KR20090124263A

KR20090124263A - 열처리성이 우수한 초고강도 열간성형 가공용 강판, 열처리경화형 부재 및 이들의 제조방법

Info

Publication number: KR20090124263A
Application number: KR1020080050365A
Authority: KR
Inventors: 오진근; 강대영; 진광근; 신동석
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2008-05-29
Filing date: 2008-05-29
Publication date: 2009-12-03
Also published as: WO2009145563A2; KR101027285B1; WO2009145563A3

Abstract

본 발명은 중량%로, C: 0.2~0.5%, Si: 0.01~1.5%, Mn: 0.5~2.0%, P: 0.1%이하(0%는 제외), S: 0.03%이하(0%는 제외), 가용 Al: 0.1%이하(0%는 제외), N: 0.01~0.1%, Cr: 0.1~2.0%이고, 나머지는 Fe 및 기타 불순물로 조성되고 열간성형 전 인장강도가 800MPa이하인 것을 특징으로 하는 열처리성이 우수한 초고강도 열간성형 가공용 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 또한 상기 강판을 열간성형 및 급냉 후에는 1800MPa이상의 인장강도를 갖는 것을 특징으로 하는 열처리 경화형 부재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

본 발명은 열간성형 전 인장강도가 800MPa이하를 갖는 강판을 제공하고, 열간성형 및 급냉 후 인장강도가 1800MPa이상을 갖는 효과가 있다. 또한, 도장 후 100MPa이상의 항복강도를 상승을 갖는 효과가 있다.

항복강도(yield strength), 고강도(high strength steel), 열간성형(hot press forming), 구조부재(reinforcement), 경화능(hardenability)

Description

열처리성이 우수한 초고강도 열간성형 가공용 강판, 열처리 경화형 부재 및 이들의 제조방법{HIGH STRENGTH STEEL SHEET FOR HOT FORMING WITH EXCELLENT HEAT TREATMENT PROPERTY, HOT FORMED HARDENING MEMBER AND MANUFACTURING METHODS THEREOF}

본 발명은 자동차 차체의 구조부재, 보강재 등에 주로 사용되는 강판에 관한 것으로, 열간성형 전 800MPa 이하의 인장강도를 갖는 열처리성이 우수한 초고강도 열간성형 가공용 강판 및 그 제조방법을 제공하고, 이 강판을 이용하여 열간성형 후 열처리 경화에 의해 인장강도 1800MPa 이상의 초고강도와 도장 후 100MPa 이상의 항복강도 변화율을 갖는 열처리 경화형 부재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 자동차 승객의 안전성 규제가 확산되면서 차체의 내충격성 향상을 위하여 차체 경량화 및 이에 따른 고강도 강판의 연구가 진행되고 있다. 그러나 자동차용 강판의 고강도화는 강판의 성형성을 현저하게 저하시키는 문제점을 가지고 있다.

이러한 문제점을 해결하기 위한 종래기술로는 잔류 오스테나이트의 마르텐사이트 변태를 이용한 TRIP(Transformation Induced Plasticity)강판이 있으며 이러 한 TRIP강판은 980MPa급의 인장강도를 나타내며 우수한 성형성을 갖는다. 그러나, 980MPa급 보다 높은 인장강도를 확보하기 위해서는 C, Mn 등의 원소를 다량 첨가해야 하며, 이로 인한 제조비용이 증가되는 문제가 발생한다. 또한, TRIP강판은 프레스 성형할 때 높은 강도로 인한 형상 동결성 열위 및 금형 손상 등의 제조상의 문제점이 발생한다.

이와 같은 문제를 개선하기 위하여 종래에는 열처리 전의 낮은 강도와 높은 가공성을 이용하여 오스테나이트 단상역에서 열처리 및 프레스 성형을 행한 후, 금형에 의한 빠른 냉각을 실시함으로써 최종 제품에서 초고강도 내연강판을 얻는 방법, Mo, Nb을 단독 또는 복합으로 첨가함으로써 고온 가공성이 우수한 열간 프레스용 강판을 제조하는 방법 등이 제안되어 왔다. 그러나, 상술한 종래기술에 의하여도 1800MPa이상의 인장강도를 확보하는데 한계가 있으며, 도장 후 항복강도 상승에 의한 충격특성 확보 방안에 대해서는 여전히 기술적 한계가 존재한다.

본 발명은 열간성형 전에 인장강도 800MPa이하의 성형성이 우수하여 자동차 구조부재 및 보강재에 사용될 수 있는 열처리성이 우수한 초고강도 열간성형 가공용 강판 및 그 제조방법을 제공하는데 그 목적이 있다. 본 발명의 다른 목적은 고온에서 복잡한 형상의 제품을 성형한 후, 급냉을 함으로써 1800MPa 이상의 높은 인장강도 및 도장 열처리 후 100MPa 이상의 항복강도 상승을 갖는 충격특성이 우수한 열처리 경화형 열간성형 부재 및 그 제조방법을 제공하는데 목적이 있다.

본 발명은 중량%로, C: 0.2~0.5%, Si: 0.01~1.5%, Mn: 0.5~2.0%, P: 0.1%이하(0%는 제외), S: 0.03%이하(0%는 제외), 가용 Al: 0.1%이하(0%는 제외), N: 0.01~0.1%, Cr: 0.1~2.0%이고, 나머지는 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 강판에 있어서, 인장강도 800MPa이하인 것을 특징으로 하는 열처리성이 우수한 초고강도 열간성형 가공용 강판을 제공하는 것이다.

본 발명은 상기 조성의 강 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하는 단계, Ar3변태점 이상 1000℃이하에서 열간마무리 압연하는 단계 및 500~750℃에서 권취하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 열처리성이 우수한 초고강도 열간성형 가공용 강판의 제조방법을 제공하는 것이다.

상기 조성에 필요에 따라 W: 0.001~0.3%, B: 0.01%이하(0%는 제외), Ti: 0.01~0.1%, Nb: 0.01~0.1%, Zr: 0.01~0.1%, Mo: 0.01~0.5%, Cu: 0.005~1.0%, Ni: 0.005~2.0%로 구성된 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 열처리성이 우수한 초고강도 열간성형 가공용 강판 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.

또한, 본 발명은 중량%로, C: 0.2~0.5%, Si: 0.01~1.5%, Mn: 0.5~2.0%, P: 0.1%이하(0%는 제외), S: 0.03%(0%는 제외), 가용 Al: 0.1%이하(0%는 제외), N: 0.01~0.1%, Cr: 0.1~2.0%이고, 나머지는 Fe 및 기타 불순물로 조성되며, 열간성형 및 급냉 후 인장강도 1800MPa이상이고, 도장 후 항복강도가 100MPa이상 상승하는 것을 특징으로 하는 열처리 경화형 부재를 제공하는 것이다.

본 발명은 상기 조성의 강판을 800~1000℃ 온도범위로 1~100℃/초의 속도로 승온하고 이 온도범위를 10~1000초 유지하는 단계 및 금형에서 열간성형된 강판을 10~500℃/초의 속도로 급냉하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 열처리 경화형 부재의 제조방법을 제공하는 것이다.

본 발명에 의하면, 열간성형 전 800MPa이하의 인장강도를 가지며, 열간성형 및 급냉 후 1800MPa이상의 높은 인장강도를 확보할 수 있을 뿐만 아니라, 도장 후 100MPa이상의 항복강도 상승을 기대할 수 있어, 밀도 대비 우수한 인장강도가 요구되는 자동차의 구조부재나 보강재로 적용할 경우 차체의 무게 감소 및 충돌특성을 크게 향상시킬 수 있는 장점이 있다.

이하, 본 발명의 조성범위에 대하여 상세하게 설명한다.(이하, 중량%)

C의 함량은 0.2~0.5%로 한다. C는 강판의 강도를 증가시키는 데에 필수적인 원소로서, 오스테나이트 및 마르텐사이트등의 경질상을 생성시킨다. 인장강도 1800MPa이상의 강도를 얻기 위해서는 C 함유량이 0.2%이상을 함유해야 한다. 0.2%미만에서는 오스테나이트 단상역에서 열처리를 행하여도 충분한 강도를 얻을 수 없다. 또한 0.5%를 초과하여 함유하게 되면 인성 및 용접성의 저하가 일어나기 쉽고, 강판의 제조시 즉, 열연강판을 산세와 압연공정에서 강판의 용접을 어렵게 할 뿐만 아니라, 소둔 및 도금 공정에서 강판의 강도가 너무 높아 강판의 통판이 어렵기 때문에, C는 0.2~0.5%로 한정한다.

Si의 함량은 0.01~1.5%로 한다. Si는 치환형 고용강화 원소로서 강판의 강도를 상승시킨다. Si 함유량이 1.5%를 초과하는 경우에는 열연강판의 표면 스케일(scale)을 제거하기 어렵고, 0.01%미만에서는 제조비용 문제가 발생하기 때문에 Si는 0.01~1.5%로 한정한다.

Mn의 함량은 0.5~2.0%로 한다. Mn은 고용강화 효과가 매우 큰 원소임과 동시에 오스테나이트에서 페라이트로의 변태를 지연시키는 원소이다. Mn 함유량이 0.5% 미만에서는 강판을 오스테나이트 단상역에서 열처리 하기 위해서는 높은 열처리온 도가 필요하고, 이것은 강판의 산화를 가속시키고 도금강판을 사용할지라도 도금강판의 내식성을 열화시킨다. 또한 페라이트, 오스테나이트 이상역 열처리에 의해 원하는 높은 강도를 확보할 수 없다. Mn 함유량이 2.0%를 초과하는 경우에는 용접성, 열간압연성 등에 있어서 문제가 될 수 있기 때문에 Mn은 0.5~2.0%로 한정한다.

P의 함량은 0.1%이하(0%는 제외)로 한다. P는 강을 강화시키는 효과를 나타내지만, 과다하게 함유되면 가공성이 열화되기 때문에 상한을 0.1%로 한정한다.

S의 함량은 0.03%이하(0%는 제외)로 한다. S는 강 중에 불순물로서 존재하여, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. S의 함량이 0.03%이하에서는 이러한 악영향이 크지 않기 때문에 그 상한을 0.03%로 한다.

가용 Al의 함량은 0.1%이하(0%는 제외)로 한다. Al은 탈산원소로서 0.1%를 초과하게 되면 그 효과는 포화될 뿐만 아니라. 알루미나(Alumina)등의 개재물을 증가시키고, N과 결합하여 AlN을 형성함으로써 고용 N을 감소시켜 항복강도 상승을 억제하기 때문에 그 상한을 0.1%로 한다.

N의 함량은 0.01~0.1%로 한다. N은 본 발명에서 매우 중요한 원소이다. N은 고용강화 원소임과 동시에 Ti, Nb, Al 등과 결합하여 질화물을 형성하는 원소로서, 본 발명에서 열처리성 및 도장 후 항복강도 상승을 위해서는 충분한 N을 함유해야 한다. N 함유량이 0.01%미만에서는 이러한 효과를 기대할 수 없고, N 함유량이 0.1% 초과하게 되면, 용강 제조 및 연주를 하기 어려울 뿐만 아니라, 가공성 열화나 용접 시 블로우 홀(blow hall) 발생을 야기할 수 있기 때문에 N은 0.01~0.1%로 한정한다.

Cr의 함량은 0.1~2.0%로 한다. Cr은 경화능을 향상시키기 때문에 낮은 냉각속도에서도 강도저하를 방지할 수 있다. Cr 함유량이 0.1% 미만에서는 위와 같은 효과를 기대할 수 없고, 2.0% 초과하는 경우에는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 제조 비용이 상승하기 때문에 Cr의 함량은 0.1~2.0%로 한다.

이하,W, B, Mo, Ti, Nb, Zr, Cu, Ni는 필요에 따라 1 또는 2종 이상이 함유되는 것이다.

W의 함량은 0.001~0.3%로 한다. W는 강판의 열처리 경화능을 향상시킬 수 있는 유효한 원소이다. W 함유량이 0.001% 미만에서는 이러한 효과를 기대할 수 없고, 0.3% 초과하는 경우 이러한 효과가 포화될 뿐만 아니라, 제조 비용이 상승하기 때문에 W의 함량은 0.001~0.3%로 한다.

B의 함량은 0.01%이하로 한다. B는 경화능이 매우 큰 원소로서, 미량 첨가하여도 열처리강에서 높은 강도를 확보할 수 있다. 그러나 0.01% 초과하는 경우에 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 열간 가공성을 저하시키기 때문에 B의 함량은 0.01%이하로 하였다.

Mo의 함량은 0.01~0.5%로 한다. Mo는 경화능을 크게 할 뿐만 아니라, 열처리형 강판의 인성을 증가시키기 때문에 높은 충돌에너지 특성이 요구되는 강판에 첨가하면 그 효과가 크다. 또한 경화능을 향상시키기 때문에 고온성형 가공시 금형과 직접 접촉하지 않는 부분의 강도저하를 방지할 수 있다. Mo의 함유량이 0.01% 미만에서는 위와 같은 효과를 기대할 수 없고, 0.5% 초과하는 경우 이러한 효과가 포화될 뿐만 아니라 제조 비용이 상승하기 때문에 Mo의 함량은 0.01~0.5%로 한다.

Ti과 Nb 그리고 Zr의 함량은 0.001~0.1%로 한다. Ti과 Nb 그리고 Zr은 강판의 강도 상승, 입경 미세화 및 열처리성을 향상시키는 데에 유효한 원소이다. Ti과 Nb 그리고 Zr의 함유량이 0.001% 미만인 경우에는 이와 같은 효과를 얻을 수 없고, 0.1% 초과하는 경우에는 제조비용 상승 및 과다한 탄, 질화물 생성으로 원하는 강도 및 항복강도 상승의 효과를 기대할 수 없다.

Cu의 함량은 0.005~1.0%로 한다. Cu는 미세한 Cu 석출물로 인해 강도 상승에 유효한 원소로서, Cu 함유량이 0.005% 미만에서는 강도 상승의 효과가 미미하고, 1.0% 초과하는 경우에 가공성을 열화시키기 때문에 Cu는 0.005~1.0%로 한정한다.

Ni의 함량은 0.005~2.0%로 한다. Ni는 강도 상승 및 열처리성을 향상시키는데 유효한 원소이다. 그러나, 0.005% 미만인 경우에는 그 효과를 얻을 수 없고, 2.0% 초과하는 경우에는 제조 비용 상승 및 가공성 열화가 발생하기 때문에, Ni는 0.005~2.0%로 한정한다.

본 발명은 상기의 성분 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.

본 발명의 강판은 열간성형 전 인장강도 800MPa 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 열간성형 전 인장강도 800MPa 이상이면, 원하는 형상으로 블래크 제작이 힘들고, 금형마모가 심하기 때문에 제조원가 상승을 유발할 수 있다.

이를 확보하기 위한 수단으로 열간성형 전 미세조직을 페라이트와 펄라이트 또는 페라이트와 시멘타이트를 주상으로 80% 이상을 함유할 필요가 있다. 열간성형 전 미세조직이 마르텐사이트 또는 베이나이트로 구성된 조직을 20% 이상 함유할 경우 인장강도 800MPa 이하로 확보하는 것이 힘들다.

상기와 같이 조성되는 본 발명의 강은 열연강판 또는 냉연강판의 형태로 사용될 수 있으며, 필요에 따라 표층에 도금 또는 코팅이 적용될 수 있다.

이는 고온의 열처리 과정에서 산화를 방지하여 표면특성을 보다 좋게 하기 휘한 것이다. 본발명에 적용될 수 있는 도금으로는 Al도금, 아연도금, 합금화 아연 도금 등이 있다. 이들 중 Al도금층과 아연도금층에는 합금성분이 포함될 수 있다. 즉, Al도금욕과 아연도금욕에는 필요에 따라 합금성분이 포함된 도금욕을 사용할 수 있다.

또한, 본 발명에서 적용될 수 있는 코팅은 유기 또는 유기/무기 복합 바인더를 사용해도 되고, 이에 전기 전도성이 우수한 금속 또는 비금속 고체와 결합시키는 방법을 사용할 수 있다.

이하, 본 발명에 따른 열처리 경화형 부재에 대해 설명한다.

본 발명의 열처리 경화형 부재는 열간성형 또는 성형후의 후열처리에 의해 초고강도 특성을 갖는 부재로 사용된다. 열간성형 도는 성형후의 후열처리 방법에 대해서 특별히 한정되는 것은 아니다.

본 발명의 부재는 열간성형 가공용 강판에서 열간성형 및 급냉 후에 1800MPa이상의 높은 인장강도를 확보하는 것을 특징으로 한다. 이와 같은 특징은 인장강도 1800MPa 이하에서는 충분한 내충돌특성을 확보할 수 없어 자동차 경향화에 한계를 가지고 있기 때문이다.

본 발명의 부재는 마르텐사이트 단상(100% 마르텐사이트) 또는 적어도 마르텐사이트의 분율이 95%이상의 조직을 갖는 것이 바람직하다. 마르텐사이트 분율 95% 미만에서는 본 발명에서 목표로 하는 높은 인장강도를 확보할 수 없기 때문이다. 본 발명의 효과를 보이기 위한 보다 바람직한 범위로는 마르텐사이트의 분율이 99% 이상이 되도록 한다. 마르텐사이트 분율이 95% 이상의 경우에 나머지는 페라이트와 베이나이트의 1종 또는 2종이 되는 것이다.

또한, 본 발명에서 부재는 도장처리하여 항복강도 변화율(△YS) 100MPa이상을 확보할 수 있다. 열처리 경화형 부재에서 항복강도는 내충돌특성 확보 여부와 밀접한 관련이 있다. 즉, 항복강도가 높을수록 내충돌특성이 향상되고 이로부터 자동차 경량화 및 승객보호에 유리한 특징을 지니기 때문에, 도장처리 후 항복강도 상승이 클수록 우수한 내충돌특성을 나타낼 수 있다. 이를 확보하기 위한 수단으로 질소를 최대한 활용할 수 있다. 질소는 탄소와 유사하게 강 중에 고용상태로 존재하게 되면 도장처리 후 변형을 가할 시 전위와의 상호 작용에 의하여 항복강도를 상승시킬 수 있다.

이하, 본 발명에 따른 강판과 이 강판을 이용하여 열처리 경화형 부재의 제조방법에 대하여 설명하고자 한다.

먼저, 강판의 제조방법에 대해 설명한다.

상기 본 발명의 강 성분계를 만족하는 강 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열한다. 상기 재가열 온도가 1100℃ 미만인 경우 조직 균일화가 충분하지 않다. 또한 Ti, Nb, Zr, W 등이 첨가되는 경우에 이들 성분의 재고용이 충분하지 않을 수 있다. 재가열온도가 1300℃를 초과하면 강판 조직이 조대화되기 쉽다.

재가열한 강슬라브는 마무리 압연온도를 Ar3 변태점 이상 1000℃ 이하의 조건으로 열간마무리압연한다.열간마무리 압연온도가 Ar3 변태점 미만에서는 열간 변형 저항이 급격히 증가될 가능성이 높다. 열간마무리 압연온도가 1000℃를 초과하게 되면 너무 두꺼운 산화 스케일이 발생할 뿐만 아니라, 강판이 조대화될 가능성이 높다.

이어, 500~750℃에서 권취하는 것이 바람직하다. 상기 권취온도가 500℃ 미만인 경우 과다한 마르텐사이트 또는 베이나이트가 생성되어 열연강판의 과다한 강도 상승을 초래함으로써 냉간압연시 부하로 인한 형상불량 등의 제조상의 문제가 발생할 수 있다. 반면, 권취온도가 750℃를 초과하면 스케일층이 과대해져서 표면품질특성이 열화될 수 있다.

상기 열연강판은 열연강판 상태로 또는 도금 또는 코팅 등이 적용되어 원하는 용도로 성형되어 사용될 수 있다.

물론, 냉연강판으로 사용하고자 하는 경우에는 상기한 열연강판을 냉간압연한다. 즉, 상기 권취된 열연판을 산세 및 30~80%의 압하율로 냉간압연한다. 상기 냉간압하율이 30% 미만인 경우 목표로 하는 두께를 확보하기 어렵다. 냉간압하율이 80%를 초과하게 되면 강판 에지(edge)부의 크랙이 발생할 가능성이 높고, 냉간압연 부하를 가져오는 문제점이 있다.

상기 냉연강판은 소둔되는데, 소둔은 500~900℃ 온도범위에서 1~100℃/시간의 속도로 승온하고 1~100시간 유지한 다음, 1~100℃/시간의 속도로 서냉을 실시하는 것이 바람직하다. 연속소둔을 행할 수 있다. 상기의 소둔온도가 500℃ 미만인 경우 충분한 가공성을 확보하지 못하는 경향이 있는 반면, 900℃를 초과하는 경우에는 제조비용 상승 및 표면품질 열화가 발생할 가능성이 높다. 상기의 승온속도가 1℃/시간 미만인 경우생산성의 저하가 발생하고, 100℃/시간 초과인 경우 과도한 설비가 필요하다. 소둔온도 유지시간이 1시간 미만인 경우, 충분한 탄화물 용해가 이루어지지 않아 열간성형 및 급냉 후 원하는 강도를 확보하기 어렵고, 100시간 초과인 경우 표층탈단 문제 및 생산성 저하가 발생하기 쉽다. 또한 냉각속도가 1℃/시간 미만인 경우 생산성 저하가 발생하고, 100℃/시간 초과인 경우 경질상이 생기기 쉬워서 열간성형 전 소재의 강도를 증가시킬 수 있다.

상기 소둔강판은 소둔강판 상태로 또는 도금 또는 코팅 등이 적용되어 원하는 용도로 성형되어 사용될 수 있다.

본 발명에서 도금은 상기 소둔강판의 내열성 및 성형 가공 후 표면특성을 개선할 수 있다. 도금방법으로는 강판에 보호피막을 입힐 수 있는 방법이면 어느 것이든 가능하다.

이하 본 발명에 따라 제공되는 강판을 이용하여 부재를 제조하는 방법에 대해 설명한다. 강판은 열연강판, 냉연강판, 또는 이들 강판에 필요에 따라 도금 또 는 코팅이 적용된 것으로 특별히 그 종류를 제한하는 것은 아니다.

부재로 성형하는 공정은 열간성형(Hot Press Forming)방법 또는 성형 후의 열처리에 의한 방법 등이 적용될 수 있다.

열간성형방법을 적용할 경우에는 800~1000℃ 온도범위로 1~100℃/초의 속도로 승온하고 10~1000초 유지한 다음, 금형에서 열간성형을 행한 후, 이어 10~500℃/초의 속도로 급냉을 실시하는 것이 바람직하다.

상기 열처리 온도가 800℃ 미만인 경우 충분한 오스테나이트가 생성되지 않아 열간성형 후 충분한 마르텐사이트가 생성되지 않으므로 목표로 하는 강도 확보가 어렵다. 반면, 1000℃를 초과하는 경우 제조비용이 상승하고 오스테나이트가 조대화될 가능성이 높다.

또한, 상기 승온속도가 1℃/초 미만인 경우 제조 효율이 떨어지는 경향이 있고, 100℃/초를 초과하는 경우에는 과다한 제조설비가 요구된다.

또한, 상기 열처리 시간이 10초 미만인 경우 오스테나이트 변태가 충분하지 못한 반면, 1000초를 초과하게 되면 제조 비용의 상승 및 오스테나이트의 조대화가 일어나기 쉽다.

또한, 상기 냉각속도가 10℃/초 미만인 경우 마르텐사이트를 주상으로 하는 조직을 얻기 힘들어 목표로 하는 강도를 확보하기 어렵다. 반면, 500℃/초를 초과하는 경우에는 과다한 제조 설비 투자로 제조비용이 상승하고, 강도는 크게 증가하 지 않는다.

본 발명에 따라 열간성형한 부재는 마르텐사이트 단상 또는 마르텐사이트의 분율이 95%이상이고 나머지 페라이츠와 베이나이트의 1종 또는 2종이 되어 1800MPa의 초고강도 특성을 갖는다. 또한, 도장 후 소부(baking)처리하는 과정에서 항복강도 변화뮬이 100MPa 이상 상승하는 특징을 갖는다.

본 발명에 대하여 실시예를 통하여 자세히 설명한다.

[실시예]

하기 표 1은 본 발명강과 비료강의 화학성분을 나타낸 것으로, 하기 표 1의 조성을 갖는 강철을 진공용해하여 강 슬라브를 제조한 다음, 이 강 슬라브를 가열로에서 재가열온도 1150~1250℃ 온도범위에서 1시간 가열하고 열간압연을 실시하였다. 이 때, 열간압연은 850~950℃ 온도범위에서 열간압연을 종료하였으며, 권취온도는 650℃로 하였다(열연강판).

열간압연을 한 강판을 이용하여 산세를 실시하고 냉간압하율을 50%로 하여 냉간압연을 실시하였다.

냉간압연된 강판을 두 가지 방법으로 소둔을 실시하였다. 첫번째 냉간압연1은 10~50℃/시간의 승온속도로 가열한 후 600~700℃에서 1~10시간 유지한 후 10~50 ℃/시간의 냉각속도로 소둔을 실시하였다(냉연강판 1). 두번째 냉간압연2는 2~10℃/시간의 승온속도로 가열한 후 750~850℃에서 1~5분 동안 유지 소둔한 후 과시효온도를 350~400℃로 하여 연속소둔을 실시하였다(냉연강판 2).

상기와 같이 제조된 강판의 재질을 조사하기 위해서 상기 열연강판 및 냉연강판 1, 2로부터 JIS Z 22015호 인장시험편을 제작하여 인장시험기를 이용해 인장시험을 실시하였다. 또한 고온가공 열처리 후 재질을 조사하기 위해서 상기 강판을 800~900℃로 5분간 가열한 뒤 금형을 이용한 프레스 가공 후 인장시험편을 제작하였다. 상기 프레스 가공시에는 강판이 가공과 동시에 급냉처리된다.

자동차용 구조부재에서 도장 후 재질을 모사하게 위하여, 위와 같이 제작된 인장시험편을 170℃에서 20분간 오일에 끓인 후 인장시험을 행하였다. 인장시험은 만능인장시험기를 이용하여 실시하였다.

그 결과는 하기 표 2에 나타내었다.

열간프레스 전후 상 분석 및 분율 측정은 광학현미경에서 500배로 조직을 확대하여 조직을 구분한 후 이미지 분석기를 이용하여 분석을 실시하여 그 결과를 하기 표 2에 기재하였다.

표 1과 2에서 나타난 바와 같이, A~H강종에서 열연강판과 냉연강판1은 열간프레스 전 미세조직이 마르텐사이트 또는 베이나이트 분율이 10% 미만으로서 인장 강도 800MPa미만을 확보하여 상온 블랭킹 및 고온 성형이 쉽다. 또한 가열 후 금형가공을 실시할 경우 최종제품에서 인장강도 1800MPa이상의 초고강도를 나타낸다. 또한 170℃에서 20분간 도장 모사 후 항복강도 변화는 본 발명강에서는 모두 100MPa 이상으로 우수하다. 따라서 복잡한 모양의 자동차용 구조부재의 부품을 고온에서 가공할 수 있을 뿐만 아니라, 인장강도 1800MPa이상의 초고강도를 확보할 수 있고, 도장 후 항복강도가 100MPa이상 증가함에 따라 충돌 특성이 우수한 자동차의 구조부재와 보강재로 사용될 수 있다.

그러나 비교강인 A~G강종의 냉연강판2는 열간프레스 성형 후 인장강도 1800MPa 이상 및 도장 후 항복강도가 100MPa이상 증가하지만, 열간프레스 전 미세조직에서 마르텐사이트 또는 베이나이트 분율이 10% 이상으로서 인장강도 800MPa를 초과하여 성형이 어렵다.

비교강인 H강은 열간프레스 전 열연 및 냉연강판에서 인장강도가 800MPa 미만으로 만족하지만, 탄소의 첨가량이 낮아 열처리 및 금형가공 후 충분히 강한 마르텐사이트 조직을 얻지 못한다. 비교강인 I강은 열간프레스 후 인장강도가 1800MPa 이상으로 만족하지만, 도장 후 항복강도 상승이 부족하다.

강 종		A	B	C	D	E	F	G	H	I
화 학 성 분 (중량%)	C	0.33	0.31	0.33	0.24	0.37	0.37	0.31	0.16	0.24
	Si	0.2	0.2	0.2	0.1	0.2	0.2	0.2	0.2	0.1
	Mn	1.0	1.2	1.5	1.7	1.0	1.0	1.4	1.2	2.4
	P	0.016	0.011	0.010	0.011	0.017	0.016	0.018	0.011	0.012
	S	0.003	0.002	0.002	0.002	0.003	0.003	0.003	0.002	0.002
	Al	0.02	0.05	0.03	0.02	0.02	0.02	0.02	0.05	0.04
	Nppm	196	133	172	140	255	185	101	134	32
	Cr	1.5	0.2	1.4	1.5	1.5	1.5	1.4	0.16	1.5
	W	0.03	0.02	0.03	0.20	0.03	0.03	0.02		0.14
	Bppm		20	12	15	15	15	19	21	16
	Mo		0.15						0.15	0.12
	Ti			0.02						0.02
	Nb				0.03				0.02
	Zr					0.03
	Cu						0.1
	Ni							0.05
비 고		발 명 강							비교강

강종	강판	열간프레스 성형 전 조직 및 재질					열간프레스 성형 후 조직 및 재질					비고
강종	강판	F (%)	P또는 C(%)	기타 (%)	TS (MPa)	EI (%)	M (%)	기타 (%)	TS (MPa)	EI (%)	△YS (MPa)	비고
A	열연강판	40	55	B	658	20	100	-	2014	8	150	발명재
	냉연강판1	68	32	-	594	19	100	-	2053	6	175	발명재
	냉연강판2	40	10	M	991	5	100	-	1990	8	171	비교재
B	열연강판	50	45	B	601	26	100	-	1852	9	145	발명재
	냉연강판1	73	27	-	573	19	100	-	1895	7	163	발명재
	냉연강판2	55	16	M	820	13	100	-	1853	7	159	비교재
C	열연강판	35	60	B	683	24	100	-	2036	8	126	발명재
	냉연강판1	66	34	-	594	27	100	-	2075	6	149	발명재
	냉연강판2	31	6	M	1288	9	100	-	2106	6	133	비교재
D	열연강판	35	55	M	714	16	100	-	1820	6	142	발명재
	냉연강판1	65	35	-	674	17	100	-	1837	6	173	발명재
	냉연강판2	30	7	M	1295	7	100	-	1851	6	168	비교재
E	열연강판	40	55	B	666	18	100	-	2003	6	161	발명재
	냉연강판1	66	34	-	574	8	100	-	2061	6	175	발명재
	냉연강판2	40	10	M	999	5	100	-	2107	5	195	비교재
F	열연강판	40	50	B	715	18	100	-	2123	6	167	발명재
	냉연강판1	65	35	-	665	10	100	-	2165	5	185	발명재
	냉연강판2	42	12	M	961	5	100	-	2191	5	215	비교재
G	열연강판	50	45	B	643	20	100	-	1866	8	150	발명재
	냉연강판1	70	30	-	616	15	100	-	1912	7	178	발명재
	냉연강판2	30	4	M	1384	5	100	-	1932	6	182	비교재
H	열연강판	60	35	B	605	23	95	B	1289	10	108	비교재
	냉연강판1	63	37	-	538	22	95	B	1336	10	126	비교재
	냉연강판2	65	29	B	652	22	96	B	1375	11	132	비교재
I	열연강판	40	40	M	1024	10	100	-	1811	6	52	비교재
	냉연강판1	55	45	-	693	21	100	-	1859	6	57	비교재
	냉연강판2	27	4	M	1384	5	100	-	1892	6	62	비교재
△YS : 도장 전, 후 항복강도 변화

Claims

중량%로, C: 0.2~0.5%, Si: 0.01~1.5%, Mn: 0.5~2.0%, P: 0.1%이하(0%는 제외), S: 0.03%이하(0%는 제외), 가용 Al: 0.1%이하(0%는 제외), N: 0.01~0.1%, Cr: 0.1~2.0%이고, 나머지는 Fe 및 기타 불순물로 조성되고, 열간성형 전 인장강도 800MPa 이하인 것을 특징으로 하는 열처리성이 우수한 초고강도 열간성형 가공용 강판.
제 1 항에 있어서, 상기 강판은 W: 0.001~0.3%, B: 0.01%이하(0%는 제외), Ti:0.01~0.1%, Nb:0.01~0.1%, Zr:0.01~0.1%, 0.01%~0.1%, Mo: 0.01~0.5%, Cu: 0.005~1.0%, Ni: 0.005~2.0% 로 구성된 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 열처리성이 우수한 초고강도 열간성형 가공용 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 상기 강판은 열간성형 전 미세조직이 페라이트와 펄라이트 또는 페라이트와 시멘타이트를 주상으로 80%이상을 함유하고 나머지는 마르텐사이트, 베이나이트로 구성된 그룹에서 선택된 1종 또는 2종으로 조성되는 것을 특징으로 하는 열처리성이 우수한 초고강도 열간성형 가공용 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 상기 강판은 열연강판, 냉연강판 및 도금강판으로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 하나의 강판인 것을 특징으로 하는 열처리성이 우수한 초고강도 열간성형 가공용 강판.
제 4 항에 있어서, 상기 강판이 도금강판인 경우 그 도금층이 Al도금층, 아연도금층, 합금화 아연도금층 중 어느 하나인 것을 특징으로 하는 열처리성이 우수한 초고강도 열간성형 가공용 강판.
제 5 항 있어서, 상기 Al도금층 또는 아연도금층에는 합금성분이 포함되는 것을 특징으로 하는 열처리성이 우수한 초고강도 열간성형 가공용 강판.
중량%로, C: 0.2~0.5%, Si: 0.01~1.5%, Mn: 0.5~2.0%, P: 0.1%이하(0%는 제외), S: 0.03%이하(0%는 제외), 가용 Al: 0.1%이하(0%는 제외), N: 0.01~0.1%, Cr: 0.1~2.0%이고, 나머지는 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하는 단계;

Ar3변태점 이상 1000℃이하에서 열간마무리압연하는 단계; 및

상기 압연 후 500~750℃에서 권취하는 단계;

를 포함하는 것을 특징으로 하는 열처리성이 우수한 초고강도 열간성형 가공용 강판의 제조방법.
제 7 항에 있어서, 상기 강 슬라브에 W: 0.001~0.3%, B: 0.01%이하(0%는 제외), Ti:0.01~0.1%, Nb:0.01~0.1%, Zr:0.01~0.1%, 0.01%~0.1%, Mo: 0.01~0.5%, Cu: 0.005~1.0%, Ni: 0.005~2.0% 로 구성된 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 열처리성이 우수한 초고강도 열간성형 가공용 강판의 제조방법.
제 7 항 또는 제 8 항의 방법에 의하여 제조되는 강판을 산세 및 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;

상기 냉연강판을 500~900℃온도범위로 1~100℃/시간의 속도로 승온하고 이 온도구간을 1~100시간 유지한 후 1~100℃/시간의 속도로 서냉하여 소둔을 행하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 열처리성이 우수한 초고강도 열간성형 가공용 강판의 제조방법.
제 7 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항의 방법에 의해서 제조된 강판의 표층에 Al도금, 아연도금, 합금화 아연도금 중 어느 하나의 방법에 의해 도금층을 형성하는 것을 특징으로 하는 열처리성이 우수한 초고강도 열간성형 가공용 강판의 제조방법.
중량%로, C: 0.2~0.5%, Si: 0.01~1.5%, Mn: 0.5~2.0%, P: 0.1%이하(0%는 제외), S: 0.03%이하(0%는 제외), 가용 Al: 0.1%이하(0%는 제외), N: 0.01~0.1%, Cr: 0.1~2.0%이고, 나머지는 Fe 및 기타 불순물로 조성되며, 열간성형 및 급냉 후 인장강도 1800MPa이상이고, 도장 후 항복강도가 100MPa이상 상승하는 것을 특징으로 하는 열처리 경화형 부재.
제 11 항에 있어서, 상기 부재에 W: 0.001~0.3%, B: 0.01%이하(0%는 제외), Ti:0.01~0.1%, Nb:0.01~0.1%, Zr:0.01~0.1%, 0.01%~0.1%, Mo: 0.01~0.5%, Cu: 0.005~1.0%, Ni: 0.005~2.0% 로 구성된 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상이 추가적으로 포함하는 것을 특징하는 열처리 경화형 부재.
제 11 항 또는 제 12 항에 있어서, 상기 부재의 미세조직은 마르텐사이트 95%이상을 포함하고 나머지는 페라이트 및 베이나이트로 구성된 그룹에서 선택된 1종 또는 2종으로 조성되는 것을 특징으로 하는 열처리 경화형 부재.
제 11 항 또는 제 12 항에 있어서, 상기 부재의 미세조직은 마르텐사이트 단상인 것을 특징으로 하는 열처리 경화형 부재.
제 1 항의 강판을 800~1000℃ 온도범위로 1~100℃/초의 속도로 승온하고 이 온도범위를 10~1000초 유지하는 단계; 및

상기와 같이 열처리된 강판을 금형에서 열간성형한 후, 10~500℃/초의 속도로 급냉하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 열처리 경화형 부재의 제조방법.
제 15 항에 있어서, 상기 강판은 W: 0.001~0.3%, B: 0.01%이하(0%는 제외), Ti:0.01~0.1%, Nb:0.01~0.1%, Zr:0.01~0.1%, 0.01%~0.1%, Mo: 0.01~0.5%, Cu: 0.005~1.0%, Ni: 0.005~2.0% 로 구성된 그룹에서 선택된 1종 또는 2종이상을 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 열처리 경화형 부재의 제조방법.
제 15 항 또는 제 16 항에 있어서, 상기 강판이 열연강판, 냉연강판 및 도금강판으로 이루어지는 그룹에서 선택된 하나의 강판인 것을 특징으로 하는 열처리 경화형 부재의 제조방법.
제 17 항에 있어서, 상기 도금강판은 Al도금층, 아연도금층 및 합금화 아연도금층 중 어느 하나의 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 열처리 경화형 부재의 제조방법.