KR20190090809A - 열간 성형 물품 제조 방법 및 획득 물품 - Google Patents

Abstract

본 발명은 강 블랭크를 물품으로 열간 성형하는 방법에 관한 것으로서:
a. 강 블랭크를 T1 온도까지 가열하고 t1 기간 동안 T1에 유지시키는 단계로, T1은 Ac1 내지 Ac3+200℃의 범위 내에 있으며, t1은 12분 이하인 단계,
b. 이송 시간 t2 동안 가열된 블랭크를 열간 성형 도구로 이송하는 단계로, 이 시간 동안 가열된 블랭크의 온도가 T1에서 T2로 감소하며, T2는 Ar1을 넘으며, 이송 시간 t2는 12초 이하인 단계,
c. 블랭크를 열간-성형 도구에서 물품으로 성형하고, 이를 열간-성형 도구에서 T2 온도에서 T3 온도까지 25℃/s 이상의 냉각 속도 V2로 담금질하는 단계,
d. 물품을 t4 기간 동안 T4 온도에 등온 유지시키는 단계,
e. T3 온도 및/또는 T4 온도는 Ms와 Mf 사이이며, t4는 10초를 초과하고 10분 미만이며,
f. 물품을 T4 온도로부터 상온까지 V4.20의 냉각 속도로 냉각시키는 단계들을 포함하는, 방법에 관한 것이다.
본 발명은 또한 상기 방법으로 얻어진 열간-성형 물품에 관한 것이다.

Description

열간 성형 물품 제조 방법 및 획득 물품

본 발명은 강 블랭크(steel blank)를, 향상된 연성, 굽힘 성형성 및 충격 인성을 갖는 자동차 부품과 같은, 강화된 기계적 특성들을 갖는 물품으로 열간 성형하는 방법에 관한 것이며, 상기 방법으로 얻어진 열간 성형 물품에 관한 것이다.

고강도 강(AHSS) 및 초고강도 강(UHSS) 개발에서의 최근 진보를 통해, 자동차 제조사들은 자동차 본체 부품들의 내충돌성을 증가시키고 두께 감소를 통해 중량을 감소시킬 수 있다. 그러나, 냉간 성형 AHSS 및 UHSS는 성형성으로 인해 여전히 제한되며, 냉간 및 열간 성형 AHSS 및 UHSS는 연성 및 충격 인성에 의해 여전히 제한된다.

성형성 문제를 해결하기 위한 시도로, (열간 스탬핑(hot stamping), 열간-성형, 프레스-경화(press-hardening) 및 금형-담금질(die-quenching)로도 알려진) 열간 성형이 개발되었다. 사용에 적합한 열간 성형 기술의 기본들과 강 조성들이 GB1490535에 처음으로 기술되었다.

열간 프레스 성형(hot press forming)에 사용되는 전형적인 강은, EN10083에 명시된, C 0.22%, Mn 1.2%, B 최대 50 ppm인 22MnB5 조성 시스템에 기초한다. 22MnB5 강의 열간 프레스 성형을 통해 초고강도, 최소 스프링백(springback), 그리고 감소된 시트 두께를 갖는 범퍼(bumper)들 및 필러(pillar)들과 같은 복합 부품들을 제조할 수 있다. 붕소 강들의 인장 강도는 1600 MPa까지이며, 이는 종래의 냉간 스탬핑 강들의 최고 강도보다 훨씬 높다. 그러나, 총 연신율의 연성은 6% 미만이다.

22MnB5 붕소 강 조성을 사용하는 전형적인 열간 성형 공정에서는, 블랭크가 로-가열되고(furnace-heated) 900-950℃에서 오스테나이트화 되며, 로에서 성형 도구로 이송된 후, 원하는 부품 형태로 스탬핑 된다. 상기 블랭크는 R_m < 200 MPa의 최종 인장 강도와 A > 50%의 총 연신율을 갖는다. 성형 도구 내에 있는 동안, 성형된 블랭크는 마지막으로 30℃/s를 넘는 평균 냉각 속도로 100-200℃까지 금형-담금질되어, 균질의 마르텐사이트 미세구조가 얻어진다. 최종 마르텐사이트 부품은 전형적으로 Rp_{0 .2} > 1100 MPa인 안정 강도, R_m > 1500 MPa인 최종 인장 강도 및 A < 8%인 총 연신율을 보인다. 열간 스탬핑 된 붕소 강 부품들은 전형적으로, 자동차의 '안전-셀(safety cell)'을 구성하는 루프 필러(roof pillar)-보강, 도어 빔(door beam)-보강 및 범퍼 빔(bumper beam)-보강과 같은 침입-방지 구조적 본체 부품들을 포함한다. 성형 동안 상대적으로 무르고 연성인 고온 오스테나이트 미세구조는, 성형 제한들을 위해하지 않고 두께 감소 및 중량 감소를 가능하게 하며, 게다가, 부품-통합을 가능하게 하며, 결과적으로, 접합/용접이 감소되기 때문에, 냉간 성형과 비교하여 구조 강도 및 공정 효율을 증가시킨다. 페라이트 재결정 온도를 넘어 이루어지는, 마르텐사이트 변태는 담금질 동안 부품에 대한 성형 응력들 및 형태 제약을 완화시키며, 스프링백을 제거하여 형태 정확도를 야기한다. 최종 부품으로 이어지는 초고강도 마르텐사이트 미세구조는 두께 감소(중량 감소)를 가능하게 하며, 동시에, 냉간 성형된 부품들의 사용과 비교하여, 침입-방지 내충돌성을 향상시킨다. 열간 스탬핑에서 붕소 강이 많이 사용되는 이유는 (붕소 첨가로 인한) (담금질) 경화능 때문이며, 결국 비교적 간결한 화학적 조성에서 얻을 수 있는 초고강도 마르텐사이트 미세구조 때문이다. 그러나, 열간 스탬핑된 마르텐사이트 붕소 강이 침입-방지 내충돌성에 대해 탁월한 기계적 특성들을 제공하지만, 제한된 연성으로 인한 제한된 인성이 매우 빈약한 충격-에너지 흡수성 내충돌성을 야기한다.

EP 1939308 A1은 열간 성형 동안 완전한 마르텐사이트 변태가 방지되는, 표준 열간 성형 방법의 수정을 제안했다. 강 블랭크를 Ac1과 Ac3 사이 임계간 온도까지 가열한 후, Ms 미만의 온도까지 열간 성형하여, 마르텐사이트와 초석 페라이트로 구성되는 2상 미세구조를 얻었다. 상기 방법으로 얻어진 열간 성형된 물품은 향상된 연신율 및 인장 강도를 보였다. 그러나, 2상 강들은 페라이트와 마르텐사이트 사이 큰 경도 차 때문에 성형 시 파손에 민감하다고 잘 알려져 있다. 상기 열간 성형된 물품의 파손 내성 및 성형성은 미세구조상의 불균질성 때문에 상대적으로 빈약하며, 성형 동안 미세균열들이 발생할 수 있다. 결과적으로, 자동차 몸체의 구조상 부품들의 에너지 흡수 능력 역시 제한된다.

따라서, 열간 스탬핑 된 붕소 강 및 열간 스탬핑 공정의 이점들이 '크럼플 존(crumple zone)'을 형성하는 방현재 및 종형빔들과 같은 충격 에너지 흡수형 구조 본체 부품들로 활용될 수 없다. 이러한 부품들은 전형적으로 변태 유기 소성(TRIP) 강들과 같은 페라이트 강 또는 다상 강들로부터 냉간 성형된다.

더 가볍지만 더 안전한 자동차들을 위한 자동차 산업의 요건들을 충족시키기 위해, 두께 감소를 가능하게 하는 탁월한 성형성을 가지면서도, 게다가, 탁월한 치수 정확도(최소의 스프링백 또는 스프링백 없음)를 가지면서도, 향상된 인장 강도, 연성 및 충격 에너지 흡수 내충돌성을 위한 충격 인성과 같은 향상된 기계적 특성들을 갖는 강 물품들에 대한 계속되는 수요가 존재한다.

문헌에서는, 분할 및 조질을 통해 담금질 된 강의 기계적 성능을 향상시킬 수 있는, 담금질-분할-조질(Q-P-T) 열 처리의 사용이 제안되었다. 제안된 열 처리는 다음 단계들을 포함한다: a) 강 블랭크를 오스테나이트화 초과 온도에서 가열하는 단계; b) 담금질 단계: 오스테나이트를 마르텐사이트로 일부 변태시키기 위해 담금질 온도를 Ms와 Mf 온도 사이로 조절; c) 분할 단계: 온도를 Ms 온도를 살짝 초과하게 올리고 이를 잠깐 동안 유지, 이를 통해, 마르텐사이트와 오스테나이트 사이 탄소 재분배에 의해, 높은 탄소 함량을 갖는 얇은 오스테나이트 층이 마르텐사이트 라스(lath) 주위에 형성; d) 조질 단계: 석출 경화를 마르텐사이트로 유도하는 온도에서 강을 조질; e) 냉각 단계: 강을 조질 온도로부터 상온으로 냉각시켜 잔류 오스테나이트 일부를 마르텐사이트로 변태시키지만, 앞서 (b단계에서) 생성된 마르텐사이트 라스 주위의 높은 탄소 함량을 가진, 얇은 잔류 오스테나이트 층을 남겨, 높은 인성의 강을 얻음. 상기 Q-P-T 열 처리 후, Si 및 Nb을 함유하는 중탄소 강의 인장 강도는 2000 MPa에 이르며, 총 연신율은 11%에 이른다. 따라서, Q-P-T 공정은 본 산업에서 굉장히 촉망된다.

따라서, 본 발명의 목적은 강 블랭크를 물품으로 열간 성형하는 향상된 방법뿐만 아니라 상기 방법에 사용하기 적절한 강 조성을 제공하는 것이며, 상기 물품은, 종래의 열간 성형 붕소 강들 및 냉간 성형 다상 강들과 비교하여, 침입-방지 내충돌성, 증가된 연성으로 인한 향상된 인성, 따라서 증가된 충격 에너지 흡수 내충돌성에 있어서 탁월한 기계적 특성들을 갖는다.

본 발명의 다른 목적은 열간 성형 공정에 담금질-분할-조질(Q-P-T) 열 처리를 통합시켜서, 강 블랭크를 물품으로 열간 성형하는 향상된 방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 또 다른 목적은 강 블랭크를 고강도, 고연성 및 고 굽힘 성형성을 갖는 물품으로 열간 성형하는 향상된 방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 또 다른 목적은, 종래의 냉간 성형 다상 강들과 비교하여, 최소의 스프링백을 갖거나 스프링백을 갖지 않아서 향상된 치수 정확도를 갖는 충격 에너지 흡수성 구조 본체 부품들을 위한 물품으로 강 블랭크를 열간 성형하는 향상된 방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 또 다른 목적은 강 블랭크를 양호한 피복성을 갖는 물품으로 열간 성형하는 향상된 방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 또 다른 목적은 강 블랭크를, 두께 감소 및 중량 감소가 가능하면서도 동시에 충격 에너지 흡수 내충돌성을 향상시킬 수 있는 물품으로 열간 성형하는 향상된 방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 또 다른 목적은 복합 상 구조를 갖는 열간 성형된 물품을 제공하는 것이다.

본 발명의 또 다른 목적은 강 블랭크를, 종래의 냉간 성형 강들과 비교하여, 더 높은 총 연신율(TE) 및/또는 굽힘 각(BA)를 갖는 물품으로 열간 성형하는 방법을 제공하는 것이다.

상기 목적들 중 하나 이상이, 다음 단계들을 포함하는, 강 블랭크를 물품으로 열간 성형하는 방법을 제공하는 본 발명을 통해 달성된다:

a. 강 블랭크를 T1 온도까지 가열하고 가열된 블랭크를 T1에서 t1 동안 유지시키는 단계로, T1은 Ac1 내지 Ac3+200℃ 범위 내에 있으며 t1은 12분 이하인 단계,

b. 운송 시간 t2 동안 가열된 블랭크를 열간 성형 도구로 이송하는 단계로, 운송 동안 가열된 블랭크의 온도가 T1 온도에서 T2 온도까지 감소하며, T2는 Ar1을 초과하며 운송시간 t2는 12초 이하인 단계,

c. 열간 성형 도구에서 블랭크를 물품으로 성형하고, 열간 성형 도구에서 이를, T2 온도로부터 T3 온도까지 25℃/s 이상의 냉각 속도 V2로 담금질하는 단계,

d. 상기 물품을 t4 기간 동안 T4 온도에서 등온 유지시키는 단계,

e. T3 온도 및/또는 T4 온도는 Ms 및 Mf 사이이며, t4는 10초를 초과하고 10분 미만이며,

f. 상기 물품을 T4 온도로부터 상온까지 V4의 냉각 속도로 냉각시키는 단계.

발명자들은, 위에 기술된 바와 같이 가열된 블랭크를 물품으로 성형함으로써, 증가된 기계적 특성들을 갖는 복잡한 형상의 부품들을 얻을 수 있음을 발견했다. 특히 상기 물품들은, 종래의 열간 성형 붕소 강들 및 냉간 성형 다상 강들의 사용과 비교하여, 탁월한 충격 에너지 흡수 내충돌성으로 인해, 충격 에너지 흡수 내충돌성에 기초하는 두께 감소 및 중량 감소의 기회들을 보인다.

일반적인 열간 성형 공정에서, 강 블랭크는, 완전한 마르텐사이트로의 변태가 일어나는, 근사-공기 온도에서 원하는 형태로 간단하게 성형된 후, 근사-공기 온도까지 금형-담금질 된다. 따라서, 최종 부품은 완전히 또는 거의 완전히 마르텐사이트 미세구조를 보인다.

발명자들은 놀랍게도, 금형-담금질을 중단시키고 열간 성형 주기에 Q-P-T 열 처리를 통합시킴으로써, 독특한 미세구조를 갖는, 따라서, 향상된 기계적 특성들을 갖는 열간 성형된 강 물품들을 얻을 수 있다는 것을 발견했다.

특히, 발명자들은, 열간 성형 공정의 담금질 온도를 Ms와 Mf 사이의 T3 온도 및/또는 T4온도에서 중단시키고, Q-P-T 열 처리를 적용시킴으로써, 형성된 상들뿐만 아니라 형성된 각 상의 양을 제어할 수 있으며, 따라서 미세구조를 제어할 수 있으며, 그 결과 물품들의 기계적 특성들을 제어할 수 있다는 것을 발견했다. 상기 물품들은, 두께 감소를 가능하게 하는 탁월한 성형성을 보이면서, 게다가, 탁월한 치수 정확도(최소의 스프링백 또는 스프링백 없음)를 보이면서도, 증가된 인장 강도, 연성 및 충격 에너지 흡수 내충돌성을 위한 충격 인성과 같은 기계적 특성들을 보인다.

도 1은 본 발명에 따른 방법의 제1 실시예의 도식 표현을 나타낸다.
도 2는 본 발명에 따른 방법의 제2 실시예의 도식 표현을 나타낸다.
도 3은 본 발명에 따른 방법의 제3 실시예의 도식 표현을 나타낸다.
도면에서, 수평 축은 시간(t)을 나타내고, 수직 축은 온도(T)를 나타낸다. 열간 성형 프레스(press)에서 블랭크를 물품으로 열간 성형하는 것은 HF로 표시했다. 도면에서 시간(t)과 온도(T)는 도식화하여 표시하였고, 냉각 속도 및 가열 속도(V) 또한 도식화하여 표시하였다. 본 도면들에서는 값을 얻을 수 없다.

(c) 단계에서는, 가열된 블랭크가 성형 도구에서 부분적으로 또는 완전히 균질인 오스테나이트 미세구조를 갖는 원하는 부품 형태로 성형되며, 동시에, 바람직하게 25℃/s 이상의 냉각 속도(V2)로 (중단) 온도 T3까지 담금질된다. 발명자들은, T3이 너무 높고 Bs를 넘을 때, 그리고/또는 냉각 속도가 너무 낮을 때, 펄라이트가 형성될 수 있음을 발견했다. V2가 25℃/s 미만인 경우에는, 최종 물품의 기계적 특성들의 저하로 이어지는 탄화물 형성의 위험도 있다. 냉각 속도 V2가 50℃/s 이상일 때, 바람직하게는 100℃/s 이상일 때 더 나은 결과들이 얻어졌다. 더 나은 결과들을 위해, 유리하게, 냉각 속도 V2는 150℃/s 이상이다.

(e) 단계에 따르면, 상기 물품들을 T4 온도까지 이끌어 와 이 T4 온도에서 t4 시간 동안 등온으로 유지시킨다. 등온 유지 시간 t4는 오스템퍼링(austempering), 분할 또는 조질에 필요한 시간이며, 10초 내지 10분 범위 내에 있다. t4가 10분을 초과하면, 물품의 향상은 더 이상 얻을 수 없다. 만일 t4가 10초 미만이면, 효과를 얻기에 시간이 부족하다.

바람직한 일 실시예에 따르면, T3은 Ms와 Mf 사이이며, T4는 Bs와 Ms 사이이다. 본 실시예의 공정을 위해서, 물품은 반드시 Ms보다 낮은 T3 온도로부터 Ms 보다 높은 T4 온도까지 가열되어야 한다. T3 온도에서는, 약간의 마르텐사이트 변태가 발생할 것이다. 형성된 마르텐사이트의 양은 주로 T3 온도에 의해 제어된다: T3이 낮을수록, 마르텐사이트의 분율이 높다. T4가 T3보다 높기 때문에, T4에서 그리고 후속 냉각 단계에서 비변태 오스테나이트가 베이나이트 및 잔류 오스테나이트로 변태될 것이다. T4에서의 등온 유지 동안 마르텐사이트는 어느 정도는 조질될 것이다.

더욱 바람직한 일 실시예에 따르면, T3은 Bs 및 Ms 사이이고, T4는 Ms 및 Mf 사이이다. 본 실시예에 따른 방법에서, 오스테나이트는 T3 온도에서 우선 부분적으로 베이나이트로 변태된다. 비변태 오스테나이트는 T4에서의 등온 유지 및 후속 냉각 동안 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 변태될 것이다.

다른 바람직한 일 실시예에서, T3 및 T4는 모두 Ms 및 Mf 사이이며, 바람직하게 T3과 T4는 동일하다. 일부 마르텐사이트는 처음에 형성될 것이며; 등온 유지 시간이 증가함에 따라, 마르텐사이트와 비변태 오스테나이트 사이 원소 분할이 발생할 수 있으며, 비변태 마르텐사이트의 Ms 점은 감소할 것이고, 일부 비변태 오스테나이트는 베이나이트로 변태될 수 있다. 동시에, 변태 마르텐사이트는 어느 정도 조질될 수 있다.

바람직하게, 성형된 물품은 1 내지 180초의 유지 시간 t3 동안 T3 온도에서 유지된다. 유지 시간 t3의 길이는 T3 온도에서 처음 성형된 미세구조 원소들의 양을 결정한다. 처음 형성된 미세구조 원소들은 T3 온도에 좌우된다.

T3이 Ms와 Mf 사이이고 T4가 Bs와 Ms 사이일 때, 보통 물품은 15℃/s 이상, 바람직하게는 20℃/s 이상의 속도 V3로 T3 온도로부터 T4 온도까지 가열된다. 가열 속도 V3는 T3 및 T4 사이의 온도 차 및 시트 두께에 좌우된다.

T3이 Bs와 Ms 사이이고 T4가 Ms와 Mf 사이일 때, 보통 물품은 15℃/s 이하, 바람직하게는 10℃/s 이하, 더욱 바람직하게는 8℃/s 이하의 속도 V4로 T3 온도로부터 T4 온도까지 냉각된다. 냉각 속도 V4는 T3 및 T4 사이의 온도 차 및 시트 두께에 좌우된다.

더욱 바람직한 일 실시예에서, 물품은 0.1-20℃/s 범위, 바람직하게는 1-15℃/s 범위, 더욱 바람직하게는 2-10℃/s 범위 내의 냉각 속도 V4로 T4 온도로부터 상온까지 냉각된다. 이러한 냉각은 공기 중 자연 냉각 또는 예를 들어 송풍기를 이용해 수행된다.

바람직하게, T1은 Ac1 내지 Ac3+150, 바람직하게는 Ac1 내지 Ac3+100, 더욱 바람직하게는 Ac3-50 내지 Ac3+50 범위 내에 있으며, t1은 바람직하게 12분 이하이며, 더욱 바람직하게 t1은 2-8분 범위 내에 있으며, 강 블랭크는 10-25℃/s 범위 내의 가열 속도 V1으로 가열된다. T1 온도는 강 블랭크 내에서 얼마나 많은 페라이트가 오스테나이트로 변태되는지를 결정하며, 이것 역시 유지 시간 t1에 좌우된다. 25℃/s를 넘는 가열 속도 V1은 블랭크의 특성에 유해할 수 있다.

선택적으로 (e) 단계 후, 물품은 미세 성형을 거친다.

본 발명에 따른 방법에서, 강 스트립 또는 시트는 후속 단계들을 위한 중간 물질로 제공된다. 강 스트립 또는 시트는 표준 주조 공정들로 얻어질 수 있다. 바람직한 일 실시예에서, 강 스트립 또는 시트는 냉간 압연된다.

상기 강 스트립 또는 시트는 강 블랭크로 절단된 후, T1 온도까지 t1 시간 동안 가열된다. 예비 성형된 강 블랭크 또한 사용될 수 있다. 예비 성형된 블랭크는, 바람직하게 주위 온도에서, 부분적으로 또는 전체적으로 원하는 형태로 성형된다.

가열 기구는 전기 또는 가스로 작동하는 로, 전기 저항 가열 장치, 적외선 유도 가열 장치 또는 다른 가열 장치일 수 있다.

바람직한 일 실시예에서, T1은 Ac1 내지 Ac3 범위 내에 있으며, 블랭크는 임계간 온도에서 오스테나이트화 된다. 강은 상기 온도 범위에서 페라이트 오스테나이트 미세구조를 갖는다. 이 조건 하에서, 바람직하게 적은 양의 페라이트가 잔류되며, 페라이트 분율은 바람직하게 20 vol.% 미만이다. 이 경우, 프레스 경화가 일어나며, 이때, 강 부품의 구조는 페라이트와 오스테나이트의 2상 혼합체이다. 후속 프레스 경화 및 Q-P-T 열 처리 후에는, 페라이트, 베이나이트 또는 마르텐사이트, 조질 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 일부의 혼합 구조가 성분 안에 생성된다.

더욱 바람직한 일 실시예에서는, T1이 화학 특정 Ac3 온도를 넘어서 탄소가 균일하게 분포된 완전히 또는 거의 완전히 균질인 오스테나이트 미세구조를 생성한다. 미세구조가 균질 오스테나이트 미세구조일 때, 성형성이 증가된다.

발명자들은, 상기 강의 오스테나이트 입자 성장 및 관련 담금질 경화능을 제어하기 위해 T1 온도 및 블랭크 두께와 결합하여, 오스테나이트화 시간 t1이 선택될 수 있음을 더 발견했다. 담금질 경화능의 정도는 냉각 동안 미세구조의 진화에 영향을 줄 것이다. 따라서, t1은 12분 이하이다. 공정 및 에너지 효율을 고려하여, 바람직하게, t1은 2-8분 범위 내, 더욱 바람직하게는 2-6분 범위 내에 있다.

강 블랭크는 t2 동안 가열 기구로부터 성형 도구로 이송된다(b 단계). t2 시간은 가열된 블랭크를 가열 기구로부터 프레스 성형 도구로 이송하고 열간 성형 기구가 폐쇄될 때까지 필요한 시간이다. 이송 동안, 블랭크는 자연 공랭 작용 및/또는 모든 다른 이용 가능한 냉각 방법에 의해 T1 온도로부터 T2 온도까지 냉각될 수 있다.

가열된 블랭크는 자동화 로보틱 시스템(robotic system) 또는 다른 모든 이송 방법으로 가열 기구로부터 성형 도구까지 이송될 수 있다.

t2 시간은 또한, 성형 및 담금질 시작 시 강의 미세구조의 진화를 제어하기 위해, T1, t1 및 T2와 결합하여 선택될 수 있다. t2 시간은 바람직하게 강 블랭크가 열간 성형 도구에 놓였을 때, 강의 Ar1 온도를 초과하는 T2 온도를 가져서, 오스테나이트-페라이트 미세구조를 보이고 펄라이트의 형성을 방지하는 것을 보장하도록 선택된다. 반면에, 부식, 공정 효율 및 경화능을 고려할 때, 보다 짧은 이송 시간이 유리하다. 발명자들은, t2가 10초 이하일 때 좋은 결과들 또한 얻어진다는 것을 더 발견했다. 바람직하게, t2는 8초 이하, 더욱 바람직하게는 6초 이하이다.

본 발명의 추가적인 목적은 여기 기술된 방법들 중 어느 하나에 적합한 강 조성을 제공하는 것이다.

본 발명에 따르면, 강 블랭크는 중량%(wt%)로 다음 원소들을 포함한다:

C: 0.10-0.50, 바람직하게 0.15-0.40, 더욱 바람직하게 0.20-0.35,

Mn: 0.50-4.00, 바람직하게 1.00-3.00 더욱 바람직하게 1.00-2.50,

Si: ≤ 2.0; 바람직하게 0.1-2.0, 더욱 바람직하게 0.1-1.6,

Al: ≤ 2.0, 바람직하게 ≤ 1.0, 더욱 바람직하게 ≤ 0.5,

Cr: ≤ 1.5, 바람직하게 ≤ 1.2, 더욱 바람직하게 0.001-1.1 ,

Ti: ≤ 0.10, 바람직하게 ≤ 0.05, 더욱 바람직하게 ≤ 0.04,

B: ≤ 0.008, 바람직하게 ≤ 0.005,

Nb: ≤ 0.10, 바람직하게 ≤ 0.05, 더욱 바람직하게 0.001-0.05,

그리고 선택적으로 다음 중에서 선택된 하나 이상의 원소들:

V: ≤ 0.2, 바람직하게 ≤ 0.1

Ca: ≤ 0.003, 바람직하게 0.0003-0.003,

N: ≤ 0.005, 바람직하게 ≤ 0.003,

P: ≤ 0.015,

S: ≤ 0.03, 바람직하게 <0.01.

Mo: ≤ 0.5, 바람직하게 ≤ 0.05,

Cu: ≤ 1.0,

Ni: ≤ 1.0,

잔부 철 및 불가피한 불순물들.

원소들의 양에 대한 이유는 다음과 같다(wt%).

C: 0.10-0.50. C는 고강도를 확보하기 위해 필수적인 원소이다. 필요한 복합상 미세구조들을 형성하고 고강도 및 고연성을 얻기 위해, C는 0.10% 이상의 양이 첨가된다. 더욱 상세하게, 임계간 오스테나이트화 온도와 함께, C 함량은 페라이트의 체적 및 잔류 오스테나이트의 탄소 함량을 결정하며, 이는 Bs 및 Ms 점 및 베이나이트 형성 반응속도(kinetics)를 제어한다. C 함량이 0.50을 초과하면, 강 시트의 인성 및 용접성이 저하될 가능성이 크다. C의 양은 바람직하게 0.15-0.40 범위 내에, 더욱 바람직하게는 0.20-0.35 범위 내에 있다.

Mn: 0.50-4.00. Mn의 작용은 오스테나이트를 안정화시키고 원하는 다상 미세구조를 얻는 것이다. 주조 동안 Mn의 편석을 최소화하고 자동차 저항 스폿-용접 기술과 등가인 충분한 저탄소를 유지하면서, 적절한 치환 고용체 강화, 적절한 담금질 경화능 및 주위 온도에서의 적절한 오스테나이트 안정화를 제공하기 위해, 망간 함량은 0.50 이상이다. 만일 Mn 함량이 0.50 미만이면, 페라이트-오스테나이트 2상 영역에서 강을 열처리하여, 의도한 고강도의 강을 얻는 것은 어렵다. Mn 함량이 4%를 초과하면, 강 시트가 빈약한 용접성과 열간 압연 특성들을 갖게 될 위험이 있다. 게다가. Mn은 Ac3 온도를 낮출 때 유용한 원소이다. 보다 높은 Mn 함량은 열간 프레스 성형에 필요한 온도를 낮출 때 유리하다. 바람직하게, Mn 함량은 1.0% 내지 3.0% 범위로 제한된다. 유리하게, 망간은 1.00-2.50 범위 내에 있다.

Si: ≤ 2.0. Si는 고용체 강화에 효과적인 원소이며, 잔류 오스테나이트의 분해로 인한 탄화물 생성을 억제하는 데 유용하다. 일정량의 Si는 베이나이트 형성 동안 취성 시멘타이트의 석출을 억제하여, 성형성 및 인성 향상으로 이어진다. Si는 또한 강의 임계간 온도 범위를 확장하는 것으로 알려져 있다. 그러나, Si는, 고용량일 경우, 강 기판에 부착된 산화물 형성으로 인해 피복성이 저하되는 것으로도 알려져 있다. 따라서, Si의 양은 2.0 이하이며, 바람직하게는 0.1-2.0 범위 내에 있다. 피복성을 고려하여, 양호한 피복성/아연도금성을 갖는 물품들을 원하는 경우, Si 함량은 바람직하게 0.1-1.0 범위 내에 있다. 보다 높은 연성을 갖는 강 물품들이 목적인 경우에, Si 함량은 바람직하게 1.0-2.0 범위 내에 있다.

Al ≤ 2.0: 용접성을 유지하고 제강 및 주조 동안 '노즐 폐색'을 최소화하기 위해 Al은 최대 2.0으로 제한된다. Al은, 특히 잔류 오스테나이트의 분해로 인한 탄화물 생성을 억제하는 데 유용한 원소이다. 동량의 Al으로 Si를 부분 대체했을 때, 강의 용융-도금 피복성에 대한 유해한 영향 없이 탄화물 형성을 효과적으로 지연시켰다. 그러나, Al 농도가 높으면, 다각형 페라이트가 생성될 가능성이 더 높아지며, 이는 미세 평판 페라이트보다 강도에 덜 효과적인다. 바람직하게, Al은 최대 1.0으로 제한되며, 더욱 바람직하게, Al은 0.5 이하이다.

충분한 양의 Si 및 Al은 탄화물 형성을 완전히 저지할 수 있다. 열 주기의 저온 부분에서 형성된 탄화물이 없는 베이나이트(즉, 베이나이트 페라이트)는 보다 높은 연신율을 보인다. 보다 낮은 Si+Al의 경우(Si+Al < 5×C), (베이나이트 페라이트 + 시멘타이트로 구성된) 전통적인 베이나이트가 형성될 것이다. 따라서, 최고의 조성에서는, 보다 많은 양의 Si가 피복성을 향상시키는 것으로 알려진 최적량의 Al로 대체될 수 있다.

P ≤ 0.015: P은 강의 임계간 온도 범위를 확장시키는 것으로 알려져 있다. P 또한 원하는 잔류 오스테나이트를 유지하는 데 유용한 원소이다. 그러나, P은 과도한 양이 첨가되면, 강의 작업성을 저하시킬 수 있다. 따라서, P은 0.015wt% 미만의 강 내 통상적인 허용 한계를 넘어 의도적으로 첨가될 수 없다.

S ≤ 0.03. 황은 유해한 비금속 개재물들을 최소화하기 위해 최소화되어야 한다. S은, 크랙을 개시하고 가공성을 저하시키는, MnS와 같은 황화물계 개재물들을 형성시킨다. 따라서, S의 양을 가능한 한 감소시키는 것이 바람직하다. 따라서, 황 함량은 최대 0.03에, 바람직하게는 0.01에 제한된다.

Mo ≤ 0.5 및 Cr ≤ 1.5: Mo 및 Cr은 강의 경화능을 향상시키고, 베이나이트 페라이트의 형성을 용이하게 하는 원소들이며, 동시에 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 데 유용한 유사 효과를 갖는 원소들이다. 따라서, Mo 및 Cr은 공정 제어에 매우 효과적이다. 바람직하게, Mo 및 Cr은 각각 0.001% 이상의 양으로 존재한다. 그러나, 각각 과도하게 첨가되면, 효과는 포화되고 공정은 경제적이지 않게 된다. 따라서, Mo의 양은 최대 0.5, 바람직하게는 0.05 이하로 제한된다. Cr은 최대 1.5, 바람직하게는 1.2에 제한된다. 유리하게 Cr은 0.001-1.1 범위 내에 있다.

Ti ≤ 0.1; Nb ≤ 0.1; V ≤ 0.2: Ti, Nb 및 V은 강화 침전물들 및 정제 미세구조를 형성하는 효과를 갖는다. 강은 충분한 강도 수준을 가져야 한다. 초석 및 베이나이트 페라이트와 같은 연상(soft phase)으로 인해, 최종 제품의 강도는 표준 열간 성형 재료보다 낮을 수 있다. 이러한 강도 저하를 보상하기 위해, Nb, Ti 및 V와 같은 미세 합금 원소들이 개별적으로 또는 결합하여 첨가될 수 있다. 상기 원소들은 입자 정제 및 석출 경화를 이용해 강도를 높인다. 입자 정제는, 특히 높은 국부적 변형(strain)이 도입될 때, 열간 성형 작용을 향상시키는 더욱 균일한 미세구조로 이어진다. 따라서, Ti 및 Nb의 양은 각각 최대 0.1, 바람직하게는 최대 0.05로 제한된다. 유리하게, Ti은 0.04 이하, 그리고/또는 Nb는 0.001-0.05 범위 내에 있다. V의 양은 최대 0.2%, 바람직하게는 최대 0.10으로 제한된다.

Ca ≤ 0.003%: Ca은 강 내 황화물의 형태를 제어하고 가공성을 향상시키는 데 효과적인 원소이다. 그러나, Ca은 0.0003% 이상 함유시킬 것이 권장된다. 그러나, 과도하게 첨가되면, 효과는 포화된다. 따라서, 그 양을 0.003% 이하로 억제하는 것이 더 좋다.

B ≤ 0.008. B는 22MnB 유형 강 시트들의 경화능을 증가시키기 위해, 그리고 경화 후 강도를 안정적으로 보장하는 효과를 더욱 증가시키기 위해 중요한 원소이다. 그러나, B는 상대적으로 높은 탄소 함량 강을 위해 선택적인 원소이다. B가 사용될 때, B의 양은 바람직하게 최대 0.008, 바람직하게는 0.005 이하로 제한된다. B가 상대적으로 낮은 탄소 수준을 가진 강에 첨가될 때에는, B의 양이 0.0005-0.0025% 범위 내에 있는 것이 바람직하다.

바람직한 일 실시예에서, 강의 미세구조 조성은 다상 강, 바람직하게는, 응력/변형 유도 변태 능력을 보이는, 복합상(CP)과 같은 강이다. 더욱 상세하게, 상기 강은 자동차용 붕소 강의 대안으로서 열간 프레스 성형에 적합한 고강도 강 제품이다.

발명자들은 놀랍게도, CP와 같은 강 조성에 본 방법을 적용시키면 균일한 기계적 특성들을 보이는 열간 성형 물품들로 이어진다는 것을 발견했다. 미세구조 내 기존 상들의 상대적 분율은 근본적으로 강의 최초 화학적 조성 및 다양한 단계가 수행되는 방법 조건들에 좌우된다. 특정 강 조성에 있어서, 위에 기재된 바와 같이 본 열간 성형 공정을 신중하게 제어함으로써, 베이나이트, 마르텐사이트, 조질된 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트를 포함하는 CP 미세구조를 얻을 수 있으며, 이때 상들은 부품의 각 영역에 균일하게 분포된다.

상기 사항에 덧붙여, 그리고 전통적인 열간 스탬핑 붕소 강과 비교하여, 본 발명으로 얻어진 물품들은 냉간 성형 이전 전통적 CP 강 물품들과 비교할 만한 대단히 향상된 기계적 특성들을 보이며, 따라서, 충격 에너지 흡수 내충돌성을 얻을 수 있다.

본 발명은 열간 성형 작업 동안 강 미세구조에 원하는 베이나이트 변화도를 도입시키는 향상된 방법을 제공하지만, 표준 열간 성형 방법들로는 불가능하다. 게다가, 표준 열간 성형 공정들은 강 내에 충분한 양의 조질 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 제공하지 못한다.

특히 믿을 만한 방법으로 본 발명을 통해 얻어진 유리한 특성들을 활용할 수 있기 위해서는, Q-P-T 열 처리 끝에서 성형 강 부품의 구조 내 베이나이트 및 조질 마르텐사이트 부분들이 총 80% 이상이어야 하며, 다른 상들의 양은 20% 미만이어야 한다.

더욱 바람직한 일 실시예에서, 최종 미세구조는 다음으로 구성된다(vol.%)(총합이 100이어야 함).

- 80 vol.% 이상의 베이나이트 및 조질 마르텐사이트, 이때 조질 마르텐사이트는 50 vol.% 미만, 바람직하게는 40 vol.% 이하, 더욱 바람직하게는 30 vol.% 이하,

- 20 vol% 이하의 페라이트 및/또는 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트.

준안정 잔류 오스테나이트 분율은 강도와 연성 특성들의 균형 잡힌 조합을 보장한다. 잔류 오스테나이트는 부분적으로 응력/변형 유도 변태 효과를 통해 연성을 증가시키며, 이는, 가공 경화 지수가 보다 높은 소성 변형까지 증가함에 따라, 균일 연신율 및 총 연신율의 관측 증가에서 분명해진다. 20 vol%를 넘는 경우, 본 발명에 따른 원하는 수준의 연성 및/또는 균일 연신율은 얻을 수 없을 것이다.

본 발명에 따른 공정의 일부 또는 전체는 상기 강의 산화 및/또는 탈탄을 방지하기 위해 수소, 질소, 아르곤 또는 다른 모든 불활성 기체로 구성된 제어된 불활성 분위기에서 수행될 수 있다.

발명자들은 본 발명에 의해 얻어진 열간 성형 물품이 1000 MPa 이상, 바람직하게는 1100 MPa 이상의 최종 인장 강도(UTS)를 가지며, 그리고/또는 600 MPa, 바람직하게는 700 MPa의 항복 강도를 가지며, 그리고/또는 6% 이상의 총 연신율(TE)을 가지며, 그리고/또는 45°이상의, 바람직하게는 50°이상의 굽힘 각을 가지며, 얻어진 제품은 향상된 충격 에너지 흡수 내충돌성을 보이는 것을 더 발견하였다.

바람직한 일 실시예에 따르면, 강 스트립, 시트, 블랭크, 예비 성형 블랭크 또는 물품은 코팅을 구비한다. 강 스트립, 시트, 블랭크 또는 예비 성형 블랭크에 대한 코팅의 추가는 열간 성형 공정 이전 또는 열간 성형 공정 이후에 수행될 수 있으며, 고온에서 산화 분위기에 노출될 때 강의 산화를 최소화하며, 그리고/또는 최종 열간 성형 부품의 음극 부식 방지를 제공하는 목적을 갖는다.

바람직한 일 실시예에서, 강 스트립, 시트, 블랭크, 예비 성형 블랭크 또는 물품은 아연계 코팅, 알루미늄-실리콘계 코팅 또는 유기계 코팅으로 코팅된다.

아연계 코팅은 아연 도금 코팅 또는 갈바닐(galvannealed) 코팅이다. 코팅은 다양하게 도포될 수 있지만, 표준 GI 코팅 조를 이용하는 용융 아연 도금이 바람직하다. 다른 아연 코팅들 또한 도포될 수 있다. 일 예는 WO2008102009에 따른 아연 합금 코팅, 상세하게는, 0.3-4.0 wt%의 Mg과, 0.05-6.0 wt%의 Al과, 선택적으로 불가피한 불순물들과 잔부 아연과 함께 0.2 wt% 이하의 하나 이상의 추가 원소들로 구성되는 아연 합금 코팅 층을 포함한다. 0.2 wt% 미만의 적은 양으로 전형적으로 추가되는 추가 원소는 Pb 또는 Sb, Ti, Ca, Mn, Sn, La, Ce, Cr, Ni, Zr 또는 Bi로 구성되는 그룹에서 선택될 수 있다. Pb, Sn, Bi 및 Sb는 보통 스팽글(spangle) 형태로 추가된다. 바람직하게, 아연 합금 내 추가 원소의 총량은 0.2% 이하이다. 이러한 적은 양의 추가 원소는 일반적인 용도의 코팅의 특성들도 코팅 조도 유의미할 정도로 변화시키지는 않는다. 바람직하게, 하나 이상의 추가 원소들이 아연 합금 코팅에 존재할 때, 각각은 0.02 wt% 이하의 양으로 존재하며, 바람직하게, 각각은 0.01 wt% 이하의 양으로 존재한다. 추가 원소들은 보통, 용융 아연 도금용 용해 아연 합금 조 내의 찌꺼기 형성을 방지하거나, 코팅 층 내에 스팽글을 형성하기 위해서만 추가된다.

본 발명에 따른 물품들은 코팅 층에 대한 양호한 접착력을 보이며, 코팅 후 양호한 표면 외관 및 우수한 내식성을 갖는다.

본 발명의 추가적인 목적은 여기 기술된 방법들 중 어느 하나에 의해 얻어지는 물품을 제공하는 것이다.

강 블랭크를 15℃/s의 가열 속도로 Ac1을 넘는 오스테나이트화 온도 T1까지 가열시키고, T1에서 t1 동안 유지시킨다. 그 후, 가열된 블랭크를 로에서 열간 성형 프레스로 이송시키며, 이송 동안 공기에 의해 T2 온도까지의 냉각이 약간 발생한다. 상기 블랭크를 열간 성형 프레스에 위치시키기 전에 T2 온도가 Ar1 온도 미만으로 감소하지 않도록 주의한다. 그 후, 블랭크를 물품으로 열간 성형하고, 25℃/s 미만의 냉각 속도로 T3 온도까지 냉각시키고, 냉각을 중단시키고, 물품을 t3 동안 T3에서 유지시킨다. 그 후에, 세 개의 실시예가 다른 경로를 따른다. 최종적으로, 성형 물품을 V4 냉각 속도로 상온까지 냉각시킨다.

T3 및 T4 온도 값 및 냉각 또는 가열 속도 V3 및 V4, 그리고 유지 시간 t3 및 t4는 도 1 내지 3에 도시된 바와 같은 상이한 실시예에 의해 좌우된다.

상이한 온도들을 아래에서 설명한다.

Ac1: 가열 동안, 오스테나이트가 형성되기 시작하는 온도.

Ac3: 가열 동안, 오스테나이트로의 페라이트 변태가 종료되는 온도.

Ar1: 냉각 동안, 오스테나이트에서 페라이트로의 변태가 완료되는 온도.

Ar3: 냉각 동안, 오스테나이트가 페라이트로 변화하기 시작하는 온도.

Bs: 냉각 동안, 베이나이트로의 오스테나이트 변태가 시작되는 온도.

Ms: 냉각 동안, 마르텐사이트로의 오스테나이트 변태가 시작되는 온도.

Mf: 냉각 동안, 마르텐사이트로의 오스테나이트 변태가 종료되는 온도.

임계 상 변태 온도들은 팽창계 실험들로 결정된다.

본 발명을, 첨부 도면들을 참고하여, 다음의 비제한적 예들을 통해 설명할 것이다. 표 1은 본 발명에 따른 방법에서 사용된 강 조성(wt%)을 나타낸다. 표 2, 3 및 4는 표1의 상이한 강 유형들과 세 개 실시예의 공정 유형들을 위한 공정 매개변수들과 기계적 특성들을 각각 제시한다. 그 결과들은 아래에서 논하였다.

강 조성 B, C 및 D를 이용한 예들

200mm×110mm×1.5mm의 크기를 가진 강 블랭크들을 표 1에 제시된 조성 B 또는 C를 갖는 냉간 압연 강 시트로부터 준비하였다. 팽창 시험을 이용해 Ac3 및 Ms 온도를 결정하였다.

블랭크들을 우선 실험용 로(box furnace)에서 880℃(T1)에서 6분 동안 가열한 후, 열간 성형 기구로 이송하였다. 독일 Schuler SMG 사(이후 SMG 프레스)에 의해 열간 성형이 실험실 규모로 수행되었다. SMG 프레스 도구들을 450℃ 또는 300℃의 온도(T3)까지 예열하였다. 블랭크들을 10초 이내에 SMG 프레스로 이송하였고, T3 온도까지 물품으로 프레스-담금질하였다. 350℃ 또는 400℃의 온도(T4)에서 예열된 머플 로(muffle furnace)로 물품들을 이송하고, 오스템퍼링 또는 분할 및/또는 조질 열 처리(Q-P-T 처리)를 적용시켰다.

항복 강도(YS), 최종 인장 강도(UTS), 균일 연신율(UL), 총 연신율(TL) 및 굽힘 각(BA)에 대한 실험 결과들은 표 2 및 표3에 제시된다. 응력 방향이 압연 방향과 평행한 표본들의 인장 특성들을 측정하였다. 40mm×3025mm 크기를 가진 표본들에 대해 3점 "형 굽힘 시험(guided bending test)"을 수행하였다. 표본들의 길이 방향은 강 시트들의 압연 방향과 평행하였다. 굽힘 축이 시트들의 압연 방향에 수직인 평행 굽힘 시험들을 수행하였다. 이 방법을 위해, 포머(former)와 두 개의 지지 실린더를 이용하여 강 시트들을 구부렸다. 실린더들과 펀치(punch)를 인장 시험 기계에 장착하였다. 펀치 힘을 측정하기 위해 로드 셀(load cell)을 이용하였고, 크로스헤드(crosshead)의 변위가 펀치의 변위를 야기했다. 상이한 굽힘 각들에서 실험을 중단하였고, 파괴 식별(identification of failure)을 위해 견본의 굽힘 표면을 조사하여 굽힘 각을 결정하였다.

강 조성 E를 이용한 예들

본 발명의 방법을, 알려진 22MnB5와 유사하지만 22MnB5 보다 C 함량이 높은, 표 2에 표시된 바와 같은, 강 조성 E에 적용시켰다. Ac1, Ac3 및 Ms 온도들은 팽창 시험들을 이용해 결정하였다. 조성 E와 1.5mm 두께를 가진 냉간 압연 강 시트를 준비하고, 600mm×110mm 크기를 가진 블랭크들을 절단했다. 본 발명에 따른 열 주기를 적용시켜, 연속 어닐링 시뮬레이터(CASIM: continuous annealing simulator)를 이용해 열간 프레스 성형 공정을 시뮬레이트 하였다. 블랭크들을 우선, 900℃ 또는 810℃(T1)의 다양한 침지 온도까지 가열하고 상기 온도에서 2분의 침지 시간(t1) 동안 유지시켰다. 블랭크들을 750℃(T2)까지 3℃/s의 냉각 속도로 천천히 냉각시킴으로써 로에서 프레스 성형 기구까지 가열된 블랭크들의 이송을 시뮬레이트 하였다. 블랭크들을 40℃/s의 냉각 속도(V2)로 T3 온도까지 냉각시키고 t3 동안 등온 유지시킨 후, 3.5℃/s의 냉각 속도(V4)로 상온까지 냉각시켰다. 상기 실험들에서 T3 = T4이다. 공정 매개변수들, 인장 특성들 및 굽힘 각은 표 2에 제시된다.

강 조성 F, G, H, I 및 J를 이용한 예들

표 1에 따른 강 조성 F, G, H, I 및 J를 사용하였다. 각각 표 1에 제시된 바와 같은 조성 F, G 및 H, I, J를 갖는 냉간 압연된 강 시트들로부터 600mm×110mm×1.5mm 또는 230mm×110mm×1.5mm 크기를 갖는 강 블랭크들을 준비하였다.

강 F 및 G의 블랭크를 연속 어닐링 시뮬레이터(CASIM)에서 열처리하고, 강 H, I 및 J의 블랭크를 용융 어닐링 시뮬레이터(HDAS)에서 열처리하였다. 열처리에 사용된 기구가 무엇이든, 확실하게 열 주기들을 정확하게 시뮬레이트 하였다.

강 F 및 G의 블랭크를 CASIM에서 각각 900℃ 및 850℃(T1)까지 가열하고 2분(t1) 동안 침지시켰다. 그 후, 10초 내에 블랭크들을 (T1 = 900℃의 경우) 860℃까지 (T1 = 850℃의 경우) 730℃까지 냉각시켜, 재가열 로로부터 열간 프레스까지(T2) 블랭크들의 이송을 시뮬레이트 하였다. 이후, 블랭크들을 860℃ 또는 730℃로부터 이 강들의 Ms 미만의 등온 유지 온도까지 40℃/s의 속도로 냉각시켰다. (여기서, T3 = T4이며, 두 개의 등온 단계들이 하나의 단계로 결합된다.) 그러고 나서, F 강의 블랭크들을 0, 20, 30, 60 및 120초 동안(t3 = t4) 310℃ 및 270℃에서 등온으로 유지시킨 후, 5℃/s의 속도로 상온까지 냉각시켰다. 반면에, H 및 I 강의 블랭크들은, 5℃/s의 속도로 상온까지 냉각시키기 전에, 0, 20, 30, 60 및 120초 동안(t3 = t4) 300℃ 및 260℃에서 등온으로 유지시켰다.

H 및 I 강의 블랭크들은 HDAS 기구에서 900℃(T1)까지 가열하고 2분(t1) 동안 침지시켰다. 이후, 블랭크들을 10초 내에 860℃까지 냉각시켜, 재가열 로에서 열간 프레스로의 블랭크 이송을 시뮬레이트 한 후, 50℃/s의 속도로 300℃ 또는 340℃까지 냉각시켰다. (여기서도 T3 = T4이며, 두 개의 등온 단계가 하나의 단계로 결합된다.) 표 1에서 분명히 볼 수 있듯이, 이 두 개의 온도는 H 및 I 강의 Ms 미만이다. 그러고 나서, H 및 I 강의 블랭크들을 0, 20, 40 및 60초 동안 300℃ 또는 340℃에서 등온으로 유지시킨 후, 5℃/s의 속도로 상온까지 냉각시켰다.

J 강의 블랭크들에 있어서는, HDAS에서 다음 열 처리 과정들이 전개되었다. 블랭크들은 HDAS 기구에서 900℃(T1)까지 가열되고, 5분(t1) 동안 침지되었다. 그 후, 블랭크들을 10초 이내에 860℃(T2)까지 냉각시켜서 재가열 로에서 열간 프레스까지의 블랭크 이송을 시뮬레이트한 후, 50℃/의 속도로 300, 325, 350, 375 및 400℃까지 냉각시켰다. (여기서도 T3 = T4이며, 두 개의 등온 단계들이 하나의 단계로 결합된다.) 표 1에서 볼 수 있는 바와 같이, 이 온도들은 J 강의 Ms를 초과한다. 그러고 나서, 블랭크들을 0, 600, 1800 및 3600초(t3 = t4) 동안 이 온도들에서 등온 유지시킨 후, 5℃/s의 속도로 상온까지 냉각시켰다.

언급해야 할 것은, T3 = T4 < Ms이기 때문에, F, G, H 및 I 강의 블랭크들에 대한 위에 기술된 공정들이 기본적으로 한 단계의 담금질 및 분할(Q & P) 공정이라는 것이다. J 강의 경우에, 발생될 베이나이트 변태에 사용된 것은 오스템퍼링 공정(T3 = T4 > Ms)이다. t3(= t4도 마찬가지)이 0초이면, 이 특정 블랭크는 기본적으로, 표준 열간 성형, 즉, Q & P 또는 오스템퍼링 단계를 적용하지 않고 열 주기들을 거친 기준 표본을 나타낸다.

강들의 공정 매개변수들과 기계적 특성들은 표 4에 제시된다.

강들의 인장 특성들과 굽힘 성형성은 열 처리 공정 매개변수들과 함께 표 2 내지 4에 제시된다. 적용된 열 주기들에 따라, C, D, E 강들은 베이나이트 및 마르텐사이트 변태, 조질 및 분할을 결합하는 두 단계의 저온 공정을 거쳤다(표 2). F, G, H 및 I 강들은 마르텐사이트 변태 및 분할의 발생을 유발하는 Ms 미만의 한 단계 열 처리를 거쳤다(표3). J 강에서는, 한 단계 오스템퍼링 단계 동안, 베이나이트 변태만이 발생하였다(표 4).

표 2 내지 4의 기준 표본들에서는, 표준 열간 성형 공정에서 늘 그렇듯이 지배적으로 마르텐사이트 미세구조들이 형성되었다. 본 발명의 변경된 공정으로 인한 강들의 미세구조 성장들이 아래에 기술된다.

C1 내지 C5 조건의 경우, C 강에서는, T3에서의 1차 등온 유지 동안, 베이나이트 변태가 발생하였고, T4에서의 2차 유지 동안, 다시 베이나이트 변태가 발생하여, 잔류 오스테나이트의 탄소를 강화시키고 최종 미세구조 내 유효 베이나이트 함량을 증가시킨다. C6 내지 C9 조건의 경우, T3이 C 강의 Ms 미만이므로, 1차 유지(T3) 동안, 적은 양의 마르텐사이트가 형성된다. 그러고 나서, 적은 양의 마르텐사이트의 존재는 베이나이트 변태 반응속도를 가속시킨다고 알려진 바와 같이, T4에서의 2차 유지 동안, 베이나이트 변태가 가속되어 발생하였다. 상온까지의 최종 냉각 동안, 모든 조건에서, 새로운 마르텐사이트 약간과 함께 고용량의 잔류 오스테나이트를 얻었다. D 강의 경우, T3에서 더 많은 양의 마르텐사이트가 형성되었다는 것을 제외하고는, D6 내지 D9 조건에서, C6 내지 C9에서와 유사한 상 변태들이 발생하였다. 또한, C6 내지 C9 및 D6 내지 D9 조건들에서, 최초에 형성된 마르텐사이트의 조질 및 이 마르텐사이트에서 오스테나이트로의 탄소 분배가 발생하였을 것이다.

D 강의 경우, D1 내지 D5의 조건들에서, 1차 등온 유지 동안, T3에서 베이나이트 변태가 발생한 후, T4에서 약간의 마르텐사이트가 형성되었다. T4에서는, 이 마르텐사이트의 조질과 마르텐사이트로부터 오스테나이트로의 탄소 분배가 발생하였다. 상온까지의 최종 냉각 동안, 약간의 새로운 마르텐사이트가 형성되었으며, 약간의 오스테나이트가 변태되지 않은 채 잔류하였다. E 강의 경우, E2 조건에서, 오스테나이트화 온도 T1은 임계간 범위 내에 있으며, 오스테나이트 내 탄소 강화와 함께, 한 단계의 오스템퍼링이 등온 유지 동안 발생하였다(T3 = T4). 최종 미세구조는 페라이트(15 vol.%), 베이나이트/조질 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함한다. 페라이트의 존재는 신장률을 증가시키지만, 강도가 훼손된다.

등온 유지 온도(T3 = T4)까지 담금질한 후, F, G, H 및 I 강 내에서 일정량의 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태했으며, 이는 이 온도가 각 강들의 Ms 미만이기 때문이다. 이 최초 마르텐사이트의 양은 담금질 온도와 함께 변화하였다. 즉, 특정 강에서 보다 낮은 온도는 보다 높은 최초 마르텐사이트 양을 형성할 것이다. 이 최초 마르텐사이트의 분율을 추정하기 위해, 잘 알려진 Koistinen-Marburger 공식이 사용될 수 있다. 이후, 등온 유지 동안, 마르텐사이트는 조질되고, 동시에 탄소가 마르텐사이트로부터 오스테나이트로 분할될 것이다. 탄소 분할은 강 내 Si 함량이 높을수록 더 일어날 것이며, 그 반대도 마찬가지이다. 그러고 나서, 상온까지 최종 냉각 동안, 오스테나이트 내 탄소 강화에 따라 약간의 새로운 마르텐사이트가 형성될 것이며, 약간의 오스테나이트가 잔류 오스테나이트로 남을 것이다.

J 강의 경우, 등온 유지 온도들(300-400℃)은 강의 Ms를 초과했다. 따라서, 이 오스템퍼링 동안, 베이나이트 변태가 일어났으며 - 주로 탄화물이 없는 베이나이트가 형성되어 오스테나이트 내 탄소 강화를 야기했다. 등온 유지 후, 블랭크들을 상온까지 냉각시킬 때, 약간의 마르텐사이트가 형성되었고, 오스템터링 동안의 탄소 강화 때문에, 일정량의 오스테나이트가 변태되지 않고 남았다.

표 2 내지 4를 통해, 기술된 상이한 다상 미세구조들 때문에, 획기적인 공정들에서 강들의 총 연신율 및 굽힘 각이 기준 조건들과 비교하여 향상되었으며, 더욱 중요하게, 이들은, 기준 조건 내에서 표준 열간 성형 열 주기를 거친 표준 22MnB5 강인 I 강(표 3)에 대한 표준 값들보다 높다는 것이 명백하다. 이는 사용되는 열간 스탬핑 된 강들의 강화된 에너지 흡수 능력에 있어서 유리하다.

Claims (15)

1. 강 블랭크를 물품으로 열간 성형하는 방법으로서:
   a. 강 블랭크를 T1 온도까지 가열하고 가열된 블랭크를 T1에서 시간 t1 동안 유지시키는 단계로, T1은 Ac1 내지 Ac3+200℃ 범위 내에 있으며 t1은 12분 이하인 단계,
   b. 운송 시간 t2 동안 가열된 블랭크를 열간 성형 도구로 이송하는 단계로, 운송 동안 가열된 블랭크의 온도가 T1 온도에서 T2 온도까지 감소하며, T2는 Ar1을 초과하며 운송시간 t2는 12초 이하인 단계,
   c. 열간 성형 도구에서 블랭크를 물품으로 성형하고, 열간 성형 도구에서 이를, T2 온도로부터 T3 온도까지 25℃/s 이상의 냉각 속도 V2로 담금질하는 단계,
   d. 상기 물품을 시간 t4 동안 T4 온도에서 등온 유지시키는 단계,
   e. T3 온도 및/또는 T4 온도는 Ms와 Mf 사이이며, t4는 10초를 초과하고 10분 미만이며,
   f. 상기 물품을 T4 온도로부터 상온까지 V4의 냉각 속도로 냉각시키는 단계
   를 포함하는, 방법.
2. 제1항에 있어서,
   T3이 Ms와 Mf 사이이며, T4가 Bs와 Ms 사이인, 방법.
3. 제1항에 있어서,
   T3이 Bs와 Ms 사이이며, T4가 Ms와 Mf 사이인, 방법.
4. 제1항에 있어서,
   T3 및 T4가 Ms와 Mf 사이이며, 바람직하게 T3 및 T4가 동일한, 방법.
5. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
   상기 물품이 1초 내지 180초의 유지 시간 t3 동안 T3 온도에서 유지되는, 방법.
6. 제2항에 있어서,
   상기 물품이 15℃/s 이상의, 바람직하게는 20℃/s 이상의, 더욱 바람직하게는 30℃/s 이상의 속도 V3으로 T3 온도에서 T4 온도로 가열되는, 방법.
7. 제3항에 있어서,
   상기 물품이 15℃/s 이하의, 바람직하게는 10℃/s 이하의, 더욱 바람직하게는 8℃/s 이하의 속도 V4로 T3 온도에서 T4 온도로 냉각되는, 방법.
8. 제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서,
   상기 물품이 0.1-20℃/s 범위 내, 바람직하게는, 1-15℃/s 범위 내, 더욱 바람직하게는 2-10℃/s 범위 내 냉각 속도 V4로, T4 온도로부터 상온까지 냉각되는, 방법.
9. 제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서,
   T1이 Ac1 내지 Ac3+150, 바람직하게는 Ac1 내지 Ac3+100, 더욱 바람직하게는 Ac3-50 내지 Ac3+50 범위 내에 있으며, t1은 바람직하게 10분 이하, 더욱 바람직하게, t1은 2-8분 범위 내에 있으며, 강 블랭크는 10-25℃/s 범위의 가열 속도 V1로 가열되는, 방법.
10. 제1항 내지 제9항 중 어느 한 항에 있어서,
    강 블랭크가 wt%로:
    C: 0.10-0.50, 바람직하게 0.15-0.40, 더욱 바람직하게 0.15-0.35,
    Mn: 0.50-4.00, 바람직하게 1.00-3.00 더욱 바람직하게 1.00-2.50,
    Si: ≤ 2.0; 바람직하게 0.1-2.0, 더욱 바람직하게 0.1-1.6,
    Al: ≤ 2.0, 바람직하게 ≤ 1.0, 더욱 바람직하게 ≤ 0.5,
    Cr: ≤ 1.5, 바람직하게 ≤ 1.2, 더욱 바람직하게 0.001-1.1 ,
    Ti: ≤ 0.10, 바람직하게 ≤ 0.05, 더욱 바람직하게 ≤ 0.04,
    B: ≤ 0.008, 바람직하게 ≤ 0.005,
    Nb: ≤ 0.10, 바람직하게 ≤ 0.05, 더욱 바람직하게 0.001-0.05,
    그리고 선택적으로 다음 중에서 선택된 하나 이상의 원소들:
    V: ≤ 0.2, 바람직하게 ≤ 0.1
    Ca: ≤ 0.003, 바람직하게 0.0003-0.003,
    N: ≤ 0.005, 바람직하게 ≤ 0.003,
    P: ≤ 0.015,
    S: ≤ 0.03, 바람직하게 < 0.01.
    Mo: ≤ 0.5, 바람직하게 ≤ 0.05,
    Cu: ≤ 1.0,
    Ni: ≤ 1.0,
    잔부 철 및 불가피한 불순물들
    을 포함하는, 방법.
11. 제1항 내지 제10항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강 블랭크가 아연계 코팅 또는 알루미늄계 코팅 또는 유기계 코팅 또는 열간 성형 공정 동안 산화 및/또는 탈탄의 감소를 위해 설계된 모든 다른 코팅을 구비하는, 방법.
12. 제11항에 있어서,
    상기 아연계 코팅이 0.5-3.8 wt%의 Al, 0.5-3.0 wt%의 Mg, 선택적으로 0.2 wt% 이하의 하나 이상의 추가 원소, 불가피한 불순물들 및 잔부 아연을 포함하는 코팅인, 방법.
13. 제1항 내지 제12항 중 어느 한 항에 따른 방법으로 얻어진 열간 성형 물품으로,
    상기 물품이 600 MPa 이상의, 바람직하게는 700 MPa 이상의 YS 및 1000 MPa 이상의, 바람직하게는 1100 MPa 이상의 UTS 중 적어도 하나를 갖는, 열간 성형 물품.
14. 제1항 내지 제12항 중 어느 한 항에 따른 방법으로 얻어진 열간 성형 물품 또는 제13항에 따른 물품으로,
    상기 물품이 6% 이상의 총 연신율(TE) 및 45° 이상의, 바람직하게는 50° 이상의 굽힘 각(BA) 중 적어도 하나를 갖는, 열간 성형 물품
15. 제1항 내지 제12항 중 어느 한 항에 따른 방법으로 얻어진 열간 성형 물품 또는 제13항 내지 제14항에 따른 물품으로,
    열간 성형 물품의 미세구조가, 체적 분율(vol.%)로(합계 100 이하),
    - 80 vol.% 이상의 베이나이트 및 조질 마르텐사이트, 이때 조질 마르텐사트는 50 vol.% 미만, 바람직하게는 40 vol.% 이하, 더욱 바람직하게는 30 vol.% 이하, 및
    - 20 vol.% 이하의 페라이트 및/또는 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나트
    로 구성되는 복합상 미세구조인, 열간 성형 물품.

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