KR20220103158A - 강재를 열간 프레스 성형하는 방법 및 강재 - Google Patents

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KR20220103158A
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라드하칸타 라나
페트루스 코르넬리스 요세프 빈트예스
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타타 스틸 이즈무이덴 베.뷔.
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Abstract

아연 또는 아연 합금 코팅된 강철로부터 강재를 열간 프레스 성형하는 방법으로서, 여기서 상기 강철 스트립은 다음 단계들을 포함하는 강철 제조 방법에 의해 얻어지는 제품이다: - 용융된 강철을 슬래브로 주조하는 단계; 상기 슬래브를 바람직하게는 1150℃ 이상의 온도로 바람직하게는 60분 이상의 시간 동안 재가열하는 단계; - 바람직하게는 Ar3보다 높은 출구 마무리 열간압연 온도(FRT)에서 상기 강철을 스트립으로 열간압연 하는 단계로서, 여기서 Ar3는 냉각 동안 상기 강철에서 페라이트 변태가 시작되는 온도를 나타내는, 단계; - 상기 열간 압연된 강철 스트립을 권취하는 단계; - 상기 열간 압연된 강철 스트립을 산세하는 단계; - 상기 스트립을 연속 어닐링 하는 단계; - 상기 강철 스트립을 아연 또는 아연 합금으로 핫딥 코팅하는 단계로서, - 3초 이상의 침지 시간(dipping time)을 사용하고, - 핫딥 욕조에서 420℃ ~ 500℃의 욕조 온도를 유지하고, - 여기서 상기 아연 욕조는 필수적으로 아연, 적어도 0.1 중량% Al, 및 선택사항으로 최대 5 중량% Al 및 선택사항으로 최대 4 중량% Mg를 포함하고, 상기 욕조의 나머지는 모두 개별적으로 0.3 중량% 미만인 추가 원소들과 불가피한 불순물을 포함하는, 단계; - 상기 강재를 열간 프레스 성형하는 단계.

Description

강재를 열간 프레스 성형하는 방법 및 강재
본 발명은 연속 어닐링 후 이어서 아연 또는 아연 합금 코팅된 강철로부터의 강재를 열간 프레스 성형하는 아연 또는 아연 합금 코팅된 강철로부터 강재를 열간 프레스 성형하는 방법과, 아연 또는 아연 합금 코팅된 강철을 열간 프레스 성형하여 제조한 핫딥(hot dip) 아연 또는 아연 합금 코팅된 강재에 관한 것이다.
열간 스탬핑(hot stamping), 열간 성형(hot forming), 프레스 스탬핑 및 프레스 경화라고도 알려진 열간 프레스 성형은 강철 블랭크를 성형된 최종 제품 또는 부품으로 성형하고 경화시키는 기술이다.
일반적으로, 강철 블랭크는 일반적으로 870 ~ 940℃ 범위의 오스테나이트화 온도로 재가열되고 그 온도에서 소킹(soaking)한 다음, 이어서 프레스 다이에서 성형하고 프레스-담금질한다. 강철을 완전히 오스테나이트화하고 모든 탄화물을 용해하려면 고온이 필요하다. 프레스-담금질은 강철 기재에 강한 마르텐사이트 조직을 생성한다. 이중상(dual phase) 구조를 발달시키기 위해 임계간 범위에서 열간 성형을 하는 경우에도 재가열 온도는 760℃ 이상이다.
코팅되지 않은 강철 블랭크의 열간 성형은 산화를 초래하는 것으로 알려져 있다. 이 효과를 줄이기 위해 Zn 및 Al 기반 코팅이 적용되어 왔다. 내식성의 관점에서 Zn 기반 코팅은 갈바닉 보호 기능도 제공하므로 선호될 수 있다. 그러나 Zn 및 Zn-Fe 화합물의 낮은 용융 온도와 높은 재가열 온도로 인해 열간 성형 중에 표면 균열이 발생할 수 있으며, 균열은 아연의 입계 침투와 관련되어 있다. 탐색된 이 문제를 해결하는 한 가지 방법은 Zn 코팅의 개질이다.
현재의 (초)고강도 열간 성형 제품은 프레스-담금질로 얻은 마르텐사이트 또는 마르텐사이트-베이나이트 미세조직으로 인해 사용 중 연성(in-service ductility)이 매우 낮다(< 8%). 열간 성형 제품의 마르텐사이트 미세조직는 주로 필요한 강도 수준(>1000 MPa)을 전달하는 것을 목표로 한다. 그러나 열간 성형 제품에 대한 이러한 미세조직는 최대 총 연신율이 약 6%에 불과하다. 단상 마르텐사이트 미세조직가 우수한 굽힘성(예: 1000MPa 수준에서 > 100°및 1500MPa 수준에서 약 50°)을 제공할 수 있지만, 이러한 제품의 충돌 에너지 흡수 용량은 낮은 총 연신율로 인해 낮다. US2016/0312323A1에는 특히 초고강도의 코팅되지 않은 강을 제조하는 방법이 공지되어 있다. 이 공지된 방법은 탄소 및 2.5 중량% 초과의 망간을 포함하는 철 합금을 제공하는 단계, 제1 온도에서 상기 철 합금을 어닐링하여 어닐링된 합금을 형성하고, 상기 어닐링된 합금을 제2 온도에서 열간 성형하여 임계간 또는 오스테나이트 구조를 형성하고, 이와 같이 어닐링된 오스테나이트계 합금을 냉각하여 초고강도 강을 형성하는 단계를 포함한다. 일 실시형태에서, 상기 어닐링된 합금은 임계간 어닐링 온도 범위에서 열간 성형된다. 다른 실시형태에서 상기 열간 성형 온도는 오스테나이트화 어닐링 범위에 있다. 소킹 시간은 약 1분에서 약 10분 사이이다. 상기 실시형태들에서 열간 성형의 열 사이클은, 냉간 압연 시트의 연속 어닐링 단계 후에, 실제 변형을 유발하지 않고 시뮬레이션되었다. 연속 어닐링 방법과 강철 스트립에 코팅을 적용하는 방법은 설명되어 있지 않다. EP18155866은 최대 3분의 소킹 시간을 사용하여 3.1 중량% 이상의 Mn을 함유하는 Zn 또는 Zn 합금 코팅된 강철 블랭크의 열간 성형 방법을 개시하고 있다. Zn 또는 Zn 합금으로 강철 스트립을 코팅하는 방법을 개시하거나 재가열 중 3분을 초과하는 소킹 시간을 고려하고 않지 않다. 효과적인 확산이 일어나기 위해서는 상대적으로 많은 양의 Mn을 함유하는 강철에 더 긴 소킹 시간이 바람직하다.
본 발명의 목적은 (초)고강도 강철을 위해 아연계 코팅에 의해 제공된 열간 프레스 성형된 강 스트립 제품과 관련하여 갈바닉 보호를 제공하는 동시에 (미세)균열 생성의 위험을 감소시키는 것이다.
본 발명의 또 다른 목적은 Zn 또는 Zn 합금에 의해 다량의 Mn을 함유하는 강철 스트립의 코팅을 가능하게 하는 핫딥 아연도금 공정을 제공하는 것과, 동시에 최종 제품에서 높은 연성을 달성하기 위한 원하는 미세조직를 제공하는 연속 어닐링 공정을 제공하는 것이다.
본 발명의 다른 목적은 실온에서 고강도와 높은 변형성을 갖는 열간 프레스 성형된 핫딥 아연 또는 아연 합금 코팅된 강재를 제공하는 것이다.
따라서, 본 발명에 따른 방법은 아연 또는 아연 합금 코팅된 강철 스트립으로부터 강재를 열간 프레스 성형하는 방법이며, 여기서 강철 스트립은 중량% 단위로:
C: 0.05 ~ 0.3;
Mn: 3.0 ~ 12.0;
Al: 0.04 ~ 3.0;
선택사항으로 다음 중 하나 이상의 추가 합금 원소:
Si: 1.5 미만;
Cr: 2.0 미만;
V: 0.1 미만;
Nb: 0.1 미만;
Ti: 0.1 미만;
Mo: 0.5 미만;
다음과 같은 불가피한 불순물:
S: 30 중량ppm 미만;
P: 0.04 미만;
나머지는 Fe;
인 조성을 가지며,
상기 강철 스트립의 제조 방법은:
- 용융된 강철을 슬래브로 주조하는 단계;
- 상기 슬래브를 1150℃ 초과의 온도로 재가열하고 60분 이상의 시간 동안 상기 온도에서 유지하는 단계;
- 상기 강철을 스트립으로 열간 압연하는 단계로서, 바람직하게는 출구 마무리 열간 압연 온도(FRT)가 Ar3 온도보다 높고, 여기서 Ar3는 냉각 동안 강철에서 페라이트 변태가 시작되는 온도를 나타내는, 단계;
- 상기 열간 압연된 강철 스트립을 권취하는 단계;
- 상기 열간 압연된 강철 스트립을 산세하는 단계;
- 선택사항으로, 상기 산세된 열간 압연 강철 스트립을 냉간 압연 강철 스트립으로 냉간 압연하는 단계로서, 냉간 압연의 경우, 권취 및 산세 후의 열간 압연 스트립은 기간(PB) 동안 온도(TB)에서 일괄 어닐링을 거치고, TB 및 PB는 강철이 실온으로 냉각한 후 60 체적% 초과의 페라이트를 나타내는 미세조직를 갖도록 선택되며, 여기서 바람직한 실시형태에서 TB 및 PB는 TB가 650℃ 이하이고 PB가 24시간 이상으로 선택되는, 단계;
- 어닐링 가열 사이클에 따라 스트립을 연속 어닐링하는 단계로서, 여기서 강철 스트립 온도는 가열 구간에서 바람직하게는 1 ~ 15℃/s의 속도로 상승한 후, 소킹 구간에서 소킹하기에 비교적 안정적인 수준으로 유지되며 여기서 소킹 분위기는 TMIN과 TMAX 사이의 온도에서 유지되고, 여기서 TMIN = TMAX-100℃이고, 여기서 연속 어닐링은 강 스트립 온도가 바람직하게는 0.5 ~ 10℃/s의 속도로 낮아지는 가열 사이클의 지점에서 종료되는 것으로 간주되고:
- 여기서 TMAX는 Ac3-100℃ 및 700℃ 중 최저치 이하이고;
- 여기서 상기 소킹 분위기는 -40 내지 -10℃의 이슬점을 가지며;
- 여기서 상기 연속 어닐링은 가열 구간에서 500 내지 3000 체적 ppm의 산소 함량을 갖는 어닐링 분위기에서 강 스트립을 사전-산화시키는 것을 포함하며;
- 여기서 상기 소킹 분위기는 환원 분위기이며, 바람직하게는 질소 중에 1 ~ 15 체적% 수소를 함유하며;
- 여기서 가열 구간에서의 시간과 소킹 구간에서의 시간으로 구성된 연속 어닐링 시간은 150초 이상이고 바람직하게는 180초 이상이며;
- 강철 스트립을 아연 또는 아연 합금으로 핫딥 코팅하는 동안:
- 3초 이상의 딥핑 시간(dipping time)을 사용하고;
- 핫딥 욕조(hot dip bath)에서 420℃ ~ 500℃의 욕조 온도를 유지하고;
- 여기서 아연 욕조는 필수적으로 아연, 적어도 0.1 중량% Al, 및 선택사항으로 최대 5 중량% Al 및 선택사항으로 최대 4 중량% Mg을 포함하고, 상기 욕조의 나머지는 모두 개별적으로 0.3 중량% 미만인 추가 원소 및 불가피한 불순물을 포함하며;
- 상기 강재를 열간 프레스 성형하는 단계로서:
- 상기 핫딥 아연 또는 아연 합금 코팅된 강 스트립에서 취한 블랭크를 제공하는 단계;
- Ac3-300℃ ~ 750℃ 범위의 블랭크 온도(TRH)까지 상기 블랭크를 재가열하는 단계;
- 3분 초과 15분 이하의 기간 동안 TRH에서 상기 블랭크를 소킹하는 단계;
- 상기 블랭크를 30초 이내에 프레스로 이송하는 단계;
- 상기 프레스에서 상기 강재를 성형하여 상기 강재를 냉각시키는 단계;
- 상기 프레스에서 상기 강재를 제거하는 단계.
특정 조성을 가진 강철이 특정 제조 공정을 사용하여 열간 압연 스트립 또는 냉간 압연 스트립으로 가공된다. 그런 다음, 상기 공정의 상이한 구간에서의 처리 온도 및 기간과 이슬점 및 분위기를 사용하여 스트립을 연속적으로 어닐링하여, 강철의 합금 원소의 표면 농축을 방지함으로써 핫딥 아연도금에 의한 강철 기재에 Zn 또는 Zn합금 코팅의 양호한 접착에 적합한 표면을 제공한다. 상기 지정된 연속 어닐링 공정은 Ac3-100℃ 또는 700℃ 중 최저 이하의 낮은 임계간 온도에서 일어나므로 강철의 페라이트와 오스테나이트 상 사이의 Mn 분할이 일어나서 열간 프레스 성형 후 다량의 잔류 오스테나이트를 갖는 원하는 미세 조직의 형성을 가능하게 할 것이다. 그런 다음, 블랭크 형태의 Zn 또는 Zn 합금 코팅된 강철 스트립은 동일한 임계간 온도 영역(Ac3-300℃에서 750℃까지 바람직하게는 700℃까지)에서 3분을 초과하여 재가열되어 페라이트와 오스테나이트 사이의 효과적인 Mn 분할이 다시 발생할 수 있다. 상기 블랭크의 재가열 온도는 액체 Zn 또는 Zn 합금의 입계 침투가 발생하지 않는 방식으로 선택되어, 강재의 열간 성형 동안 표면 미세 균열을 최소화한다. 바람직하게는, 상기 핫딥 코팅된 층이 제공된 강철 기재를 포함하는 핫딥 아연 또는 아연 합금 코팅된 열간 프레스 성형된 강에서, 상기 강철 기재의 미세균열의 길이는 5㎛ 이하인 것이 바람직하다.
일반적으로 "중간 Mn 강"으로 표시되는, 3 ~ 12 중량% 범위의 Mn을 포함하는 강철의 경우, Zn 또는 Zn 합금의 우수한 접착 코팅이 핫딥 아연도금에 의해 스트립 표면에 적용될 수 있다.
강철을 Zn 또는 Zn 합금 욕조에 핫딥핑 직전에, 강철의 페라이트와 오스테나이트 상 사이에 Mn의 효과적인 분할을 허용하는 임계간 온도에서 강철은 연속 어닐링을 거친다. 이 특징은 열간 프레스 성형을 위한 Zn 또는 Zn 합금 코팅 강철의 후속 재가열 동안 Mn 분할을 지원하여 다량의 잔류 오스테나이트를 갖는 원하는 최종 미세조직를 제공한다.
Zn 또는 Zn 합금 코팅된 강철 블랭크를 Ac3-300℃ 내지 750℃ 바람직하게는 700℃ 까지의 온돈 범위의 온도로 재가열하면 3분 이상의 재가열 동안 액체 Zn 또는 Zn 합금의 형성과 강철 기재의 입자 경계 내로의 그 침투를 최소화한다.
강철의 임계간 온도 범위에서 선택된 상기 재가열은 또한 페라이트와 오스테나이트 사이의 선행 연속 어닐링 동안 발생한 Mn 사전-분할이 더 발생하도록 보장한다. 재가열 시간이 3분보다 길면 더 효과적인 Mn 분할을 초래하여 오스테나이트 상의 열적 안정성이 높아지고 잔류 오스테나이트의 높은 분율이 강재를 실온으로 냉각한 후 얻어진다.
상기 방법의 일 실시형태에서 강철의 Mn 함량은 6.0 중량% 이상이다. 이것은 후술하는 바와 같이 강철의 Ac3 온도가 실질적으로 억제된다는 효과를 달성한다. 그 결과, 블랭크의 재가열 및 열간 프레스 성형 동안 Zn이 풍부한 액상의 형성이 덜 발생한다. 이것은 아연-유도된 액체 금속 취성을 억제하여 열간 성형 제품의 미세 균열을 최소화한다. 또한, 이 바람직한 실시형태에 의해 더 낮은 요구되는 재가열 온도를 가능하게 하는 것은 또한 열간 프레스 성형 동안 에너지 비용을 절약하고 강철 표면 상의 아연 코팅의 산화를 덜 유발한다. 이로써, 열간 성형된 강재의 용접성이 향상되고 열간 성형 후 강재에 대해 샌드블라스팅(sandblasting)을 수행할 필요성이 제거된다.
상기 방법의 일 실시형태에서, 슬래브는 1200℃ 초과 또는 바람직하게는 1250℃ 초과의 온도로 재가열되고, 60분 이상의 시간 동안 상기 온도에서 유지된다. 이것은 Mn이 주조된 강 슬래브에 균일하게 분포되는 효과를 달성한다.
상기 방법의 추가 실시형태에서, 슬래브는 소정 온도로 재가열되고 120분 이상의 시간 동안 상기 온도에서 유지된다. 이것은 Mn이 주조된 강철 슬래브에서 훨씬 더 균일하게 분포하여 임의의 미세-편석(micro-segregation)을 최소화하는 효과를 달성한다.
상기 방법의 또 다른 실시형태에서 TRH는 Ac3-300℃ 내지 700℃ 범위이다. 이것은 최소량의 아연이 풍부한 액상이 강철 표면에 형성되어 상기 액상이 강철 기재 내로 침투할 가능성을 줄이는 효과를 달성하여, 아연으로 인한 액체 금속 취성 및 미세균열 현상을 더욱 최소화하거나 제거한다.
상기 방법의 또 다른 실시형태에서 상기 블랭크를 프레스로 이송하는 것은 10 ~ 15초 이내이다. 이것은 강철 블랭크의 온도 손실이 최소화되어 강재가 더 쉽게 성형될 수 있고 성형된 강재에서의 스프링백(springback)이 최소화되거나 제거될 수 있는 효과를 달성한다.
본 발명은 또한 다음과 같은 조성(체적% 단위)을 포함하는 미세조직를 가진, 청구항 1 내지 5 중 어느 한 항에 의해 얻을 수 있는 핫딥 아연 또는 아연 합금 코팅된 열간 프레스 성형된 강재로 구체화된다:
페라이트: 30% 이상, 바람직하게는 40% 이상;
잔류 오스테나이트: 20% 이상, 바람직하게는 30% 이상;
마르텐사이트: 0%를 포함하여 40% 이하, 바람직하게는 30% 이하.
주어진 양의 페라이트 및 마르텐사이트와 함께 20 체적% 이상, 바람직하게는 30 체적% 이상의 잔류 오스테나이트를 함유하는 강재의 이러한 미세조직에 의해, 총 연신율 및 굽힘성으로 표현되는 연성이 높은 수준에서 달성된다. 이러한 미세조직는 또한, 특히 충돌과 같은 냉간 변형 동안 강한 마르텐사이트로 변형되는 잔류 오스테나이트로 인해 그리고 강재의 미세조직에 존재하는 임의의 초기 마르텐사이트로 인해, 상기 강재에서 높은 강도 값이 달성되는 것을 보장한다.
본 발명에 따른 일 양태에서, 핫딥 아연 또는 아연 합금 코팅된 열간 프레스 성형 강철 제품은 다음과 같은 기계적 특성을 갖는다: 항복 강도 ≥ 800MPa, 극한 인장 강도 ≥ 820MPa, 총 연신율 ≥ 10%, 두께 1mm에서의 굽힘 각도 ≥ 80°. 이러한 강재는 자동차 응용, 예를 들면 전면 또는 후면 세로 막대, B-필러의 하부, 범퍼 빔 등에 특히 적합하다. 높은 기계적 특성(즉, 총 연신율, 굽힘성 및 강도 값)으로 인해, 강재에서 높은 충돌 에너지 흡수가 달성될 수 있다.
본 발명은 아연 또는 아연 합금계 코팅이 제공되는 강철 기재의 조성과, 상기 강철이 냉간 압연 및/또는 열간 압연 형태로 제조될 수 있는 가공 경로의 설계와, 상기 강철을 Zn 또는 Zn 합금에 의한 코팅에 적합하게 만들고 후속 핫 스탬핑 및 핫 스탬핑 공정의 설계를 위해 강철 기재에 유리한 미세조직 변화를 일으키는 연속 어닐링 및 핫딥 아연도금 공정의 설계의 수정에 기초한다.
상기 강철 기재의 개질을 위한 필수 원소는 Mn, C, Al이다. 강철의 Mn 함량이 증가함에 따라, 가열 시 오스테나이트 변태가 시작되고(Ac1) 완료되는(Ac3)되는 오스테나이트 변태 온도가 낮아진다. 이것은 강철의 임계간 상 필드에서 더 낮은 온도에서 강철의 어닐링을 가능하게 한다.
이러한 오스테나이트 변태 온도 억제는 다음과 같은 이점을 포함한다:
- 낮은 소크(soak) 온도로 인해 합금 원소의 확산과 상기 합금 원소의 후속 외부 선택적 산화가 감소한다. 강철 기재의 Mn 함량의 증가 때문에, 액체 아연에 의한 습윤성을 방해하는 Mn의 외부 선택적 산화 가능성이 더 크다는 점을 언급해야 한다.
- Zn 또는 Zn 합금 코팅된 강철 블랭크의 재가열은 비교적 낮은 온도에서 수행될 수 있으므로, 두꺼운 산화물의 성장을 최소화한다. 즉 금속 아연이 더 많이 남게 된다.
- 열간 프레스 성형 온도 또한 낮아진다. 이것은 액체 아연의 형성과 입계로의 침투를 최소화하고, 아연에 의한 미세균열이 크게 감소한다.
원하는 미세조직 구성 요소를 달성하여 높은 기계적 특성을 보장하기 위해 상기 강철 기재는 그 임계간 온도 범위에서 어닐링되고 재가열된다. 이 야금학적 요건은 또한 본 발명에 기여한다. 강철이 Ac3 온도를 초과하여, 즉 오스테나이트 온도에서 열간 성형을 위해 어닐링 및/또는 재가열되면, 상기 원하는 미세조직를 얻을 수 없다. 이러한 열처리가 강철의 Ac3 온도를 초과하여 수행된다면, 오스테나이트의 단일 상이 소킹 온도에서 존재할 것이고 이 오스테나이트의 조성은 열적 안정성이 낮은 강철의 벌크 조성을 가질 것이다. 한편, 임계간 어닐링 온도에서 소킹이 일어나는 경우, 소킹 온도에서 오스테나이트와 페라이트의 2상이 공존한다. 이것은 오스테나이트와 페라이트 사이의 합금 원소의 분할을 허용한다. 본 발명의 강철은 필수 합금 원소로서 Mn, C 및 Al을 함유한다. 따라서 Mn과 C는 감마-유전자(gamma-genic) 원소이기 때문에 오스테나이트로 더 많이 분할되고 Al은 알파-유전자(alpha-genic) 원소이기 때문에 페라이트로 더 많이 분할될 것이다. 또한, 낮은 열처리 온도는 강철의 입자 크기가 미세하게 유지되도록 한다. 낮은 임계간 열처리로 인해, 제품의 강도와 연성을 향상시키는 초미세 미세조직(≤2 ㎛ 입자 크기)가 얻어진다.
여기에 강철 개질의 또 다른 중요성이 있다. 3~12 중량% 범위에서 강철의 증가된 Mn의 양은 임계간 온도 범위에서 어닐링 및 재가열 동안의 분할 공정에 의해 오스테나이트에 높은 Mn 농축을 유발할 것이다. 탄소 농축과 함께 이러한 Mn 농축은 임계간 오스테나이트의 열적 안정성을 증가시킨다. 따라서 실온으로 냉각 또는 담금질하는 동안, 임계간 오스테나이트는 마르텐사이트 또는 다른 상으로 크게 변형되지 않으므로 다량의 오스테나이트(> 20 체적%)가 실온에서 강철의 미세조직에 유지될 수 있다. 로딩 중 잔류 오스테나이트는 마르텐사이트로 변형되어 TRIP(변태 유도 가소성) 효과를 유발한다. 가공경화율 또는 변형경화율을 높이는 TRIP 효과로 인해 제품에서 높은 강도, 높은 연신율, 높은 굽힘성이 달성된다. 12 중량%보다 높은 Mn 함량은 극단적인 편석으로 인해 강철의 연속 주조를 어렵게 할 뿐만 아니라 가소성 향상 메커니즘이 TRIP에서 TWIP(쌍정 유도 가소성)으로 변경되고, 3 중량% 미만의 함량은 실온에서 충분한 양의 잔류 오스테나이트를 달성하기 위해 충분한 Mn 농축을 오스테나이트에 제공하지 않을 것이다.
위에서 설명한 Mn의 효과와 유사하게, C도 임계간 오스테나이트에 강화되고, 오스테나이트의 열적 안정성을 증가시키며 실온 미세조직에서 오스테나이트 안정화를 유발한다. 그러나 C는 Mn보다 적은 양으로 효과적이므로 본 발명에서 강철 화합물을 개질하기 위한 C 함량의 범위는 0.05 내지 0.3 중량%이다. C 함량이 0.05 중량%보다 낮으면, 충분한 오스테나이트 안정화 효과가 얻어지지 않으며, C 함량이 0.3 중량%를 초과하면 스폿 용접과 같은 제품의 후속 처리를 어렵게 만들 것이다. 용접은 자동차 부품을 차체에 조립하는데 필수적인 단계이므로 고려해야 할 매우 중요한 측면이다. C는 또한 강도를 증가시키기 위해 본 발명의 강철에 첨가된다.
알루미늄은 강철에서 오스테나이트 안정화 요소가 아니라, 페라이트 안정화 요소이다. 그러나 이것은 강철의 임계간 온도 범위(Ac1 ~ Ac3)를 확장하기 위해 0.04 ~ 3 중량%가 강철에 첨가된다. 높은 수준의 Mn으로, 강철은 처리 온도의 작은 변화에 민감하게 되며 결과적인 미세조직가 변화하여 다양한 기계적 특성을 제공할 수 있다. Al의 첨가는 강철의 공정 견고성을 보장하므로 강철의 어닐링 및 재가열 온도는 원하는 기계적 특성을 달성하기 위해 작은 변화로 선택될 수 있다. 강철의 탈산에 필요한 최소 수준(즉, < 0.04 중량%)을 제외하고, Al이 강철에 존재하지 않는 경우, 더 정확한 용광로를 사용해야 하지만 여전히 본 발명은 작동할 것이다. Al의 최대량은 열간 압연 동안 산화물 스케일 형성과 열간 및 냉간 압연 중 압연력을 줄이기 위해 3 중량%로 제한된다.
강철을 열간 압연 스트립 및/또는 냉간 압연 스트립으로 제조하려면, 강철이 합금 원소, 특히 Mn을 비교적 많이 함유하기 때문에 본 발명에서 고유한 처리 단계들을 채용해야 한다. Mn은 그 함량이 약 2 중량%를 초과할 때 주조 후 편석 경향이 있다. 이는 불균일한 특성을 부여하여 제품 성능을 저해하고 균열을 유발할 수도 있다. 따라서 주조된 슬래브가 잘 균질화되어야 한다. 이는 1150℃ 초과, 바람직하게는 1200℃ 초과의 비교적 높은 온도에, 바람직하게는 60분 이상 충분한 시간 동안 슬래브를 노출시킴으로써 달성된다.
그러면, 높은 합금으로 인해, 스트립의 열간 압연 동안 압연력이 높다. 강철의 열간 압연은 오스테나이트계 온도 범위에서 비교적 고온의 열간 압연을 사용하여 가능하게 된다. 마무리 압연 온도(FRT)는 필요한 열간 압연력을 상대적으로 낮게 유지하기 위해 Ar3 온도(900℃보다 높을 수 있음)보다 훨씬 높게 유지된다.
또한, 선택사항으로 최종 강재의 게이지를 줄이기 위해 열간 압연된 스트립에 냉간 압연을 적용하는 경우, 적절한 전처리가 이루어지지 않으면 상기 재료를 냉간 압연하는 것이 불가능할 것이다. 특히, 열간 압연 후의 권취된 강철은 바람직하게는 강철의 임계간 온도 범위의 낮은 온도에서 24시간 이상 배치 어닐링 처리된다. 이 배치 어닐링 온도는 바람직하게는 650℃보다 낮아야 한다. 왜냐하면 이보다 높은 온도에서는 강철을 실온으로 냉각한 후 다량의 잔류 오스테나이트가 형성되기 때문이다. 또한, 높은 배치 어닐링 온도를 사용하면 미세조직에 많은 양의 마르텐사이트가 나타날 수 있다. 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트는 모두 압연력을 증가시켜 냉간 압연을 어렵게 만든다. 마텐사이트 상이 경질인 동안, 잔류 오스테나이트는 냉간 압연 중에 경질 마르텐사이트로 변형되어 압연력을 증가시킨다. 따라서 잔류 오스테나이트와 마르텐사이트의 함량을 낮은 값으로 유지하고 페라이트의 양을 늘리기 위해서는 상기 권취된 재료의 일괄 어닐링이 바람직하다. 페라이트 상은 잔류 오스테나이트만큼 높게 냉간 압연 시 가공 경화를 일으키지 않으므로 압연력을 낮게 유지하여, 냉간 압연을 가능하게 한다.
다음으로, 강철을 처리하는 동안, 본 발명은 연속 어닐링 동안 강철 표면이 후속 핫딥 아연도금 단계에 적합하도록 산화물이 없고 깨끗한 상태를 유지하는 방식으로 상기 연속 어닐링 공정을 설계할 것을 요구한다. 본 발명의 연속 어닐링 및 핫딥 아연도금 단계는 도 1의 왼쪽에 도식적으로 표시되어 있다. 문제는, 우수한 Zn 또는 Zn 합금 접착에 적합한 강철 표면을 생성하는 것 외에도 연속 어닐링 처리는 또한 페라이트와 오스테나이트 사이에 Mn 및 C의 충분한 분할이 일어나 열간 프레스 성형 동안 재가열되기 전에 상기 강철 기재에 높은 잔류 오스테나이트 분율을 초래하는 강철 기재 미세조직를 제공해야 한다는 사실이다. 상기 두 가지 요구 사항을 모두 달성하기 위해, 연속 어닐링 중 최대 소킹 온도(TMAX)는 Ac3-100℃ 및 700℃의 최저값보다 낮게 유지된다. 이 온도는 오스테나이트로의 최대 Mn 분할을 얻기 위해 최적화된 강철의 임계 온도 범위에 있다. 본 발명의 강철 화합물에 관계없이 700℃ 초과의 온도는 강철 표면의 심각한 외부 선택적 산화를 초래할 것이다. 페라이트로부터 오스테나이트로의 충분한 Mn 분할은 적어도 150초, 바람직하게는 180초 초과의 소킹 시간에 의해 보장된다. Mn은 확산 속도가 느린 강철의 비교적 큰 대체 합금 원소이기 때문에, 더 짧은 소킹 시간은 충분한 열적 안정성을 제공하기에 충분한 Mn 농축을 오스테나이트에 초래하지 않을 수 있다. 반면에 탄소는 강철의 작은 격자간 합금 원소로서 Mn보다 빠르게 확산될 수 있다. 따라서 C보다는 Mn의 확산율 관점에서 최소 소킹 시간 요건이 필요하다. 소킹 온도까지 1 ~ 15℃/s 범위의 가열 속도가 바람직하다. 더 느린 가열 속도는 연속 어닐링의 생산을 경제적으로 덜 매력적으로 만들고, 더 빠른 속도는 연속 어닐링 라인의 작동을 극도로 위험하게 만들고 따라서 비실용적이다.
연속 어닐링 동안 전술한 낮은 소킹 온도를 유지하는 것 외에도, 핫딥 아연도금 동안 강철 기재의 표면이 Zn 또는 Zn 합금의 양호한 접착에 적합하도록 하기 위해 어닐링 분위기도 제어해야 한다. 따라서, 소킹 온도까지 강철 스트립을 가열하는 동안의 어닐링 분위기는, 어닐링 분위기에서 일반적으로 500 내지 3000 중량ppm의 산소 함량으로 산화적으로 유지된다. 이러한 사전-산화적 분위기로 인해, 내부 선택적 산화가 발생하고 뷔스타이트(Wustite)의 얇은 층이 형성된다. 그 다음, 어닐링 온도에서 강철 기재의 소킹 동안, 어닐링 분위기에서 바람직하게는 1 내지 15 체적%의 H2를 함유하는 환원 분위기가 유지된다. 소킹 동안 상기 환원 분위기로 인해 ㅂ뷔스타이트가 환원된다. 이 출원의 소킹 온도에서, 합금 원소들의 확산 속도가 낮기 때문에, 합금 원소의 농축이 더디다. 가열하는 동안 500 중량ppm 미만의 산소 함량은 Mn, Si 원자가 강철 표면에서 산화되도록 하여, 결국 액체 아연의 열악한 습윤으로 이어진다. 반대로, 산소 함량이 3000 중량ppm을 초과하면 Fe의 과도한 산화를 유발하여 강철 표면에 두꺼운 FeO 층이 형성된다. 이 표면은 Zn 또는 Zn 합금 접착에 적합하지 않다. 또한, 이러한 FeO 입자는 생산 공정에서 롤에 걸려서 수많은 표면 결함을 유발할 수 있다.
연속 어닐링 동안 강철 기재의 표면이 전술한 바와 같이 합금 원소의 농축이 없는지 확인한 후, 강철 스트립을 420℃와 500℃ 사이의 온도로 유지된 액체 Zn 또는 Zn 합금을 포함하는 욕조에 담근다. 욕조 온도가 420℃ 미만이면, Zn은 고체 상태를 유지하고 500℃ 초과 시에는 액체 Zn 또는 Zn 합금의 과도한 기화가 발생한다. 액체의 점도와 기화에 최적화된 일반적인 온도는 450 ~ 465℃ 범위이다. 또한, Zn 또는 Zn 합금 액체 욕조에 강판을 담그는 지속 시간도 중요하다. 이 지속 시간은 강대가 연속 어닐링 라인을 통과하는 속도에 의해 결정된다. 연속 어닐링 설비의 라인 속도는 아연도금 욕조에 강철 스트립을 담그는 지속 시간이 최소 3초가 되도록 조정해야 한다. 강철 스트립과 Zn 또는 Zn 합금 사이의 우수한 접착력을 얻기 위해서는 3초 이상의 시간이 필요하다.
위의 핫딥 아연도금 조건은 필수적으로 아연, 적어도 0.1 중량% Al, 및 선택사항으로 최대 5 중량% Al 및 최대 4 중량% Mg, 모두 개별적으로 0.3 중량% 미만의 추가 원소를 포함하는 욕조의 나머지, 및 불가피한 불순물을 함유하는 Zn 욕조에 적용 가능하다. 따라서, 본 발명은 순수한 Zn 코팅에만 제한되지 않고, Zn 기반 코팅의 광범위한 변형에 적용할 수 있다.
강철 기재의 열간 프레스 성형 및 코팅된 스트립에 대한 그의 처리에 관한 본 발명은 역시 본 발명의 일부인 열간 성형 공정과 함께 작동한다. 상기 열간 성형 사이클은 도 1의 오른쪽에 개략적으로 도시되어 있다. Zn 또는 Zn 합금 코팅된 강철 스트립 또는 블랭크의 열간 프레스를 위한 본 발명에 따르면, 특수 설계된 강철 기재의 임계간 온도 영역에서 저온에서 재가열되어야 한다. 재가열의 전형적인 온도 범위(TRH)는 Ac3-300℃부터 750℃까지 바람직하게는 700℃까지이다. 이 온도 범위의 선택은 다음의 몇 가지 고려 사항을 기반으로 한다:
- 완전한 오스테나이트화가 필요하지 않다.
- 본 발명의 열간 성형된 구성요소는, 열처리 후 존재하는 산화아연이 여전히 매우 얇기 때문에, 종래의 열간 성형된 강철에 대해 수행되는 것처럼 용접 전에 Zn-산화물을 제거하기 위해 샌드 블라스팅이 필요하지 않다. 이것은 샌드 블라스팅 비용을 제거하여 열간 성형된 부품의 제조 비용을 줄이고 스폿 용접성을 향상시킨다.
- 본 발명 강철 기재의 미세조직의 본질적인 특징은 열간 프레스 성형 과정에서 크게 변하지 않는다. 따라서, 프레스 온도는 종래의 열간 프레스 성형의 경우보다 낮을 수 있다. 이렇게 하면, 아연에 의한 금속 취성이 최소화될 수 있다. 열간 성형 시 미세균열 형성이 최소화되는 경우, 제품은 높은 내피로성과 내구성을 얻을 수 있다.
위의 저온 재가열로 인해 Zn 또는 Zn 합금 코팅의 산화 역시 최소화되고 금속 코팅이 상대적으로 두껍게 유지되어 성능 면에서 강철 기재에 우수한 갈바닉 보호를 제공하여 제품의 내식성을 증가시킨다.
열간 성형 중 낮은 재가열 온도 선택으로 인한 위의 이점은 강철 기재 상의 Zn 또는 Zn 합금 코팅과 관련이 있다. 이러한 블랭크 재가열 온도의 선택은 또한 원하는 기계적 특성과 최종적으로 기계적 성능을 달성하기 위해 강철 기재의 올바른 미세조직의 개발에 기여하기 위한 것이다. 전술한 바와 같이, 선행 연속 어닐링 단계 동안 강철 기재는 강철 기재의 임계간 온도 범위에서 소킹 온도의 선택으로 인해 상당한 양의 잔류 오스테나이트를 이미 형성하였다. 열간 성형된 강철 기재에서 더 높은 기계적 안정성의 잔류 오스테나이트가 얻어질 수 있도록, 열간 성형을 위한 임계간 재가열이 Mn과 C의 오스테나이트로의 분할을 더욱 촉진하여 이에 추가된다. 재가열 단계는 또한 오스테나이트 안정화 요소가 임계간 오스테나이트 내로 확산될 수 있는 추가 기회 때문에 잔류 오스테나이트의 추가적인 양을 생성한다.
이렇게 재가열된 블랭크는 변형을 위한 성형 도구로, 일반적으로 프레스로, 전달되며, 여기서 블랭크는 원하는 형상으로 변형된다. 이송 시간은 블랭크의 과도한 냉각을 피하기 위해 바람직하게는 30초 이내, 더욱 바람직하게는 10 ~ 15초 이내이다. 프레스에서 성형한 후, 강재가 냉각된다. Mn이 많이 함유된 임계간 오스테나이트는 매우 안정적이고, 부분적으로 마르텐사이트로 변태할 때 경화능이 매우 높아서 더 높은 속도의 프레스 담금질을 불필요하게 하기 때문에, 전통적인 열간 성형에서 필수적이었던 프레스 담금질이 본 발명에서 필요하지 않다. 성형된 강재는 프레스로부터 제거될 수 있고 주위 대기에서 냉각될 수 있다. 공기를 사용한 강제 냉각 또는 결합된 프레스 담금질 후 공기 중에서의 (강제) 냉각도 가능하다.
재가열된 블랭크는 용광로 또는 기타 가열 장비로부터 변형을 위해 성형 도구로 옮겨진다. 앞서 말했듯이, 바람직하게는 이송 시간은 짧고, 바람직하게는 10~15초 이내이다. 유리한 실시형태에서, 이송 동안 강철 블랭크의 온도 강하는 150℃를 초과하지 않는다. 바람직하게는 온도 강하는 100~150℃ 범위이다. 온도 강하가 더 높으면 블랭크가 너무 강하여 후속 성형 단계에서 변형될 수 없다.
또한, 본 발명은 성형 직후, 예를 들어, 100~450℃ 범위의 출구 온도에서(예를 들면 200~425℃) 성형품이 열간 성형 프레스로부터 취출되는 것을 허용한다. 이는 프레스 담금질이 엄격하게는 필요하지 않기 때문이다.
일 실시형태에서, 이러한 냉각 단계는 프레스에서, 유리하게는 100~250℃ 범위, 바람직하게는 150~200℃ 범위의 온도로 수행된다. 개질된 강철 기재의 경화능을 고려할 때 냉각 속도는 최소 3℃/s가 적합하다. 이러한 상대적으로 느린 냉각 속도는 성형품에서 오스테나이트가 다시 마르텐사이트로 변형되도록 보장한다. 유리하게는 담금질 속도는 적어도 5℃/s이다. 프레스에서 제거한 후 성형품은 주위 온도로 더 냉각시킨다.
본 발명에서 기계적 특성을 달성하기 위한 핵심은 최종 열간 성형 조건에서 고유한 미세조직로 이어지는 개질된 강철 기재 화합물의 위에서 설명한 공정 체인이다. 본 발명의 처리로 개질된 강철 화합물은 잔류 오스테나이트가 20 체적% 이상이고 페라이트가 30 체적% 이상인 반면 마르텐사이트가 40 체적% 이하이다. 이러한 잔류 오스테나이트의 상대적으로 높은 분율은 준-안정적이고 TRIP 효과를 제공하여 강도, 연신율 및 굽힘성의 높은 조합을 달성하고 열간 성형된 핫딥 아연 또는 아연 합금 코팅된 강재의 높은 내충격성을 유도한다. 잔류 오스테나이트가 비교적 안정한 경우에도, FCC(면심 입방체) 결정 구조로 인해 페라이트 및 마르텐사이트보다 고유한 높은 연성이 높은 연성 값을 제공한다.
본 발명에 따른 방법에 사용되는 강철은 탄소, 망간 및 알루미늄을 주성분으로 포함하는 진보된 강철 개념이다.
선택사항으로, 규소, 크롬, 바나듐, 니오븀, 티타늄 및 몰리브덴으로부터 선택된 다른 합금 원소가 존재할 수 있다. N, P, S, O, Cu, Ni, Sn, Sb 등과 같은 불가피한 불순물(강 조성물 제조를 위한 출발 물질로부터 유래)이 존재할 수 있지만 매우 낮은 농도이다. 이들은 의도적으로 첨가되거나 미리 결정된 제한 내에서 구체적으로 제어되지 않는다. 강철 조성의 나머지는 철이다.
탄소는 0.05 ~ 0.3 중량%, 바람직하게는 0.05 ~ 0.25 중량%, 보다 바람직하게는 0.08 ~ 0.2 중량%의 양으로 존재한다. 탄소는 또한 오스테나이트를 안정화시키는 데 기여하지만 주로 강도의 관점에서 첨가된다. 본 조성에서 망간의 오스테나이트 안정화 효과는 더 높은 비율로 인해 훨씬 더 두드러진다. C가 너무 적으면 820MPa 이상, 바람직하게는 1000MPa 이상의 원하는 강도 수준을 얻을 수 없으며, C가 0.3보다 높으면 성형 부품의 용접성이 나빠질 수 있다.
망간은 3.0 ~ 12.0 중량%의 양으로 존재한다. 망간은 Ac1 및 Ac3 온도를 낮추고, 오스테나이트를 안정화시키며, 강도와 인성을 증가시키고, 실온 미세조직에서 오스테나이트를 안정화시켜 TRIP 효과를 유발한다. 3.0 중량% 미만 수준에서 목표한 효과가 달성되지 않는 반면, 12.0 중량% 초과의 양에서는 주조의 문제 및 편석이 초래될 수 있다. 또한, 변형 메커니즘은 TRIP(변형 유도 가소성)에서 TWIP(쌍정 유도 가소성)으로 변경된다. Mn 함량이 너무 낮으면 불충분한 오스테나이트가 실온에서 유지되고 잔류 오스테나이트의 안정성이 너무 낮아 결과적으로 연성 이점을 얻을 수 없다. 바람직하게는 Mn 함량은 3.5 ~ 10.5 중량% 범위이다. 한 실시형태에서 Mn은 5.0 ~ 9.0 중량% 범위이다. 다른 실시형태에서 이는 5.5 ~ 8.5 중량% 범위이고, 예를 들어 6.0 ~ 7.5 중량% 범위이다.
알루미늄은 산업 적용 측면에서 공정의 견고성을 증가시키기 위해 온도 범위 Ac1 ~ Ac3을 확장하기 위해 첨가될 수 있다. Al은 0.04 ~ 3.0 중량%, 바람직하게는 0.5 ~ 2.5 중량%, 더 바람직하게는 1.0 ~ 2.2 중량%의 양으로 존재한다.
실리콘(존재하는 경우)은 고용체 강화에 의한 강도 증가를 위해 1.5 중량% 미만의 양으로 첨가된다. 존재하는 경우, 그 양은 일반적으로 0.01 중량%보다 높고 1.5 중량% 미만이다. 바람직한 범위는 0.1 ~ 1.0 중량%이다.
Al 및 Si는 모두 연성 저하를 피하기 위해 시멘타이트 석출을 억제하는 데 기여한다. 또한, Al과 Si는 모두 실온에서 최대 잔류 오스테나이트를 얻기 위해 피크 어닐링 온도를 증가시킨다. 따라서, 임계간 어닐링 동안 Mn의 확산은 오스테나이트에서 효과적인 Mn 분할을 갖도록 촉진된다.
V, Nb, Ti 및 Mo 그룹에서 선택되는 하나 이상의 추가 미세-합금 원소가 선택사항으로 존재한다. 이러한 미세-합금 원소는 탄화물, 질화물 또는 탄질화물에 의한 석출 경화를 통해 강도를 증가시킨다. 본 발명을 위한 또 다른 선택적 원소인 Cr 또한 실온에서 최대 잔류 오스테나이트 양을 달성하기 위해 피크 어닐링 온도를 증가시키고 어닐링 온도에 따른 잔류 오스테나이트 함량의 감도를 감소시킨다. 그 결과 오스테나이트에서 효과적인 Mn 분할이 이루어지고 어닐링 동안 공정 견고성이 증가한다. 존재하는 경우, 이들 선택사항인 합금 원소의 바람직한 첨가는 V: 0.01 ~ 0.1 중량%; 및/또는 Nb: 0.01 ~ 0.1 중량%; 및/또는 Ti: 0.01 ~ 0.1 중량%; 및/또는 Mo: 0.05 ~ 0.5 중량%; 및/또는 Cr: 0.1 ~ 2.0 중량%.
아연 또는 아연 합금 코팅의 조성은 제한되지 않는다. 핫딥 코팅은 표준 Gl 코팅 욕조를 사용하여 수행할 수 있으며, 여기서 Gl는 "일반 아연도금, 즉 주로 아연이 포함된 욕조를 사용하는 핫딥 코팅"을 나타낸다. 필수적으로 아연, 적어도 0.1 중량% Al, 및 선택사항으로 최대 5 중량% Al 및 선택사항으로 최대 4 중량% Mg, 모두 개별적으로 0.3 중량% 미만의 추가 원소를 포함하는 욕조의 나머지, 및 불가피한 불순물을 함유하는 아연 욕조와 같은 몇몇 Zn 코팅 용조가 적용될 수 있다. 0.3 ~ 4.0 중량% Mg 및 0.05 ~ 6.0 중량% Al 그리고 선택사항으로 최대 0.2 중량%의 하나 이상의 추가 원소들 및 불가피한 불순물과 나머지는 아연인 아연 합금 코팅층이 실현될 수 있다. 예를 들어 스팽글을 형성하고 및/또는 찌꺼기 형성을 방지하기 위해, 0.3 중량% 미만의 소량으로 존재할 수 있는 추가 원소들이 Pb, Sb, Ti, Ca, Mn, Sn, La, Ce, Cr, Ni, Zr 및 Bi를 포함하는 그룹으로부터 선택될 수 있다. Pb, Sn, Bi 및 Sb. 소량의 이러한 추가 원소는 일반적인 응용에 대해 욕조 또는 생성된 코팅의 특성을 상당한 정도로 변경하지 않는다. 바람직하게는, 하나 이상의 추가 원소가 코팅에 존재할 때, 각각 < 0.02 중량%의 양으로, 바람직하게 각각 < 0.01 중량%. 양으로 존재한다.
얻어진 핫딥 아연 또는 아연 합금 코팅된 열간 프레스 성형 강철 제품은 바람직하게는 삼중 또는 이중 미세조직를 가지며 그 조성은 다음과 같다(체적% 단위로):
페라이트: 30% 이상, 바람직하게는 40% 이상;
잔류 오스테나이트: 20% 이상, 바람직하게는 30% 이상
마르텐사이트: 0%를 포함하여 40% 이하, 바람직하게는 30% 이하.
유리하게는 생성된 성형품은 하기 특성을 갖는다:
항복 강도: 800 MPa 이상; 바람직하게는 850 MPa 이상, 더 바람직하게는 900 MPa 이상
인장 강도: 820 MPa 이상; 바람직하게는 1000 MPa 이상
총 연신율: 10% 이상; 바람직하게는 15% 이상, 더 바람직하게는 25% 이상;
두께 1.0mm에서 최소 굽힘 각도: 80° 이상; 바람직하게는 90° 이상.
위에서 언급한 상 분율(phase fraction)은 X선 회절(XRD)을 사용하여 결정되었다. 잔류 오스테나이트의 양은 샘플들의 1/4 두께 위치에서 XRD에 의해 결정되었다. XRD 패턴은 Panalytical Xpert PRO 표준 분말 회절계(CoKa-방사선)에서 45 ~ 165°(2θ) 범위에서 기록되었다. 상 비율의 정량적 결정은 리트벨드(Rietveld) 정제를 위한 브루커 토파즈(Bruker Topas) 소프트웨어 패키지를 사용하여 리트벨드 분석에 의해 수행되었다. 마르텐사이트 함량은 회절도의 페라이트 회절 위치에서 피크-분할로부터 결정되었다.
항복 강도, 극한 인장 강도, 항복점 연신율 및 총 연신율은 NEN 10002 표준에 따라 실온에서 준-정적(quasistatic)(변형률 3 x 104s1) 인장 시험에서 결정되었다. 인장 시험편의 형상은 압연 방향으로 게이지 길이 50mm, 너비 20mm, 공칭 두께 1.5mm로 구성되었다. 굽힘성은 공칭 두께 1.5mm, 세로 및 가로 방향 모두에서 40mm x 30mm 시편에 대해 VDA 238-100 표준에 따라 3점 굽힘 시험에 의해 결정되었다. 굽힘 축은 30mm 치수를 따르고 굽힘 반경은 0.4mm였다. 공칭 1.5mm 시편에서 얻은 굽힘 각도는 다음 공식을 사용하여 1.0mm 두께에 해당하는 각도로 변환되었다: 1.0mm 두께에서의 굽힘 각도 = 측정된 각도 x 실제 두께(mm 단위)의 제곱근. 이러한 변환된 굽힘 각도로부터, 특정 열처리 조건에 대해 세로 및 가로 시편의 가장 낮은 값이 본 발명에서의 범위를 주장하기 위해 취해졌다.
강철 스트립에서 절단된 블랭크를 재가열하기 전에 위에서 설명한 바와 같이 강철 스트립을 제조할 때 임계간 연속 어닐링 단계를 사용함으로써, 페라이트에서 오스테나이트로 Mn 분할이 발생하여 임계간 오스테나이트를 더욱 안정하게 만든다. 핫딥 아연도금을 통한 임계간 어닐링 후 냉각하는 동안, 임계간 오스테 나이트는 높은 안정성과 낮은 Ms(즉, 높은 열적 안정성)로 인해 마르텐사이트로 크게 변형되지 않아, 삼중(페라이트 + 잔류 오스테나이트 + 마르텐사이트) 또는 이중(페라이트 + 잔류 오스테나이트) 미세 조직을 제공한다. 높은 Mn 함량(예를 들어 10.5 중량% 초과)의 경우, 완전 이중 구조가 얻어질 수 있고 Mn 함량이 10.5 중량% 미만인 경우 삼중 구조가 형성된다. 더욱이, 강화된 Mn 수준에 의해, 낮은 재가열 온도(TRH)(예: 700℃ 미만) 및 다량의 잔류 오스테나이트(20 체적% 이상)가 보장될 수 있다. 이러한 다량의 잔류 오스테나이트는 변형 동안 마르텐사이트로 완전히 또는 부분적으로 변형되어, 높은 변형 경화 속도(= 높은 연신율 및 높은 강도)를 초래하는 변형 유도 가소성(TRIP) 효과를 유발한다.
강철 스트립이 700℃ 미만의 온도에서 임계간 어닐링(연속 어닐링 공정 단계를 사용하여)이 수행될 때, 스트립은 다량의 잔류 오스테나이트의 존재로 인해 고강도 및 높은 연성을 갖는다. 750℃ 미만 또는 바람직하게는 700℃ 미만인 임계간 온도 범위에서 열간 성형을 위한 재가열 중에도, 추가의 Mn 분할이 발생하여 오스테나이트에 더 높은 안정성을 제공할 수 있다. 그러나 어닐링 및 재가열 온도가 다를 때 Mn의 일부 재분배가 발생할 수 있다. 이에 의해 어떤 경우에는 연속 어닐링 및 핫딥 아연도금 후보다 열간 성형 후 잔류 오스테나이트의 양이 약간 더 적을 수 있다. 그러나 본 발명이 작동하기 위해 여전히 많은 양의 잔류 오스테나이트(> 20 체적%)가 얻어진다. 마르텐사이트는, 존재하는 경우, 약간 완화(tempering) 될 수 있지만, 이 현상은 더 높은 연신율 값에 기여할 것이다.
제품의 잔류 연신율(또는 사용 중 연성)은 강 조성과 사용된 스트립 어닐링 및 블랭크 재가열 단계로 인해 25% 이상인 것이 바람직한다. 중간 Mn 강철 접근 방식의 임계간 재가열 단계와 임계간 어닐링은 바람직하게는 초미세 페라이트(0.5 ~ 2.0 ㎛)와 마르텐사이트 및 고잔류 오스테나이트 영역의 혼합 미세조직을 얻는 데 사용된다. 따라서 최종 제품에서 높은 연성을 얻을 수 있다.
바람직한 핫딥 아연 또는 아연 합금 코팅된 열간 프레스 성형 강재는, 전방/후방 종방향 바 또는 범퍼 빔과 같은 자동차 부품이며, 특히 고강도와 결합된 고에너지 흡수를 요구하는 부품이다. 비 제한적인 예로는 B-필러 및 섀시의 구조적 부분이 있다.
본 발명은 하기 기재된 실시형태를 참조하여 설명될 것이다. 다음과 같은 도면이 참조된다.
도 1은 연속 어닐링-핫딥 아연도금 사이클과 후속 열간 성형 사이클의 개략도를 보여준다.
도 2는 열간 성형 후 미세 균열 조사를 위한 샘플링을 보여주며 (a)는 실제 Ω-형상 프로파일 (b)는 개략적 위치를 도시한다.
200mm x 100mm x 100mm 치수의 3가지 본 발명 화합물(A, B 및 C)의 강철 잉곳을 진공 유도로에서 장입물을 용융시켜 주조했다. 이들 강철의 화학 조성은, 열간 성형에 일반적으로 사용되는 기존의 22MnB5 강종과 함께 표 1에 제시되어 있다. 22MnB5 등급은 1.5mm 두께의 Gl 코팅 상태로 입고되었으며 비교 목적으로 추가 처리되었다. 본 발명의 강철(A, B, C)의 잉곳을 1250℃에서 2시간 동안 재가열하고, 25mm 두께로 조압연하였다. 그런 다음, 스트립을 1250℃에서 30분 동안 다시 가열하고, 3개 강철 모두의 오스테나이트 상 필드에 있는 900℃의 마무리 압연 온도(FRT)에서 3mm 두께로 열간 압연했다. 강철(A, B 및 C)에 대해 냉각 동안 오스테나이트에서 페라이트로의 변태 온도(Ar3)는 팽창계에 의해 각각 798, 805 및 725℃로 측정되었다. 열간 압연 강철은 머플 노(muffle furnace)에서 680℃로부터 코일 냉각 시뮬레이션을 거쳐 실온으로 냉각되었다. 그런 다음 열간 압연된 스트립을 보호 분위기하의 머플 노에서 600℃에서 96시간 동안 어닐링하고 실온으로 공기 냉각했다. 그런 다음 스트립을 HCl 산에 산세하여 90℃에서 산화물을 제거하고, 다중 통과(multiple pass)를 사용하여 1.5mm 두께로 냉간 압연했다.
강철 A의 냉간 압연 스트립은 675℃에서 5분 동안 연속 어닐링을 받은 반면, 강철 B와 C는 650℃에서 5분 동안 처리한 다음, 모든 강철 스트립을 주로 Zn과 0.4중량% Al을 함유하는 Zn-합금을 포함하는 아연도금 욕조에 직접 담갔다(핫딥 아연도금). 스트립들의 치수는 200mm x 105mm x 1.5mm였다. 욕조 온도는 465℃로 유지하고 5초의 침지 시간을 사용한 다음, 스트립들을 공기 냉각과 유사한 5℃/s의 속도로 실온으로 냉각했다. 이러한 연속 어닐링 및 핫딥 아연도금 시뮬레이션은 핫딥 어닐링 시뮬레이터에서 수행되었다. 가열 사이클의 연속 어닐링 부분의 소킹 동안의 분위기는 이슬점이 -30℃인 NH5 가스와 5 체적% H2로 설정되었다. 가열 동안(즉, 연속 어닐링의 초기 부분), 상기 분위기는 20℃의 고정된 이슬점에서 공연비(air-to-fuel ratio)(λ)가 0.98, 1.005, 1.01 및 1.02로 변화했다. λ>1일 때 상기 분위기는 산화적인 것으로 간주되고, λ<1일 때 상기 분위기는 환원적인 것으로 간주된다. 연속 어닐링-핫딥 아연도금 사이클의 개략도는, 후속 열간 프레스 성형 작업과 함께, 도 1에 표시되며, 다양한 λ-값들에 대해 연속 어닐링의 가열 부분 동안 어닐링 분위기에서의 산소 함량이 표 2에 요약되어 있다.
그런 다음 표 4에 표시된 가열 사이클을 사용하여 Schuler SMG GmbH & Co. KG에서 공급한 열간 성형 프레스에서 Zn 코팅 스트립을 열간 성형했다. 상기 가열 사이클도 도 1의 오른쪽 부분에 개략적으로 표시되어 있다. 두 가지 유형의 성형 도구가 사용되었다 - 인장, 굽힘, 접촉 저항, 부식 및 미세조직 시편을 얻기 위한 평평한 도구와, 미세균열 조사를 위한 오메가-모양 프로파일을 얻기 위한 모자형(hat-top) 도구이다(도 2a 참조). 추가의 재가열 시간-온도 조합은 각각 표 10 및 표 11에 제시된 접촉 저항 및 부식 측정을 위해 사용되었다.
30mm x 200mm(압연 방향 x 횡 방향) 치수의 아연도금 스트립에 대해 자동차 산업에서 사용되는 Zn 접착 시험을 했다. 이 시험에서는 스트립 양쪽의 스트립 중앙에 Betamate 1496V 글루를 적용했다(적어도 150mm 길이, 4 ~ 5mm 두께와 적어도 10mm 폭). 그런 다음, 상기 글루를 175℃의 오븐에서 30분 동안 경화했다. 그런 다음 샘플들을 글루 면이 바깥쪽을 향하도록 단단히 고정하고 1.1mm의 굽힘 반경으로 90°의 각도로 적당한 속도로 구부렸다. 그런 다음 샘플들을 시각적으로 검사하고 Zn 박리 상태를 설명하는 코드를 부여했다.
인장 시험은 NEN10002 표준에 따라 3x10-4s-1의 준정적 변형률에서 수행되었다. 압연 방향으로 게이지 길이가 50mm이고 너비가 20mm인 인장 시편이 사용되었다. 0.4mm 굽힘 반경(= 펀치 반경)을 사용하여 40mm x 30mm x 1.5mm 시편에 대해 세로 및 가로 방향 모두에서 VDA 238-100 표준에 따라 3점 굽힘 시험을 수행했다. 굽힘 각도는 앞에서 언급한 공식을 사용하여 1.0mm 시트 두께로 변환되었다.
다음은 인장 및 굽힘 시험 결과를 나타내기 위해 표에서 사용된 약어 및 기호이다. Rp = 항복 강도, Rm = 극한 인장 강도, Ag = 균일 연신율, A50 = 50mm 게이지 길이의 총 연신율. BA = 굽힘 각도, L = 굽힘 축이 압연 방향과 평행한 세로 시편, T = 굽힘 축이 압연 방향에 수직인 가로 시편.
잔류 오스테나이트의 양은 샘플의 1/4 두께 위치에서 X선 회절(XRD)에 의해 결정되었다. XRD 패턴은 Panalytical Xpert PRO 표준 분말 회절계(CoKa 방사선)에서 45~165°(2θ) 범위에서 기록되었다. 상 비율의 정량적 결정은 리트벨드(Rietveld) 정제를 위해 Bruker Topas 소프트웨어 패키지를 사용하여 리트벨드 분석에 의해 수행되었다. 마르텐사이트 함량은 회절도의 페라이트 회절 위치들에서 피크-분할(peak-split)로부터 결정되었다.
열간 성형된 오메가 모양의 프로파일이 미세균열에 대해 조사되었다. 오메가 프로파일의 치수와 미세균열 조사 계획은 도 2에 나와 있다. Ω-프로파일로부터, 높이를 따라 1cm 너비의 섹션을 절단하고 1000X의 배율에서 광학 현미경을 사용하여 코팅된 시트의 단면에서 미세균열에 대해 시편을 조사했다. 프로파일의 중간 높이에서 바닥까지 약 1cm 길이가 목적을 위해 조사되었다.
광범위한 시간 및 온도 조합(표 10 참조)에 대해 강철 B 및 D의 열간 성형된 블랭크의 접촉 저항이, 상기 열간 성형된 재료의 용접성을 표시하기 위해 샌드 블라스팅 없이 IS018594 표준에 따라 측정되었다. 동일한 재가열 조건에서, 코팅된 강재의 내식성 또한 샌드 블라스팅 없이 측정되었다. 열간 성형된 강철 B 및 D의 부식 시험을 VDA 621-415 표준에 따라 수행했다. 각 블랭크를 인산염 처리 및 전자코팅(e-coat) 처리한 후 스크라이빙을 수행했다. 평행하게 배치된 넓고 좁은 스크라이브(1mm 및 0.3mm 너비 및 100mm 길이)를 샘플 위에 세로 방향으로 표시했다. 두 종류의 스크라이브 사이의 30mm의 거리와 샘플의 가장자리로부터 35mm의 거리가 유지되었다. 150리터 H2O에 5체적% NaCl + 10g NaHCO3를 부식 매체로 사용했다. 몇 주에 걸친 스크라이브 상의 적녹 형성(Zn-산화물)을 관찰하고 적녹으로 덮인 스크라이브의 길이 백분율을 부식의 척도로 취했다. 내식성 및 접촉 저항 측정을 위해 재가열되지 않은 22MnB5 강철 시편도 비교 목적으로 포함되었다.
Zn 합금 코팅 접착력 시험 결과는 표 3과 같다. 시험 후 코팅이 손상되지 않은 결과를 "P"(합격)로 표시하고, 시험 중 코팅이 박리된 결과를 "F"(불합격)으로 표시했다. λ=0.98일 때, 즉 연속 어닐링 동안 가열 구간에 산소가 존재하지 않을 때(표 2 참조), 3개의 강철 A, B 및 C 모두에 대한 시험 동안 코팅이 박리되었음을 알 수 있다. 반면에, λ-값이 800과 1700 중량 ppm의 가열 부분에서의 산소 함량에 해당하는 1.005와 1.01이었을 때, 3가지 코팅된 강판 모두 코팅 접착력 시험을 통과했다. 그러나 λ-값이 1.02일 때(연속 어닐링의 가열 구간에서 산소 함량 3700 중량ppm), 3개의 강철 모두에서 시험 동안 코팅이 박리되었다. 이들 결과는 강철 표면에 우수한 코팅 접착력을 제공하기 위해 본 발명의 강철 스트립의 연속 어닐링의 가열 동안 최적의 산소 함량이 존재할 필요가 있음을 나타낸다. 산소가 존재하지 않는 경우(λ=0.98), Mn의 선택적 산화가 금속성 Mn으로 다시 환원될 수 없는 강철 표면에서 발생하므로 기재 표면은 핫딥 동안 Zn 또는 Zn 합금 접착에 적합하지 않다. 그러나 3700 중량ppm의 너무 많은 산소가 존재할 때(λ=1.02), 너무 많은 Fe 산화물이 강철 표면에 두꺼운 FeO 층을 형성한다. 이 표면은 Zn 또는 Zn 합금 접착에 적합하지 않다. 또한, 이러한 FeO 입자는 생산 공정에서 롤에 걸려 수많은 표면 결함을 유발할 수 있다. 핫딥 아연도금 조건, 즉 열간 성형 전의 강철들의 인장 특성이 표5에 제시되고 해당하는 강철 기재 미세조직이 Gl22MnB5 등급(강철 D)과 함께 표6에 제시되어 있다. 연속 어닐링 동안 소킹을 위한 임계간 어닐링 온도의 사용으로 인해, 원하는 양의 페라이트 및 소량의 마르텐사이트와 함께, 세 가지 본 발명의 강철 모두에서 높은 비율의 잔류 오스테나이트가 얻어졌다(표 6 참조). 이것은 Ms 온도를 낮추어 오스테나이트의 열적 안정성을 증가시키는 어닐링 동안 Mn과 C에 의한 임계간 오스테나이트의 농축으로 인해 가능했다. 이와는 대조적으로, 본 발명의 화학 조성에 대해 개질되지 않고 오스테나이트 안정화 목적에 따라 연속 어닐링 되지 않은 22MnB5 등급은, 잔류 오스테나이트를 함유하지 않고, 페라이트-펄라이트 미세조직을 갖는다. 본 발명의 강철 A, B 및 C에서 얻어진 특정 미세조직의 효과는 각각의 기계적 특성에 반영된다(표 5 참조). 이 강철들은 잔류 오스테나이트의 TRIP 효과로 얻은 향상된 변형 경화 속도로 인해 우수한 총 연신율과 함께 훨씬 더 높은 항복 강도 및 인장 강도 값을 갖는다. 이러한 이점은 또한 강철들의 에너지 흡수 능력의 지표인 본 발명의 강철들의 더 높은 Rm x A50 값에 반영된다.
열간 프레스 성형 후 기계적 특성과 강철들의 해당 미세조직 구성 요소는 각각 표 7 및 표 8에 나와 있다. 본 발명 강철들에서 모든 재가열 조건에서 30 체적% 초과의 잔류 오스테나이트가, 임계간 재가열 동안 오스테나이트로 분할되는 Mn(및 C)으로 인해 미세조직에서 달성되었다. 재가열 시간의 증가에 따라 강철 B에서, 잔류 오스테나이트 함량은 오스테나이트로의 더 많은 Mn 분할로 인해 임의의 특정 재가열 온도에서 증가했다. 일반적으로 재가열 온도가 높을수록 잔류 오스테나이트 함량은 오스테나이트로의 더 적은 Mn 분할로 인해 약간 감소했다(이것은 ThermoCalc 계산으로도 표시될 수 있다). 일반적으로 강철 A, B 및 C의 잔류 오스테나이트 함량은 열간 성형 전보다 열간 성형 후에 유사하거나 약간 더 높다(표 6 및 표 8 참조). 따라서 열간 성형 동안 추가 Mn 분할로 인해 많은 이점이 발생하지 않았음이 명백할 수 있다. 그러나 이것은 사실이 아니며 이는 해당하는 총 연신율, 인장 강도 그리고 총 연신율과 인장 강도의 곱의 비교에서 명확해질 것이다(표 5 및 표 7 참조). 본 발명의 강철에서 30 체적% 초과의 잔류 오스테나이트와 대조적으로, 기존의 22MnB5 등급은 열간 성형 후에 주로 마르텐사이트(98.3 체적%)의 미세조직을 생성했다. 본 발명의 강철에서 페라이트 분율은 40 체적%를 초과하고 마르텐사이트 분율은 20 체적% 미만이다.
본 발명의 강철들에서 형성된 원하는 미세조직의 결과로서, 매력적인 기계적 특성이 얻어졌다(표 7 참조). 20% 초과의 총 연신율, 800MPa 초과의 항복 강도 및 950MPa 초과의 극한 인장 강도가 본 발명의 강철에서 달성되었다. 더 많은 양의 Mn을 함유하는 강철(강철 C)은 더 많은 양의 잔류 오스테나이트로 인해 더 낮은 Mn 함유 강철(강철 A 및 B)보다 더 높은 극한 인장 강도 및 총 연신율 값을 달성했다. 열간 성형 후 본 발명 강철의 에너지 흡수 값(Rm x A50 값) 또한 비정상적으로 높다. 기존의 22MnB5 등급은 1500 MPa 초과의 인장 강도를 달성했지만 낮은 총 연신율로 인해 에너지 흡수 능력이 훨씬 낮다. 모든 재가열 조건에서 본 발명 강철들의 에너지 흡수 능력은 22MnB5 등급보다 2.5배 이상 높다. 또한, 본 발명의 열간 성형된 강철들의 1.0mm 두께에서 굽힘 각도는 22MnB5보다 훨씬 더 높다. 강철 A, B 및 C는 100° 초과의 최소 굽힘 각도를 달성했다. 언급된 바와 같이, 본 발명의 강철들의 이러한 뛰어난 기계적 특성은 TRIP 효과로 인해 높은 가공 경화를 제공하는 미세조직 내잔류 오스테나이트 상의 높은 분율로 인한 것이다. 재가열 동안 오스테나이트의 추가적인 Mn 농축은 핫딥 아연도금 강철에서보다 열간 성형된 본 발명 강철의 더 높은 에너지 흡수 값에 반영된다.
미세균열 조사 결과를 표 9에 나타내었다. 본 발명 강철을 저온에서 열간 성형한 후 길이가 작고 적은 숫자의 미세균열이 존재하였다. 그러나 더 높은 온도에서 종래대로 열간 성형된 Gl 22MnB5 등급은 표면에 다수의 긴 미세균열이 나타났다. 본 발명의 강철에서 이러한 미세균열의 최소화는 강철 입자 경계 내로 아연의 확산 및 침투를 최소화하여 열간 성형 동안 금속 취성을 방지하는 저온 재가열 및 열간 성형에 기인한다. 그러나 22MnB5의 경우 더 높은 온도를 사용하기 때문에 동일한 이점을 얻지 못한다.
접촉저항 측정 결과를 표 10에 나타내었다. 본 발명 강철(강철 B)의 재가열 온도가 최대 15분의 다양한 소킹 시간에 대해 최대 700℃인 경우, 접촉저항 값은 낮고, 핫딥 상태의 Gl 22MnB5(강철 D)와 비슷하며, 더 높은 온도(800 ~ 900℃)에서 재가열된 Gl 22MnB5보다 훨씬 낮다. 핫딥 상태의 Gl 22MnB5는 용접 가능하므로 열간 성형 후 본 발명 강철들의 낮은 접촉저항 값은 이 강철 또한 용접 가능함을 시사한다. 그러나 강철 B의 접촉저항 값은 800℃에서 재가열 시 증가하여 Zn 또는 Zn 합금 코팅의 산화를 나타낸다. 이것은 열간 성형된 부품의 스폿 용접성에 영향을 미치므로 용접성 관점에서 재가열 온도는 700℃ 이하로 제한되어야 한다.
표 11에 제시된 부식 결과의 유사한 경향이 관찰되었다.
700℃까지의 재가열 온도에 따라 본 발명 강철 B에서 적녹 형성이 서서히 증가하다가 800℃의 재가열 온도에서 급격히 증가하였다. 700℃까지 적녹 비율은 낮지만 핫딥 상태의 Gl 22MnB5의 적녹 비율보다 약간 높으며, 이는 열간 성형 제품의 우수한 내식성을 나타낸다. 내식성은 900℃에서 열간 성형될 때 Gl 22MnB5(강철 D)보다 훨씬 높다. 따라서, 이러한 결과는 본 발명 강철이 재가열 온도를 700℃로 제한할 때 Zn 또는 Zn 합금 코팅으로 인해 더 높은 내식성을 갖는다는 것을 시사한다. 800℃에서 Zn계 코팅의 심한 산화는 내식성을 급격히 감소시켰다.
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Figure pct00002
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Claims (11)

  1. 아연 또는 아연 합금 코팅된 강철 스트립으로부터 강재를 열간 프레스 성형하는 방법으로서, 상기 강철 스트립은 중량% 단위로:
    C: 0.05 ~ 0.3;
    Mn: 3.0 ~ 12.0;
    Al: 0.04 ~ 3.0;
    선택사항으로 다음 중 하나 이상의 추가 합금 원소:
    Si: 1.5 미만;
    Cr: 2.0 미만;
    V: 0.1 미만;
    Nb: 0.1 미만;
    Ti: 0.1 미만;
    Mo: 0.5 미만;
    다음과 같은 불가피한 불순물:
    S: 30 중량ppm 미만;
    P: 0.04 미만;
    나머지는 Fe;
    의 조성을 가지며,
    상기 강철 스트립을 제조하는 방법은:
    - 용융된 강철을 슬래브로 주조하는 단계;
    - 상기 슬래브를 1150℃ 초과의 온도로 재가열하고 60분 이상의 시간 동안 상기 온도에서 유지하는 단계;
    - 상기 강철을 스트립으로 열간 압연하는 단계로서, 바람직하게는 출구 마무리 열간 압연 온도(FRT)는 Ar3 온도보다 높으며, 여기서 Ar3는 냉각 동안 상기 강철에서 페라이트 변태가 시작되는 온도를 나타내는, 단계;
    - 상기 열간 압연된 강철 스트립을 권취하는 단계;
    - 상기 열간 압연된 강철 스트립을 산세하는 단계;
    - 선택사항으로, 상기 산세된 열간 압연 강철 스트립을 냉간 압연 강철 스트립으로 냉간 압연하는 단계로서, 여기서 냉간 압연의 경우, 권취 및 산세 후의 상기 열간 압연 스트립은 PB 기간 동안 온도(TB)에서 일괄 어닐링되며, TB 및 PB는 상기 강철이 실온으로 냉각 후 60 체적% 초과를 나타내는 미세조직을 갖도록 선택되며, 바람직한 실시형태에서 TB 및 PB는 TB가 650℃ 이하이고 PB가 24시간 이상으로 선택되는, 단계;
    - 어닐링 가열 사이클에 따라 상기 스트립을 연속 어닐링하는 단계로서, 여기서 상기 강철 스트립 온도는 바람직하게는 상기 가열 구간에서 1 ~ 15℃/s의 속도로 상승한 후, 소킹 구간에서 소킹에 비교적 안정적인 수준으로 유지되며 여기서 소킹 분위기는 TMIN과 TMAX 사이의 온도에서 유지되고, 여기서 TMIN = TMAX-100℃이며, 여기서 연속 어닐링은 상기 강철 스트립 온도가 바람직하게는 0.5 ~ 10℃/s의 속도로 낮아지는 상기 가열 사이클 내의 지점에서 종료되는 것으로 간주되며,
    - 여기서 TMAX는 Ac3-100℃ 및 700℃ 중 최저치 이하이고;
    - 상기 상기 소킹 분위기는 -40 내지 -10℃의 이슬점을 가지며;
    - 상기 연속 어닐링은 상기 가열 구간에서 500 내지 3000 체적 ppm의 산소 함량을 갖는 어닐링 분위기에서 상기 강철 스트립을 사전-산화시키는 것을 포함하고;
    - 여기서 상기 소킹 분위기는 환원 분위기이고, 바람직하게는 질소 내 1 ~ 15 체적 % 수소를 포함하며;
    - 여기서 상기 연속 어닐링 시간은 상기 가열 구간에서의 시간과 상기 소킹 구간에서의 시간으로 구성되고, 150초 이상, 바람직하게는 180초 이상인, 단계;
    - 상기 강철 스트립을 아연 또는 아연 합금으로 핫딥 코팅하는 단계로서,
    - 3초 이상의 침지 시간(dipping time)을 사용하고,
    - 핫딥 욕조에서 420℃ ~ 500℃의 욕조 온도를 유지하고,
    - 여기서 상기 아연 욕조는 필수적으로 아연, 적어도 0.1 중량% Al, 및 선택사항으로 최대 5 중량% Al 및 선택사항으로 최대 4 중량% Mg를 포함하고, 상기 욕조의 나머지는 모두 개별적으로 0.3 중량% 미만인 추가 원소들과 불가피한 불순물을 포함하는, 단계;
    - 상기 강재를 열간 프레스 성형하는 단계로서:
    - 상기 핫딥 아연 또는 아연 합금 코팅된 강철 스트립에서 블랭크를 제공하는 과정;
    ` - Ac3-300℃ ~ 750℃ 범위의 블랭크 온도(TRH)로 상기 블랭크를 재가열하는 과정;
    - 3분 이상 15분 이하의 기간 동안 TRH에서 상기 블랭크를 소킹하는 과정;
    - 상기 블랭크를 30초 이내에 프레스로 이송하는 과정;
    - 상기 프레스에서 상기 강재를 성형하고, 그에 의해 상기 강재를 냉각시키는 과정;
    - 상기 강재를 상기 프레스에서 제거하는 과정을 포함하는, 단계;
    를 포함하는, 강재를 열간 프레스 성형하는 방법.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 Mn 함량이 6.0 중량% 이상인, 강재를 열간 프레스 성형하는 방법.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 슬래브가 1200℃ 초과, 바람직하게는 1250℃ 초과의 온도로 재가열되고, 60분 이상의 시간 동안 상기 온도에서 유지되는, 강재를 열간 프레스 성형하는 방법.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 슬래브는 일정 온도까지 재가열되고 120분 이상의 기간 동안 상기 온도에서 유지되는, 강재를 열간 프레스 성형하는 방법.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 TRH가 Ac3-300℃ ~ 700℃ 범위인, 강재를 열간 프레스 성형하는 방법.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 블랭크를 프레스로 이송하는 단계는 10 ~ 15초 이내인, 강재를 열간 프레스 성형하는 방법.
  7. 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 의해 얻을 수 있는 핫딥 아연 또는 아연 합금 코팅된 열간 프레스 성형 강재로서, 하기의 미세조직을 포함하는(체적% 단위), 핫딥 아연 또는 아연 합금 코팅된 열간 프레스 성형 강재:
    페라이트: 30% 이상, 바람직하게는 40% 이상;
    잔류 오스테나이트: 20% 이상, 바람직하게는 30% 이상;
    마르텐사이트: 0%를 포함하여 40% 이하, 바람직하게는 30% 이하.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 미세조직이 페라이트를 40% 이상의 양으로 포함하는, 핫딥 아연 또는 아연 합금 코팅된 열간 프레스 성형 강재.
  9. 제7항 또는 제8항에 있어서,
    상기 미세조직이 잔류 오스테나이트를 30% 이상의 양으로 포함하는, 핫딥 아연 또는 아연 합금 코팅된 열간 프레스 성형 강재.
  10. 제7항 내지 제9항 중 어느 한 항에 있어서,
    항복 강도가 800 ㎫ 이상, 바람직하게는 850 ㎫ 이상, 더 바람직하게는 900 ㎫ 이상이고,
    인장 강도가 820 MPa 이상, 바람직하게는 1000 MPa 이상이고,
    총 연신율은 10% 이상, 바람직하게는 15% 이상, 더 바람직하게는 25% 이상이며,
    1.0mm 두께에서 최소 굽힘 각도는 80° 이상, 더 바람직하게는 90° 이상인 특성을 갖는, 핫딥 아연 또는 아연 합금 코팅된 열간 프레스 성형 강재.
  11. 제7항 내지 제10항 중 어느 한 항에 있어서,
    핫딥 코팅층이 제공된 강철 기재를 포함하고, 상기 강철 기재 내의 임의의 미세균열의 길이는 5 ㎛ 이하인, 핫딥 아연 또는 아연 합금 코팅된 열간 프레스 성형 강재.
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