KR20190078033A - 연성이 우수한 열간 프레스 성형 부재, 열간 프레스 성형 부재용 강판 및 이들의 제조방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 연성이 우수한 열간 프레스 성형 부재, 열간 프레스 성형 부재용 강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 한가지 측면에 따른 열간 프레스용 강판은 중량%로, Mn: 3.1~10%를 포함하고, 미세조직으로서 면적 기준으로 페라이트 또는 템퍼드 마르텐사이트와 5~40%의 잔류 오스테나이트를 포함하며, 하기 관계식 1로 표시되는 제1 Mn 분배비가 1.3~3.0이며, 하기 관계식 2로 표시되는 제1 C 분배비가 2.0~6.0일 수 있다.
[관계식 1] 제1 Mn 분배비 = Mnγ/Mnα
[관계식 2] 제1 C 분배비 = Cγ/Cα
(여기서 Mnγ는 오스테나이트 상 내의 Mn 함량을, Mnα는 페라이트 또는 템퍼드 마르텐사이트 상 내의 Mn 함량, Cγ는 오스테나이트 상 내의 C 함량을 그리고 Cα는 페라이트 또는 템퍼드 마르텐사이트 상 내의 Mn 함량을 의미한다)
본 발명의 한가지 측면에 따른 열간 프레스용 강판은 중량%로, Mn: 3.1~10%를 포함하고, 미세조직으로서 면적 기준으로 페라이트 또는 템퍼드 마르텐사이트와 5~40%의 잔류 오스테나이트를 포함하며, 하기 관계식 1로 표시되는 제1 Mn 분배비가 1.3~3.0이며, 하기 관계식 2로 표시되는 제1 C 분배비가 2.0~6.0일 수 있다.
[관계식 1] 제1 Mn 분배비 = Mnγ/Mnα
[관계식 2] 제1 C 분배비 = Cγ/Cα
(여기서 Mnγ는 오스테나이트 상 내의 Mn 함량을, Mnα는 페라이트 또는 템퍼드 마르텐사이트 상 내의 Mn 함량, Cγ는 오스테나이트 상 내의 C 함량을 그리고 Cα는 페라이트 또는 템퍼드 마르텐사이트 상 내의 Mn 함량을 의미한다)
Description
본 발명은 연성이 우수한 열간 프레스 성형 부재, 열간 프레스 성형 부재용 강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
최근 석유 에너지 자원의 고갈과 환경에 관한 높은 관심으로 인하여 자동차의 연비 향상에 대한 규제는 날로 강력해지고 있다.
재료적인 측면에서 자동차의 연비를 향상시키기 위한 한가지의 방법으로서 사용되는 강판의 두께를 감소시키는 것을 들 수 있으나, 두께를 감소시킬 경우 자동차의 안전성에 문제가 발생할 수 있으므로, 반드시 강판의 강도 향상이 뒷받침되어야 한다.
이와 같은 이유로 고강도 강판에 대한 수요가 지속적으로 발생하였으며, 다양한 종류의 강판이 개발된 바 있다. 그런데, 이들 강판은 그 자체로 높은 강도를 가지고 있기 때문에 가공성이 불량하다는 문제가 있다. 즉, 강판의 등급별로 강도와 연신율의 곱이 항상 일정한 값을 가지려는 경향을 가지고 있기 때문에, 강판의 강도가 높아질 경우에는 가공성의 지표가 되는 연신율이 감소하게 된다는 문제가 있었다.
이러한 문제를 해결하기 위하여 열간 프레스 성형법이 제안된 바 있다. 열간 프레스 성형법은 강판을 가공하기 좋은 고온으로 가공한 후, 이를 낮은 온도로 급냉함으로써 강판 내에 마르텐사이트 등의 저온 조직을 형성시켜, 최종 제품의 강도를 높이는 방법이다. 이와 같이 할 경우에는 높은 강도를 가지는 부재를 제조할 때 가공성의 문제를 최소화 할 수 있다는 장점이 있다.
그런데, 통상은 이러한 열간 프레스 성형 부재들의 경우 마르텐사이트 조직의 비율을 높여서 고강도를 추구하기 때문에 인장강도는 높아질 수 있으나, 충격 에너지 흡수능이라고 하는 측면에 비추어 볼 때 필요한 연신율 등이 충분하지 못하다는 문제가 있을 수 있다.
또한, 상기 열간 프레스 성형법에 의할 경우에는 강판을 고온으로 가열하여야 하기 때문에 강판 표면이 산화되고 따라서 프레스 성형 이후에 강판 표면의 산화물을 제거하는 과정이 추가되어야 한다는 문제가 있었다.
이러한 문제점을 해결하기 위한 방법으로 미국 특허공보 6,564,604호에는 아연 도금한 강판에 열간 프레스 성형을 실시하는 방법을 개시하고 있다. 아연은 희생방식 성능이 뛰어나서, 알루미늄 도금에 비하여 우수한 내식성능을 갖추게 된다.
그러나, 아연도금강판을 열간 프레스 성형할 경우에는 강판을 고온으로 가열함에 따라 아연이 액상으로 존재하게 되고, 상기 액상의 아연이 강판의 결정립계를 따라 침투하여 소위 액상금속취화(Liquid Metal Embrittlement, LME)의 현상이 일어날 우려가 있다.
본 발명의 한가지 측면에 따르면, 연신율이 우수한 열간 프레스 성형 부재, 상기 열간 프레스 부재를 제조할 수 있는 강판 및 이들의 제조방법이 제공된다.
본 발명의 한가지 측면에 따르면, 아연도금을 하였을 경우에도 LME의 발생을 저감시킬 수 있는 열간 프레스 부재용 강판, 그로부터 제조된 열간 프레스 부재 및 이들의 제조방법이 제공된다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 발명 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 한가지 측면에 따른 열간 프레스용 강판은 중량%로, Mn: 3.1~10%를 포함하고, 미세조직으로서 면적 기준으로 페라이트 또는 템퍼드 마르텐사이트와 5~40%의 잔류 오스테나이트를 포함하며, 하기 관계식 1로 표시되는 제1 Mn 분배비가 1.3~3.0이며, 하기 관계식 2로 표시되는 제1 C 분배비가 2.0~6.0일 수 있다.
[관계식 1] 제1 Mn 분배비 = Mnγ/Mnα
[관계식 2] 제1 C 분배비 = Cγ/Cα
(여기서 Mnγ는 오스테나이트 상 내의 Mn 함량을, Mnα는 페라이트 또는 템퍼드 마르텐사이트 상 내의 Mn 함량, Cγ는 오스테나이트 상 내의 C 함량을 그리고 Cα는 페라이트 또는 템퍼드 마르텐사이트 상 내의 Mn 함량을 의미한다)
본 발명의 다른 한가지 측면에 따른 열간 프레스 성형 부재용 강판의 제조방법은 중량%로 Mn: 3.1~10%를 포함하는 냉간압연된 강판을 준비하는 단계; 상기 냉간압연된 강판을 620~740℃의 온도 범위에서 소둔하는 단계; 및 상기 소둔된 강판을 냉각하는 단계를 포함하고, 상기 냉각하는 단계는 상기 강판을 600℃에서 500℃까지 60~500초 유지하는 단계를 포함할 수 있다.
본 발명의 또다른 한가지 측면에 따른 열간 프레스 성형 부재는 중량%로, Mn: 3.1~10%를 포함하고, 미세조직으로서 면적 기준으로 마르텐사이트와 3~25%의 잔류 오스테나이트를 포함하며, 하기 관계식 3으로 표시되는 제2 Mn 분배비가 2.0~5.0이며, 하기 관계식 4로 표시되는 제2 C 분배비가 1.2~3.5일 수 있다.
[관계식 3] 제2 Mn 분배비 = Mnγ/Mnα'
[관계식 4] 제2 C 분배비 = Cγ/Cα'
(여기서 Mnγ는 오스테나이트 상 내의 Mn 함량을, Mnα'는 마르텐사이트 상 내의 Mn 함량, Cγ는 오스테나이트 상 내의 C 함량을 그리고 Cα'는 마르텐사이트 상 내의 Mn 함량을 의미한다)
본 발명의 또다른 한가지 측면에 따른 열간 프레스 성형 부재의 제조방법은 본 발명의 한가지 측면에 따른 강판을 준비하는 단계; 상기 강판을 최고 가열온도가 Ac3+10℃ 온도 이상, 800℃이하로 되도록 가열하는 단계; 및 상기 강판을 프레스 성형하면서 금형 내에서 냉각시키는 단계를 포함하고, 상기 강판을 가열할 때, 440℃에서 500℃까지 평균 승온속도를 1.0~3.9℃/초로 할 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명의 열간 프레스 성형 부재, 부재용 강판 및 이들의 제조방법은 소재 재의 잔류 오스테나이트 분율을 적정화하고, 잔류 오스테나이트를 Mn, C 등의 원소로 안정화 시킴으로써 높은 인장강도는 물론, 높은 연신율을 가지고 있어 충격 에너지 흡수능이 뛰어나다.
도 1은 발명예 1에 의해 제조된 강판의 조직을 관찰한 투과전자현미경 사진으로서, 사진에서 미세조직, 성분 및 결정구조에 대한 분석을 실시한 위치를 별도로 나타내었다.
도 2는 발명예 1에 의해 제조된 열간 프레스 성형 부재의 조직을 관찰한 투과전자현미경 사진으로서, 사진에서 미세조직, 성분 및 결정구조에 대한 분석을 실시한 위치를 별도로 나타내었다.
도 3은 발명예 1의 열간 프레스 성형 부재에 대하여 도장 후 소부(baking) 열처리를 모사한 열처리를 실시한 후에 얻은 부재의 조직을 관찰한 투과전자현미경 사진으로서, 사진에서 미세조직, 성분 및 결정구조에 대한 분석을 실시한 위치를 별도로 나타내었다.
도 4는 비교예 1에 의해 제조된 강판의 조직을 관찰한 투과전자현미경 사진으로서, 사진에서 미세조직, 성분 및 결정구조에 대한 분석을 실시한 위치를 별도로 나타내었다.
도 5는 발명예 1에 의해 제조된 열간 프레스 성형 부재의 조직을 관찰한 투과전자현미경 사진으로서, 사진에서 미세조직, 성분 및 결정구조에 대한 분석을 실시한 위치를 별도로 나타내었다.
도 2는 발명예 1에 의해 제조된 열간 프레스 성형 부재의 조직을 관찰한 투과전자현미경 사진으로서, 사진에서 미세조직, 성분 및 결정구조에 대한 분석을 실시한 위치를 별도로 나타내었다.
도 3은 발명예 1의 열간 프레스 성형 부재에 대하여 도장 후 소부(baking) 열처리를 모사한 열처리를 실시한 후에 얻은 부재의 조직을 관찰한 투과전자현미경 사진으로서, 사진에서 미세조직, 성분 및 결정구조에 대한 분석을 실시한 위치를 별도로 나타내었다.
도 4는 비교예 1에 의해 제조된 강판의 조직을 관찰한 투과전자현미경 사진으로서, 사진에서 미세조직, 성분 및 결정구조에 대한 분석을 실시한 위치를 별도로 나타내었다.
도 5는 발명예 1에 의해 제조된 열간 프레스 성형 부재의 조직을 관찰한 투과전자현미경 사진으로서, 사진에서 미세조직, 성분 및 결정구조에 대한 분석을 실시한 위치를 별도로 나타내었다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 표현하지 아니하는 한, 강판 또는 도금층의 성분의 함량 단위는 중량을 기준으로 한다. 또한, 결정이나 조직의 비율은 특별히 달리 표현하지 아니하는 한 면적을 기준으로 한다.
본 발명의 발명자들은 열간 프레스 성형 부재가 높은 강도는 물론이고 충격 에너지 흡수능을 가지도록 높은 연신율을 가지기 위해서는 열간 프레스 성형 부재 내에 잔류 오스테나이트의 비율이 높을 뿐만 아니라, 안정적으로 존재하여야 한다는 것을 발견하고 본 발명에 이르게 되었다.
즉, 본 발명은 열간 프레스 성형 부재가 일정 수준 이상의 잔류 오스테나이트를 가지고, 마르텐사이트 조직으로 변태하지 않도록 충분한 안정성을 가지도록 한다. 본 발명자들은 이를 위해서는 소지강판의 조성을 적절한 범위로 제어하고 강판 상태에서 오스테나이트 안정성을 높일 경우 열간 프레스 성형 부재에서도 안정적으로 오스테나이트 비율을 얻을 수 있다는 것을 발견하게 되었다.
본 발명의 한가지 구현례에서는 강판 상태에서 오스테나이트 안정성을 높이기 위해서 강판이 Mn을 3.1% 이상의 함량으로 포함한다. 즉, Mn은 오스테나이트 안정성을 높이는 원소로서 3.1% 이상 첨가할 경우에는 강판의 오스테나이트 안정성이 높아진다. 특히, 본 발명의 한가지 구현례에서는 필요에 따라 강판의 표면에 아연 도금을 하여 열간 프레스 성형용 소재로 사용할 수 있는데, 강판이 Mn 을 다랑 함유할 경우 오스테나이트화(austenitization) 온도를 낮출 수 있어서 도금강판의 가열 온도를 800℃ 이하로 저감시킬 수 있으며, 그 결과 액상금속취성(LME)의 발생을 크게 감소시킬 수 있다. 그 뿐만 아니라, 통상은 오스테나이트 상을 안정화 시키기 위하여 오스테나이트 상 내에 Mn을 다량 분포시킨다고 하더라도, 열간 프레스 성형시에 재확산이 일어나게 되어 결국 열간 프레스 성형 부재의 오스테나이트 상 내의 Mn 함량을 높이는 결과로까지는 이어지지 않으나, Mn 함량이 3.1% 이상으로 높을 경우에는 열간 프레스 성형 부재에까지 잔류 오스테나이트 내 Mn 함량이 높게 유지될 수 있다. 또한, 강판의 강도를 적절하게 유지함으로써 열간 프레스 성형 공정 작업성을 확보하고, 제조원가를 절감하며, 점용접성을 향상시킬 뿐만 아니라 적정량의 마르텐사이트를 생성시킴으로써 초고강도를 확보할 수 있다는 점에서 상기 Mn 함량은 10% 이하로 할 수 있으며, 본 발명의 한가지 구현례에서는 9% 이하, 또는 8% 이하로 할 수 있다.
나머지 성분에 대해서는 특별히 제한하지 아니하나, 본 발명의 한가지 구현례에서 상기 강판은 C: 0.04~0.3%, Si: 0.01~2%, Al: 0.001~1.0%, P: 0.05% 이하, S: 0.02% 이하 및 N: 0.02% 이하를 더 포함할 수 있다. 이하, 각 원소별로 함량을 제한하는 이유에 대하여 간략히 설명한다.
C: 0.04~0.3%
상기 C는 열처리 부재의 강도를 상향시키기 위해 필수적인 원소로서 적정한 양으로 첨가될 수 있다. 즉, 열처리 부재의 강도를 충분하기 확보하기 위해서 상기 C는 0.04% 이상 첨가될 수 있다. 한가지 구현례에서는 상기 C 함량의 하한은 0.1%일 수 있다. 다만, 그 함량이 너무 높으면 냉연재를 생산하는 경우 열연재를 냉간압연할 때 열연재 강도가 너무 높아 냉간압연성이 크게 열위하게 될 뿐만 아니라, 점용접성을 크게 저하시키기 때문에, 충분한 냉간압연성과 점용접성을 확보하기 위해 0.3% 이하로 첨가될 수 있다. 또한, 상기 C 함량은 0.25% 이하 또한 0.2% 이하로 그 함량을 제한할 수도 있다.
Si: 0.01~2%
상기 Si는 제강에서 탈산제로 첨가되어야 할 뿐만 아니라, 열간 프레스 성형 부재의 강도에 가장 크게 영향을 미치는 탄화물 생성을 억제할 뿐만 아니라, 열간 프레스 성형에 있어서 마르텐사이트 생성 후 마르텐사이트 래쓰(lath) 입계로 탄소를 농화시켜 잔류오스테나이트를 확보하기 위하여 0.01% 이상의 함량으로 첨가될 수 있다. 또한, 압연 후 강판에 아연 또는 아연합금화 도금을 행할때 충분한 도금성을 확보하기 위해서 상기 Si 함량의 상한을 2%로 정할 수 있다. 본 발명의 한가지 구현례에서는 상기 Si 함량을 1.5% 이하로 제한할 수도 있다.
Al: 0.001~1.0%
상기 Al은 Si과 더불어 제강에서 탈산 작용을 하여 강의 청정도를 높일 수 있으므로 0.001% 이상의 함량으로 첨가될 수 있다. 또한, Ac3 온도가 너무 높아지지 않도록 하여 열간 프레스 성형시 필요한 가열을 적절한 온도범위에서 할 수 있도록 하기 위하여 상기 Al의 함량은 1.0% 이하로 할 수 있다.
P: 0.05% 이하
상기 P는 강내에 불순물로서 존재하며, 가급적 그 함량이 적을수록 유리하다. 따라서, 본 발명의 한가지 구현례에서 P는 0.05% 이하의 함량으로 포함될 수 있다. 본 발명의 다른 한가지 구현례에서 P는 0.03% 이하로 제한될 수도 있다. P는 적으면 적을수록 유리한 불순물 원소이기 때문에 그 함량의 상한을 특별히 정할 필요는 없다. 다만, P 함량을 과도하게 낮추기 위해서는 제조비용이 상승할 우려가 있으므로, 이를 고려할 경우에는 그 하한을 0.001%로 할 수도 있다.
S: 0.02% 이하
상기 S는 강 중에 불순물로서, 부재의 연성, 충격특성 및 용접성을 저해하는 원소이기 때문에 최대함량을 0.02%로 할 수 있으며, 바람직하게는 0.01% 이하로 할 수 있다. 또한 그 최소함량이 0.0001% 미만에서는 제조비용이 상승될 수 있으므로, 본 발명의 한가지 구현례에서는 그 함량의 하한을 0.0001%로 할 수 있다.
N: 0.02% 이하
상기 N은 강 중에 불순물로 포함되는 원소로서, 슬라브 연속주조시에 크랙 발생에 대한 민감도를 감소시키고, 충격특성을 확보하기 위해서는 그 함량이 낮을 수록 유리하며, 따라서 0.02% 이하로 포함할 수 있다. 하한을 특별히 정할 필요가 있으나, 제조비용의 상승 등을 고려하여 한가지 구현례에서 N 함량을 0.001% 이상으로 정할 수도 있다.
본 발명에서는 필요에 따라, 상술한 강 조성에 더하여 Cr, Mo 및 W으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상의 합: 0.01~4.0%, Ti, Nb, Zr 및 V으로 이루어진 그룹에서 1종 이상의 합: 0.001~0.4%, Cu + Ni: 0.005~2.0%, Sb + Sn: 0.001~1.0% 및 B: 0.0001~0.01% 중에서 하나 이상을 추가로 첨가할 수 있다.
Cr, Mo 및 W으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상의 합 : 0.01~4.0%
상기 Cr, Mo 및 W은 경화능 향상과, 석출강화 효과를 통한 강도 및 결정립 미세화를 확보할 수 있으므로, 이들 1종 이상을 함량 합계 기준으로 0.01% 이상 첨가할 수 있다. 또한, 부재의 용접성을 확보하기 위해서 그 함량을 4.0% 이하로 제한할 수도 있다. 또한, 이들 원소의 함량이 4.0%를 초과 하면 더이상의 효과 상승도 미약하기 때문에 함량을 4.0% 이하로 제한할 경우 추가적인 원소 첨가에 따른 비용 상승을 방지할 수도 있다.
Ti, Nb, Zr 및 V로 이루어진 그룹 중 선택된 1종 이상의 합 : 0.001~0.4%
상기 Ti, Nb 및 V은 미세 석출물 형성으로 열처리 부재의 강판 향상과, 결정립 미세화에 의해 잔류 오스테나이트 안정화와 충격인성 향상에 효과가 있으므로 이들 중 1종 이상을 함량의 합계로 0.001% 이상 첨가할 수 있다. 다만, 그 첨가량이 0.4%를 초과하면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 과다한 합금철 첨가로 비용 상승을 초래할 수 있다.
Cu + Ni: 0.005~2.0%
상기 Cu와 Ni는 미세 석출물을 형성시켜 강도를 향상시키는 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서 이들 중 하나 이상의 성분의 합을 0.005% 이상으로 할 수 있다. 다만, 그 값이 2.0%를 초과하면 과다한 비용 증가가 되기 때문에 그 상한을 2.0%로 한다.
Sb + Sn: 0.001~1.0%,
상기 Sb와 Sn은 Al-Si도금을 위한 소둔 열처리 시, 표면에 농화되어 Si 또는 Mn 산화물이 표면에 형성되는 것을 억제하여 도금성을 향상시킬 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서 이들 원소의 함량 합계가 0.001% 이상이 되도록 첨가할 수 있다. 다만, 함량 합계가 1.0%를 초과하면 과다한 합금철 비용 뿐만 아니라 슬라브 입계에 고용되어 열간압연 시 코일 에지(edge) 크랙을 유발시킬 수 있기 때문에 그 상한을 1.0%로 한다.
B: 0.0001~0.01%
상기 B은 소량의 첨가로도 경화능을 향상시킬 수 있을 뿐만 아니라, 구오스테나이트 결정립계에 편석되어 P 또는/및 S의 입계 편석에 의한 열간 프레스 성형 부재의 취성을 억제할 수 있는 원소이다. 따라서 B는 0.0001% 이상 첨가될 수 있다. 다만, 0.01%를 초과하면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 열간압연에서 취성을 초래하므로 그 상한을 0.01%로 할 수 있으며, 한가지 구현례에서는 상기 B 함량을 0.005% 이하로 할 수 있다.
상술한 성분 이외의 잔부로서는 철 및 불가피한 불순물을 들 수 있으며, 또한 그 밖에 열간 성형용 강판에 포함될 수 있는 성분이라면 특별히 추가적인 첨가를 제한하지 않는다.
본 발명의 한가지 측면에 따르면 열간 프레스 성형용 강판은 페라이트 또는 템퍼드 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 가질 수 있다. 열간 프레스 성형용 강판을 페라이트 또는 템퍼드 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 포함하는 미세조직으로 할 경우, 특히 Mn 등과 같은 오스테나이트 안정화 원소가 잔류 오스테나이트 쪽으로 다량 분배되게 된다. 이와 같이 분배된 Mn 등의 원소는 후속하는 가열 과정에서 페라이트 또는 템퍼드 마르텐사이트가 오스테나이트로 변태되고 그 결과 오스테나이트내 농도분배에 의하여 확산되기는 하나, 확산거리가 짧아서 원래의 잔류 오스테나이트 상 내에 여전히 다량 존재하게 된다. 이와 같은 상태에서 열간 프레스 성형할 경우 Mn이 농화된 영역에서 안정화된 잔류 오스테나이트가 형성된다.
이를 위해서 본 발명의 한가지 구현례에서는 강판 내의 잔류 오스테나이트의 비율을 면적 기준으로 5% 이상 포함한다. 즉, 강판 내의 잔류 오스테나이트는 Mn을 농화시켜서 강판에서 잔류 오스테나이트 비율을 일정 수준 이상으로 확보하기 위해서 5% 이상 포함될 수 있다. 또한, 강판으로부터 제조되는 부재에서의 바람직한 잔류 오스테나이트 비율을 고려할 때, 강판에서의 잔류 오스테나이트 비율의 상한은 40%로 정할 수 있다.
또한, 상술한 열간 프레스 성형시의 잔류 오스테나이트 안정화 효과는 페라이트 또는 템퍼드 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 사이의 Mn 비율(제1 Mn 분배비)과 C 비율(제1 C 분배비)를 적절한 범위로 제어할 경우 더욱 극대화 될 수 있다.
제1 Mn 분배비는 Mnγ/Mnα로 표시될 수 있으며(여기서, Mnγ는 오스테나이트 상 내의 Mn 함량을 의미하고, Mnα는 페라이트 또는 템퍼드 마르텐사이트 상 내의 Mn 함량을 의미한다), 1.3 이상의 값을 가질 수 있다. 상술한 바와 같이, Mn이 잔류 오스테나이트 내에서 다량 존재할 경우 후속하는 가열 과정에서 Mn 이 다량 존재하는 영역이 유지될 수 있으며, 그 결과 열간 프레스 성형 부재에서의 안정한 잔류 오스테나이트 비율이 높아질 수 있다. 이를 위해서 상기 제1 Mn 분배비는 1.3 이상일 수 있다. 제1 Mn 분배비의 상한은 특별히 제한하지 아니하나, 강판의 조성을 고려할 때 3.0 이하로 정할 수 있다.
마찬가지로 제1 C 분배비도 Cγ/Cα로 표시될 수 있으며, 2.0 이상의 값을 가질 수 있으며, 강판의 조성을 고려하여 6.0 이하로 그 범위를 정할 수 있다.
또한, 본 발명의 한가지 구현례에 따르면 강판 내의 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 크기(원상당 직경 기준)가 5.0㎛ 이하일 수 있다. 잔류 오스테나이트 결정립의 크기를 5.0㎛ 이하로 할 경우 페라이트 또는 템퍼드 마르텐사이트 상에서 잔류 오스테나이트 상으로 분배되는 거리를 줄일 수 있어서 확산 거리가 짧은 Mn과 같은 원소들이 분배 과정에서 잔류 오스테나이트 상으로 용이하게 분배될 수 있다. 이와 같은 분배 반응을 촉진시키기 위해서는 상기 Mn의 확산에 필요한 거리를 더욱 짧게 하는 것이 유리한데, 페라이트 또는 템퍼드 마르텐사이트와 페라이트 또는 템퍼드 마르텐사이트 사이를 줄이기 위하여 잔류 오스테나이트 결정립은 종횡비(aspect ratio)가 1.5 이상의 약간 압축된 형상을 가지는 것이 유리하다. 즉, 페라이트 또는 템퍼드 마르텐사이트에서부터 잔류 오스테나이트로 Mn이 확산되는데, 잔류 오스테나이트 결정립의 종횡비가 클 경우 인접하는 페라이트 또는 템퍼드 마르텐사이트 상끼리의 거리가 짧아서 Mn이 오스테나이트로 이동하는데 필요한 시간이 줄어들 수 있다. 상기 종횡비는 2 이상인 것이 보다 바람직하다. 종횡비의 상한을 특별히 정할 필요는 없으나, 강판의 조성과 제조 여건 등을 고려하여 10 이하의 범위로 정할 수 있다.
본 발명의 강판의 미세조직은 페라이트 템퍼드 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트로 실질적으로 이루어진 것으로서, 이들 조직 외의 나머지 조직은 5% 미만으로 제한할 수 있다. 페라이트 템퍼드 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 외의 나머지 조직으로서는 반드시 이로 제한하는 것은 아니지만 펄라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 등과 같이 강재에서 일반적으로 나타날 수 있는 통상의 조직을 들 수 있다.
본 발명의 한가지 구현례에 따르면, 본 발명의 강판 표면에는 아연도금이나 알루미늄 도금과 같은 각종의 도금층이 형성될 수 있으며, 그 중에서도 특히 아연도금층을 형성할 경우, 다른 아연 도금 강판에 비하여 LME의 발생을 억제할 수 있다는 효과를 얻을 수 있어 유리하다. 그렇다고 하여, 아연 도금 외의 다른 도금을 배제하는 것은 아니다.
상술한 본 발명의 강판의 제조방법은 특별히 제한하지 않는다. 다만, 본 발명의 강판을 제조하기 위한 방법의 한가지 비제한적인 예를 들면 아래와 같다.
즉, 본 발명의 한가지 구현례에 따르면, 본 발명의 강판은 냉간압연된 강판을 준비하는 단계; 상기 냉간압연된 강판을 소둔하는 단계; 및 상기 소둔된 강판을 냉각하는 단계에 의해서 제조될 수 있다. 이때, 하기하는 바와 같이 냉간압연된 강판의 결정립 형상을 적절하게 제어하고, 소둔 조건과 냉각 조건을 제어함으로써 본 발명의 목적에 부합하는 강판을 얻을 수 있다.
1) 냉간압연된 강판을 준비하는 단계
냉간압연된 강판으로는 상술한 강판의 조성을 가지는 것을 이용할 수 있다.
2) 냉간압연된 강판을 소둔하는 단계
냉간압연된 강판을 오스테나이트와 페라이트가 공존하는 이상역에서 소둔할 수 있으며, 이때 소둔온도는 620~740℃로 할 수 있다. 상기 소둔온도가 620℃미만에서는 강판에 잔류하는 오스테나이트 생성이 어려울 뿐만 아니라 오스테나이트에 농화되는 Mn 함량이 낮기 때문에 소둔온도 하한은 620℃로 할 필요가 있다. 반면 소둔온도가 740℃ 보다 높을 경우 강판에 잔류하는 오스테나이트의 양은 많아지지만, 오스테나이트에 농화되는 Mn 함량이 줄어들어 오스테나이트의 안정성이 감소하기 때문에, 강판에서 오스테나이트 함량이 지극히 낮아질 수 있을 뿐만 아니라, 잔류 오스테나이트 결정립 크기가 과다하게 커질 수 있다. 본 발명의 한가지 구현례에 따르면 상기 소둔시 유지시간은 10~300초로 할 수 있다. 즉, 충분한 잔류 오스테나이트를 확보하기 위해서는 상기 소둔 시간은 10초 이상으로 할 수 있으며, 미세한 잔류 오스테나이트 결정립을 확보하기 위해서는 상기 소둔 시간은 300초 이하로 할 수 있다.
3) 소둔 후 냉각 시 600℃에서 500℃까지 60~500초 유지하는 단계
상기와 같이 소둔된 강판을 냉각할 때, 600℃에서 500℃ 사이의 온도구간에서 강판을 60~500초 동안 유지하는 공정이 필요할 수 있다. 이 공정에서 C 및 Mn이 오스테나이트로 더욱 확산되어 오스테나이트가 상온에서도 안정하게 될 수 있다. 상기 시간이 60초 미만에서는 상기 효과를 기대하기 어렵고, 500초를 초과하게 되면 생산성이 떨어질 수 있다.
본 발명의 한가지 구현례에 따르면, 필요에 따라 상기 냉각과정 이후에 아연도금하는 과정이 더 포함될 수 있다. 아연 도금 과정을 거천 후에는 강판은 아연도금강판이 되는데 본 발명에서는 특별히 양자를 구별하지 않고 강판으로 부르기로 한다. 본 발명의 한가지 구현례에 따라 아연 도금 과정은 다음과 같이 수행될 수 있다.
아연 도금은 그 종류를 특별히 제한하지 아니한다. 몇가지 예를 든다면, 갈바나이즈드(Galvanized, GI) 도금, 갈바어닐드(Galvaannealed, GA) 도금 또는 전기 도금 등의 갖가지 방법을 들 수 있다. 전기 도금은 Zn 전기 도금, Zn-Fe 전기 도금 또는 Zn-Ni 전기 도금 등 여러가지 방법을 이용할 수 있다. 도금층 내 아연 함량이 50% 이상인 도금은 본 발명에서 총칭하여 아연 도금이라고 부르기로 한다. 이때, 도금 시 적절한 도금량은 한쪽면 기준으로 20~140g/m2 이다. 도금량이 너무 많을 경우에는 열간 프레스 성형을 위한 가열 시 Fe와 합금화되지 않은 액상 Zn에 의하여 액상균열취화(LME) 등이 발생할 수 있으며, 반대로 도금량이 너무 적을 경우에는 충분한 내식성을 얻기 어렵다. 상기 도금량은 바람직하게는 30~120g/m2일 수 있으며, 보다 바람직하게는 40~100g/m2일 수 있다. 본 발명의 한가지 구현례에 따르면 상기 아연 도금은 상술한 강판을 유지하는 단계 이후에 상온까지 냉각하지 않고 연속적으로 수행될 수 있다.
다음으로, 본 발명의 한가지 측면인 열간 프레스 성형 부재에 대하여 설명한다.
본 발명의 한가지 구현례에 따르면 본 발명의 열간 프레스 성형 부재는 상술한 강판의 조성을 가지고 잔류 오스테나이트와 마르텐사이트를 포함하는 조직으로서 잔류 오스테나이트 조직을 면적 분율로 3~25% 포함할 수 있다. 즉, 충분한 연신율을 확보하기 위해서 본 발명의 성형 부재는 잔류 오스테나이트를 3% 이상 포함할 수 있다. 다만, 잔류 오스테나이트 비율이 너무 높을 경우에는 부재의 강도가 감소할 뿐만 아니라 잔류 오스테나이트의 안정성이 떨어져 연신율 향상에 기여할 수 없을 수 있기 때문에 잔류 오스테나이트 비율은 25% 이하로 제한할 수 있다.
본 발명의 열간 프레스 성형 부재에서 상술한 잔류 오스테나이트와 마르텐사이트 외의 나머지 조직은 5% 미만으로 제한할 수 있다. 잔류 오스테나이트와 마르텐사이트 외의 나머지 조직으로서는 반드시 이로 제한하는 것은 아니지만 펄라이트, 베이나이트, 페라이트 등과 같이 강재에서 일반적으로 나타날 수 있는 통상의 조직을 들 수 있다.
또한, 본 발명의 한가지 구현례에 따르면, 상기 열간 프레스 성형 부재내의 잔류 오스테나이트 중의 Mn 함량(Mnγ)와 마르텐사이트 중의 Mn 함량(Mnα')의 비율(Mnγ/Mnα', 제2 Mn 분배비)을 2.0~5.0으로 할 수 있다. 즉, 잔류 오스테나이트 상의 안정성을 확보하여 연신율 및 충격 에너지 흡수능을 확보하기 위해서는 상기 제2 Mn 분배비를 2.0 이상으로 할 수 있다. 상기 제2 Mn 분배비의 상한을 특별히 제한할 필요는 없으나 부재를 이루는 강 조성 등을 고려할 때, 상기 제2 Mn 분배비의 상한을 5.0으로 정할 수 있다.
이와 마찬가지 이유로, 상기 열간 프레스 성형 부재내의 잔류 오스테나이트 중의 C 함량(Cγ)와 마르텐사이트 중의 C 함량(Cα')의 비율(Cγ/Cα', 제2 C 분배비)을 1.2~3.5로 할 수 있다.
본 발명의 한가지 구현례에서 제1 및 제2 분배비는 인접하는 서로 다른 종류의 상간의 원소 함량의 비율을 측정함으로써 정할 수 있으며 하나의 결정립에서 여러번 측정할 경우에는 각 결정립의 평균 Mn 또는 C 함량을 기준으로 정할 수 있다. 경우에 따라 여러개의 결정립으로부터 Mn 또는 C 함량을 측정하고 분배비를 계산한 후, 그 값을 평균하여 본 발명의 분배비로 할 수 있다.
또한, 본 발명의 열간 프레스 성형 부재는 이후 도장 될 수 있는데, 도장 후 소부(baking) 처리(170℃에서 20분간 처리 기준)에 의하여 상기 제2 Mn 분배비와 제2 C 분배비는 더욱 증가할 수 있다. 즉, Mn과 C는 이들 원소들에 대한 고용도가 낮은 마르텐사이트 조직에서 잔류 오스테나이트 조직으로 이동하려는 경향이 있는데, 소부 처리시 이들 원소의 확산에 필요한 열 에너지를 공급할 수 있어서, 소량의 Mn과 C가 잔류 오스테나이트로 이동할 수 있는 것이며, 그 결과 제2 Mn 분배비와 제2 C 분배비는 각각 2.5~6.0 및 2.0~6.0의 값을 가질 수 있다.
상술한 본 발명의 열간 프레스 성형 부재의 제조방법은 특별히 제한하지 아니한다. 다만, 열간 프레스 성형 부재를 제조하는 한가지 비제한적인 예를 든다면 다음과 같다.
본 발명의 한가지 구현례에 따르면 열간 프레스 성형 부재는 상술한 본 발명의 구현례 중 하나에 따른 강판을 준비한 후, 상기 강판을 고온으로 가열하고, 가열된 강판을 프레스 성형하면서 금형 내에서 냉각시키는 방식으로 제조될 수 있는데, 이때 몇가지 공정 인자를 제어하여 본 발명의 열간 프레스 성형 부재를 얻을 수 있다. 이들 공정 인자들을 열거하면 아래와 같다.
1) 최고 가열온도를 Ac3+10℃ 온도 이상, 800℃이하로 함
강판의 강도를 확보하기 위해서는 강판이 냉각시 마르텐사이트로 변태될 수 있도록 오스테나이트화 할 필요가 있다. 이를 고려하여, 최고 가열온도를 Ac3+10℃ 이상으로 할 수 있다. 또한, 본 발명에서 원하는 도금층 구조를 확보하고, 부재 표면에 다량의 산화물이 형성되어 점용접성을 저하시키는 것을 방지하기 위해서 상기 목표 가열온도는 800℃ 이하로 할 수 있다. 이때, 본 발명의 한가지 구현례에서는 각 온도 구간별로 승온속도를 하기하는 바와 같이 조절하여, 본 발명의 유리한 효과를 얻을 수 있다. 그리고, 본 발명의 한가지 구현례에서는 강판의 표면에 아연도금을 실시한 후 이를 열간 프레스 성형할 수 있는데, 통상의 경우에는 액상금속취화(LME)가 문제될 수 있다. 액상금속취화는 아연이 액상화 되는 것과 소지강판의 입계가 취약화 되는 것의 두가지 원인에 의해 발생할 수 있는데, 본 발명의 한가지 구현례에서는 가열온도가 낮으므로 두가지 원인이 모두 경감될 수 있어 액상금속취화를 효과적으로 발생할 수 있다.
2) 440℃에서 500℃까지 평균 승온속도를 1.0~3.9℃/초로 함
440℃까지 가열된 블랭크는 500℃까지 평균 승온속도를 제한할 수도 있다. 상기 평균 승온속도가 1.0℃/초 미만에서는 본 발명에서 목적으로 하는 생산성이 저하되는 문제가 발생할 수 있고, 3.9℃/초 초과에서는 특히, 아연도금하는 경우 급격한 Zn의 용융으로 인하여 불균일한 합금화가 발생하여 균열 저항성을 확보하기 곤란할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기하는 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 구체화하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
발명예
1
하기 표 1의 조성(단위 중량%)을 가지는 열간 프레스 성형용 냉간압연 강판(Ac3 705℃)을 준비하였다. 상기와 같은 냉간압연 강판은 다음과 같은 조건으로 소둔, 냉각 및 도금되었고, 이 후 코일을 권취하였다.
소둔온도: 680℃
소둔시 유지시간: 80초
냉각시 600℃에서 500℃까지 유지시간: 179초
아연(0.22%Al 포함)의 편면 도금량: 70 g/m2
| 원소 | C | Si | Mn | Al | P | S | N | 추가 원소 |
| 함량(%) | 0.14 | 0.1 | 7.5 | 0.03 | 0.01 | 0.002 | 0.0071 | 불순물 |
이 때 소지철은 투과전자현미경(TEM)을 이용하여 미세조직, 성분 및 결정구조가 분석되었으며 그 결과는 도 1과 표 2에서와 같이 얻어질 수 있었다. 이 때 강판의 회절패턴을 분석하여 상(phase)을 구분하였다. 표에서 γ상은 잔류 오스테나이트 상을, 그리고 α상은 페라이트 또는 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)상을 의미한다. 강판의 미세조직 중 잔류 오스테나이트 상의 비율은 25.1% 이었으며, 나머지는 페라이트 또는 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)상이었다. 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 원상당 직경은 1.2㎛ 이었으며, 종횡비는 3.7 정도 이었다.
| 위치 | Fe (중량 %) | Mn (중량 %) | C (중량 %) | 상 (phase) |
| 1 | 76.2 | 11.7 | 3.5 | γ |
| 2 | 92.3 | 5.3 | 0.7 | α |
| 3 | 80.7 | 10.9 | 2.8 | γ |
| 4 | 91.6 | 7.1 | 0.4 | α |
| 5 | 84.0 | 9.9 | 1.7 | γ |
| 6 | 91.4 | 6.0 | 0.8 | α |
| 7 | 82.8 | 11.1 | 1.9 | γ |
| 8 | 91.8 | 6.9 | 0.4 | α |
표 2의 EDS 결과로부터 Mnγ/Mnα와 Cγ/Cα의 평균비는 각각 1.72 및 4.30으로서 오스테나이트에 Mn과 C이 농화되어 있는 것을 알 수 있었다. 상기와 같이 제조된 도금강판의 기계적 성질은 JIS 인장규격으로 측정되었으며, 그 결과는 표 3과 같다.
| YS (MPa) | TS (MPa) | El (%) | 잔류 오스테나이트 면적율 (%) |
| 1105 | 1207 | 21.5 | 25.1 |
상기와 같이 도금된 강판을 다음과 같은 조건으로 720℃까지 가열하고, 프레스 성형하였다.
가열 시 분위기: 대기
440~500℃까지 승온속도: 2.4℃/초
총 가열시간: 8분
공냉시간: 10초 (프레스에서 취출해서 프레스 성형을 개시할 때까지의 시간)
프레스 냉각속도: 100℃/초
상기와 같이 프레스 성형된 부재의 소지철은 투과전자현미경(TEM)을 이용하여 미세조직, 성분 및 결정구조가 분석되었으며 그 결과는 도 2와 표 4에서와 같이 얻어질 수 있었다. 이 때 결정구조는 회절패턴을 분석하여 상(phase)이 구분되었다. 표에서 α'상은 마르텐사이트 상을 의미한다.
| 위치 | Fe (중량 %) | Mn (중량 %) | C (중량 %) | 상 (phase) |
| 1 | 76.2 | 11.7 | 3.5 | γ |
| 2 | 92.3 | 5.3 | 0.7 | α' |
| 3 | 80.7 | 10.9 | 2.8 | γ |
| 4 | 91.6 | 7.1 | 0.4 | α' |
| 5 | 84.0 | 9.9 | 1.7 | γ |
표 4의 EDS 결과로부터 Mnγ/Mnα'와 Cγ/Cα'의 평균비는 각각 3.45 및 2.17으로서 오스테나이트에 Mn은 더욱 농화되었고, C은 다시 재분배되어 있는 것을 알 수 있었다. 상기와 같이 제조된 열간 프레스 성형 부재의 기계적 성질은 JIS 인장규격으로 측정되었으며, 그 결과는 표 5와 같다. 열간 프레스 성형된 부재에서 잔류오스테나이트 분율은 열간 프레스 성형 후 감소하였으나, 9.4%를 함유하고 있었으며 이로부터 열간 프레스 성형 부재의 연신율이 향상된 것을 확인할 수 있었다. 통상적으로 오스테나이트 단상역 열처리를 할 경우 아무리 열간 프레스 성형 전 소지철에서 오스테나이트를 확보하더라도 Mn 및 C가 재분배가 이루어져 열간 프레스 성형 부재에서 충분한 오스테나이트 및 연신율을 확보하기 곤란하지만, 본 발명에서처럼 열간 프레스 성형 전에 충분한 Mn 재분배를 사전에 해 놓을 경우 열간 프레스 성형 시 오스테나이트 단상역 열처리를 하더라도 Mn 재분배는 거의 발생하지 않고, 오히려 늘어날 수도 있는 현상을 본 발명자는 발견하게 되었고, 이로부터 열간 프레스 성형 부재의 연신율을 확보할 수 있음을 알게 되었다.
| YS (MPa) | TS (MPa) | El (%) | 잔류 오스테나이트 면적율 (%) |
| 1227 | 1684 | 11.2 | 9.4 |
이 후 열간 프레스 성형 부재에 대하여 도장 후 baking을 모사하는 열처리를 실시되었다. 모사 조건은 170℃에서 20분간 부재를 열처리하였으며, 이 후 소지철은 투과전자현미경(TEM)을 이용하여 미세조직, 성분 및 결정구조가 분석되었으며 그 결과는 도 3와 표 6에서와 같이 얻어질 수 있었다. 이 때 결정구조는 회절패턴을 분석하여 상(phase)이 구분되었다. 또한 상기와 같이 제조된 열간성부재의 기계적 성질은 JIS 인장규격으로 측정되었으며, 그 결과는 표 7과 같다. 열간 프레스 성형 부재의 미세 조직은 잔류 오스테나이트를 11.2% 포함하고 있었으며, 나머지는 마르텐사이트 조직으로 이루어진 것을 확인할 수 있었다.
| 위치 | Fe (중량 %) | Mn (중량 %) | C (중량 %) | 상 (phase) |
| 1 | 86.4 | 11.6 | 0.8 | γ |
| 2 | 87.6 | 10.9 | 0.6 | γ |
| 3 | 87.4 | 10.7 | 0.9 | γ |
| 4 | 95.7 | 3.6 | 0.3 | α' |
| 5 | 86.8 | 11.7 | 0.7 | γ |
| 6 | 85.5 | 12.8 | 0.8 | γ |
| 7 | 92.4 | 7.0 | 0.2 | α' |
| 8 | 96.9 | 2.4 | 0.3 | α' |
| 9 | 86.8 | 11.4 | 0.6 | γ |
| 10 | 96.6 | 2.8 | 0.3 | α' |
표 6의 EDS 결과로부터 Mnγ/Mnα'와 Cγ/Cα'의 평균비는 각각 4.37 및 4.00으로서 오스테나이트로 C은 다시 재분배되어 있는 것을 알 수 있었다. 또한 표 7에서 보이는 바와 같이 Baking 후 오스테나이트 분율은 크게 변하지 않았지만 baking에 의해서 항복강도와 연신율이 크게 향상된 것을 확인할 수 있었다.
| YS (MPa) | TS (MPa) | El (%) | 잔류 오스테나이트 면적율 (%) |
| 1402 | 1561 | 16.7 | 11.2 |
비교예
1
하기 표 8의 조성(단이 중량%)을 가지는 열간 프레스 성형용 냉간압연 강판(Ac3 834℃)을 준비하였다. 상기와 같은 냉간압연 강판은 다음과 같은 조건으로 소둔 및 도금되었고, 이 후 코일을 권취하였다.
소둔온도: 800℃
소둔시 유지시간: 80초
600℃에서 500℃까지 유지시간: 179초
편면 도금량: 70 g/m2
| 원소 | C | Si | Mn | Al | P | S | N | 추가 원소 |
| 함량(%) | 0.21 | 0.23 | 1.2 | 0.03 | 0.011 | 0.003 | 0.048 | Ti: 0.02, B: 0.002 |
이 때 소지철은 투과전자현미경(TEM)을 이용하여 미세조직, 성분 및 결정구조가 분석되었으며 그 결과는 도 4과 표 9에서와 같이 얻어질 수 있었다. 이 때 회절패턴을 분석하여 상(phase)을 구분되었다.
| 위치 | Fe (중량 %) | Mn (중량 %) | C (중량 %) | 상 (phase) |
| 1 | 98.4 | 1.1 | 0.2 | α |
| 2 | 93.7 | 4.6 | 0.4 | 세멘타이트 |
| 3 | 95.6 | 3.4 | 0.1 | 세멘타이트 |
| 4 | 96.0 | 3.0 | 0.1 | 세멘타이트 |
| 5 | 98.3 | 1.2 | 0.1 | α |
비교예 1에서 상은 페라이트와 세멘타이트로 이루어져 있었으며 오스테나이트는 관찰되지 않았다. 강판의 미세조직 중 세멘타이트 상의 비율은 8.9% 이었으며, 나머지는 페라이트 상이었다. 상기와 같이 제조된 도금강판의 기계적 성질은 JIS 인장규격으로 측정되었으며, 그 결과는 표 10과 같다.
| YS (MPa) | TS (MPa) | El (%) | 잔류 오스테나이트 면적율 (%) |
| 420 | 534 | 24.0 | 0 |
상기와 같이 도금된 강판을 다음과 같은 조건으로 900℃까지 가열하고, 프레스 성형하였다.
가열 시 분위기: 대기
440~500℃까지 승온속도: 4.1℃/초
총 가열시간: 6분
공냉시간: 10초 (프레스에서 취출해서 프레스 성형을 개시할 때까지의 시간)
프레스 냉각속도: 100℃/초
상기와 같이 프레스 성형된 부재의 소지철은 투과전자현미경(TEM)을 이용하여 미세조직, 성분 및 결정구조가 분석되었으며 그 결과는 도 5와 표 11에서와 같이 얻어질 수 있었다. 이 때 결정구조는 회절패턴을 분석하여 상(phase)이 구분되었다.
| 위치 | Fe (중량 %) | Mn (중량 %) | C (중량 %) | 상 (phase) |
| 1 | 98.1 | 1.3 | 0.1 | α' |
| 2 | 98.2 | 1.3 | 0.1 | α' |
| 3 | 98.3 | 1.1 | 0.1 | α' |
상기와 같이 제조된 열간 프레스 성형부재의 기계적 성질은 JIS 인장규격으로 측정되었으며, 그 결과는 표 12와 같고, 조직은 실질적으로 전부 마르텐사이트 조직으로서 잔류오스테나이트는 거의 관찰되지 않았다.
| YS (MPa) | TS (MPa) | El (%) | Vγ (%) |
| 1056 | 1514 | 7.2 | 0 |
이상 살펴본 바와 같이, 본 발명에서와 같이 열간 프레스 성형용 도금강판의 성분, 소둔 조건 및 열간 프레스 성형 가열 조건을 제어할 경우 열간 프레스 성형 후 우수한 연신율을 갖는 열간 프레스 성형 부재를 얻을 수 있다. 따라서, 본 발명의 유리한 효과를 확인할 수 있었다.
Claims (17)
- 중량%로, Mn: 3.1~10%를 포함하고,
미세조직으로서 면적 기준으로 페라이트 또는 템퍼드 마르텐사이트와 5~40%의 잔류 오스테나이트를 포함하며,
하기 관계식 1로 표시되는 제1 Mn 분배비가 1.3~3.0이며, 하기 관계식 2로 표시되는 제1 C 분배비가 2.0~6.0인 열간 프레스 성형 부재용 강판.
[관계식 1] 제1 Mn 분배비 = Mnγ/Mnα
[관계식 2] 제1 C 분배비 = Cγ/Cα
(여기서 Mnγ는 오스테나이트 상 내의 Mn 함량을, Mnα는 페라이트 또는 템퍼드 마르텐사이트 상 내의 Mn 함량, Cγ는 오스테나이트 상 내의 C 함량을 그리고 Cα는 페라이트 또는 템퍼드 마르텐사이트 상 내의 Mn 함량을 의미한다)
- 제 1 항에 있어서, 상기 잔류 오스테나이트 결정립의 원상당 직경이 5.0㎛ 이하인 열간 프레스 성형 부재용 강판.
- 제 2 항에 있어서, 상기 잔류 오스테나이트 결정립의 종횡비가 1.5 내지 10인 열간 프레스 성형 부재용 강판.
- 제 1 항에 있어서, 중량%로 C: 0.04~0.3%, Si: 0.01~2%, Mn: 3.1~10%, Al: 0.001~1.0%, P: 0.05% 이하, S: 0.02% 이하 및 N: 0.02% 이하를 포함하는 열간 프레스 성형 부재용 강판.
- 제 4 항에 있어서, 중량%로, Cr, Mo 및 W으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상의 합: 0.01~4.0%, Ti, Nb, Zr 및 V으로 이루어진 그룹에서 1종 이상의 합: 0.001~0.4%, Cu + Ni: 0.005~2.0% 및 Sb + Sn: 0.001~1.0% 및 B: 0.0001~0.01% 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 열간 프레스 성형 부재용 강판.
- 제 1 항에 있어서, 페라이트 또는 템퍼드 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 외의 다른 조직은 5% 미만인 열간 프레스 성형 부재용 강판.
- 제 1 항에 있어서, 표면에 아연 도금층을 포함하는 열간 프레스 성형 부재용 강판.
- 중량%로 Mn: 3.1~10%를 포함하는 냉간압연된 강판을 준비하는 단계;
상기 냉간압연된 강판을 620~740℃의 온도 범위에서 소둔하는 단계; 및
상기 소둔된 강판을 냉각하는 단계를 포함하고,
상기 냉각하는 단계는 상기 강판을 600℃에서 500℃까지 60~500초 유지하는 단계를 포함하는 열간 프레스 성형 부재용 강판의 제조방법.
- 제 8 항에 있어서, 상기 냉간압연된 강판은 중량%로 C: 0.04~0.3%, Si: 0.01~2%, Mn: 3.1~10%, Al: 0.001~1.0%, P: 0.05% 이하, S: 0.02% 이하 및 N: 0.02% 이하를 포함하는 열간 프레스 성형 부재용 강판의 제조방법.
- 제 9 항에 있어서, 상기 냉간압연된 강판은 중량%로, Cr, Mo 및 W으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상의 합: 0.01~4.0%, Ti, Nb, Zr 및 V으로 이루어진 그룹에서 1종 이상의 합: 0.001~0.4%, Cu + Ni: 0.005~2.0% 및 Sb + Sn: 0.001~1.0% 및 B: 0.0001~0.01% 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 열간 프레스 성형 부재용 강판의 제조방법.
- 제 8 항에 있어서, 상기 냉간압연된 강판은 결정립의 원상당 직경이 5㎛ 이하이고, 종횡비가 1.5~10인 열간 프레스 성형 부재의 제조방법.
- 제 8 항에 있어서, 강판의 표면에 한쪽면 기준으로 20~140g/m2의 양으로 아연 도금하는 단계를 더 포함하는 열간 프레스 성형 부재의 제조방법.
- 중량%로, Mn: 3.1~10%를 포함하고,
미세조직으로서 면적 기준으로 마르텐사이트와 3~25%의 잔류 오스테나이트를 포함하며,
하기 관계식 3으로 표시되는 제2 Mn 분배비가 2.0~5.0이며, 하기 관계식 4로 표시되는 제2 C 분배비가 1.2~3.5인 열간 프레스 성형 부재.
[관계식 3] 제2 Mn 분배비 = Mnγ/Mnα'
[관계식 4] 제2 C 분배비 = Cγ/Cα'
(여기서 Mnγ는 오스테나이트 상 내의 Mn 함량을, Mnα'는 마르텐사이트 상 내의 Mn 함량, Cγ는 오스테나이트 상 내의 C 함량을 그리고 Cα'는 마르텐사이트 상 내의 Mn 함량을 의미한다)
- 중량%로, Mn: 3.1~10%를 포함하고,
미세조직으로서 면적 기준으로 마르텐사이트와 3~25%의 잔류 오스테나이트를 포함하며,
하기 관계식 3으로 표시되는 제2 Mn 분배비가 2.5~6.0이며, 하기 관계식 4로 표시되는 제2 C 분배비가 2.0~6.0인 소부 처리된 열간 프레스 성형 부재.
[관계식 3] 제2 Mn 분배비 = Mnγ/Mnα'
[관계식 4] 제2 C 분배비 = Cγ/Cα'
- 제 13 항 또는 제14 항에 있어서, 중량%로 C: 0.04~0.3%, Si: 0.01~2%, Mn: 3.1~10%, Al: 0.001~1.0%, P: 0.05% 이하, S: 0.02% 이하 및 N: 0.02% 이하를 포함하는 열간 프레스 성형 부재.
- 제 15 항에 있어서, 중량%로, Cr, Mo 및 W으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상의 합: 0.01~4.0%, Ti, Nb, Zr 및 V으로 이루어진 그룹에서 1종 이상의 합: 0.001~0.4%, Cu + Ni: 0.005~2.0% 및 Sb + Sn: 0.001~1.0% 및 B: 0.0001~0.01% 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 열간 프레스 성형 부재.
- 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 따른 강판을 준비하는 단계;
상기 강판을 최고 가열온도가 Ac3+10℃ 온도 이상, 800℃이하로 되도록 가열하는 단계; 및
상기 강판을 프레스 성형하면서 금형 내에서 냉각시키는 단계를 포함하고,
상기 강판을 가열할 때, 440℃에서 500℃까지 평균 승온속도를 1.0~3.9℃/초로 하는 열간 프레스 성형 부재의 제조방법.
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|---|---|---|---|
| KR1020170179705A KR101999028B1 (ko) | 2017-12-26 | 2017-12-26 | 연성이 우수한 열간 프레스 성형 부재, 열간 프레스 성형 부재용 강판 및 이들의 제조방법 |
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| WO2024090032A1 (ja) * | 2022-10-27 | 2024-05-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度めっき鋼板およびその製造方法 |
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| WO2024090032A1 (ja) * | 2022-10-27 | 2024-05-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度めっき鋼板およびその製造方法 |
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|---|---|---|---|
| E701 | Decision to grant or registration of patent right | ||
| GRNT | Written decision to grant |