JP6103165B1 (ja) * 2016-08-16 2017-03-29 新日鐵住金株式会社 熱間プレス成形部材
CN106334875A (zh) * 2016-10-27 2017-01-18 宝山钢铁股份有限公司 一种带铝或者铝合金镀层的钢制焊接部件及其制造方法

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101696121B1 (ko) 2015-12-23 2017-01-13 주식회사 포스코 내수소지연파괴특성, 내박리성 및 용접성이 우수한 열간성형용 알루미늄-철 합금 도금강판 및 이를 이용한 열간성형 부재

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CA3182702C (en) 2024-05-07
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