WO2011081236A1 - 열간 프레스 가공성이 우수한 열처리 강화형 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

열간 프레스 가공성이 우수한 열처리 강화형 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2011081236A1
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steel sheet
heat
cobalt
treatment
zirconium
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김택준
이승하
김성주
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현대제철 주식회사
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Definitions

  • the present invention relates to a heat-treated tempered steel sheet excellent in hot press workability and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a heat-treated tempered steel sheet excellent in hot press workability to secure a tensile strength of 1400 MPa or more and an elongation of 8% or more after press molding. It relates to a manufacturing method.
  • An object of the present invention is to provide a heat-treatment-enhanced steel sheet having excellent hot press workability and improved manufacturing method for improving hot ductility in a heat-treated reinforced steel sheet.
  • the content of the cobalt (Co) and antimony (Sb) is contained in a range satisfying the formula of 0.0005wt% ⁇ (Co + Sb) ⁇ 0.5wt%.
  • the weight ratio of Ca / S satisfies the range of 0.5 to 3.0.
  • the plated steel sheet is heated to 700 ° C. or more, extracted into a mold, press-processed at a temperature of 600 to 900 ° C., and cooled at the same time.
  • the plated steel sheet is an Al-Si plated steel sheet.
  • the present invention does not add titanium (Ti), niobium (Nb), molybdenum (Mo), chromium (Cr), etc., which causes cracks in the steel sheet during the hot pressing process, but instead cobalt (Co), antimony (Sb), High temperature ductility is ensured by selectively adding at least two or more of zirconium (Zr). Therefore, it is possible to press energy at a low temperature can save energy, as well as to protect the plated layer in the case of plated steel sheet, there is an effect that can prevent the generation of oxide scale.
  • the plating layer is thinly formed to have a thickness of 10 to 30 ⁇ m, no scale is generated, and cracks and pores of the plating layer are also reduced to improve corrosion resistance.
  • the present invention maximizes the economics by using a low-cost silicon instead of aluminum as a deoxidizer during the steelmaking process.
  • the present invention controls the inclusion shape in the direction of spheroidizing the sulfur (S) inclusions by adding calcium (Ca). Therefore, the effect which contributes to the toughness improvement of the heat-treated reinforced steel sheet is large.
  • the present invention prevents hydrogen delayed fracture in the steel or welded portion through the addition of copper (Cu). Therefore, it is possible to manufacture a heat-treatment-enhanced steel sheet having improved resistance to hydrogen delayed fracture without additional manufacturing process and cost increase.
  • the press workability is excellent even at a relatively low cost, and after processing, it is possible to produce a heat-treatment-reinforced steel sheet capable of satisfying tensile strength of 1400 MPa or more and elongation of 8% or more.
  • Such heat-treatment-enhanced steel sheet can be widely applied to automotive parts at a lower cost, and in particular, has a useful effect that can be stably applied to automotive parts sensitive to hydrogen embrittlement.
  • Figure 1 is a schematic diagram showing the appearance of hydrogen delayed fracture occurs by the moisture attached to the steel sheet surface in the Cu-free steel.
  • Figure 2 is a schematic diagram showing the principle that Cu improves the hydrogen delayed fracture resistance.
  • Figure 3 is an electron microscope (SEM) photograph showing the plating layer after the hot press working of (a) Comparative Example 1 and (b) Inventive Example 1.
  • Fig. 4 is a glow discharge analysis (GDS) profile in which element distribution in the depth direction is measured from the surface layer of (a) Comparative Example 1 steel sheet after hot press working.
  • GDS glow discharge analysis
  • Fig. 5 is a glow discharge analysis (GDS) profile in which element distribution in the depth direction is measured from the surface layer of (b) the invention example 1 steel plate after hot press working.
  • GDS glow discharge analysis
  • the heat treatment reinforced steel sheet of the present invention is carbon (C) 0.15 ⁇ 0.30wt%, silicon (Si) 0.05 ⁇ 0.5wt%, manganese (Mn) 1.0 ⁇ 2.0wt%, boron (B) 0.0005 ⁇ 0.0040wt%, sulfur ( S) 0.003 wt% or less, phosphorus (P) 0.012 wt% or less, containing at least one selected from 0.0010 to 0.0040 wt% of calcium (Ca), 0.05 to 1.0 wt% of copper (Cu), and cobalt (Co) , Zirconium (Zr), antimony (Sb) of at least two or more, and has an alloy composition of the remaining iron (Fe) and other unavoidable impurities.
  • the plated steel sheet having the alloy composition described above is heated to 700 ° C. or more, extracted into a mold, press-processed at a temperature of 600 to 900 ° C., and simultaneously cooled in the mold.
  • the plated steel sheet is an Al-Si plated steel sheet.
  • Titanium (Ti), niobium (Nb), molybdenum (Mo), and chromium (Cr) are alloying elements that inhibit the formation of secondary phases such as pearlite and bainite and delay transformation to obtain martensite structure, carbon in steel, and Combining with nitrogen to form a precipitate reduces the hot ductility of the steel sheet.
  • Co Co
  • Zr zirconium
  • Sb antimony
  • Cobalt and antimony of the selected two species is 0.0005wt% (Co + Sb) ⁇ 0.5wt% to be satisfied.
  • Zirconium and cobalt have stronger affinity with N, S, C and H than Ti and are suitable as their fixed elements. Zirconium reacts with N to form ZrN like TiN, thereby preventing B from forming BN. When B is formed of BN, it precipitates at grain boundaries and the hardenability (quenchability) is lowered.
  • zirconium and cobalt exhibit a beautiful surface appearance while suppressing intergranular corrosion to enhance corrosion resistance.
  • zirconium and cobalt are dispersed in a plating layer after the steel plate is plated to form a myriad of nuclei.
  • This nucleus acts as a function of controlling the growth of grains by interfering between grain boundaries during the solidification of the plating material.
  • the growth control of such grains exhibits a beautiful surface appearance and enhances corrosion resistance by inhibiting intergranular corrosion.
  • the myriad nuclei formed in the plating layer form a multi-layer alloy plating layer, which serves to suppress and block penetration by various elements of the external environment, for example, hydrogen.
  • the multilayer alloy plating layer prevents the reaction of aluminum and iron to suppress the growth of the alloy layer to form a plating layer excellent in workability. This does not produce scale even if the thickness of the plating layer is reduced to a range of 10 to 30 ⁇ m, and also reduces the cracks and pores of the plating layer after hot pressing.
  • Reduction of cracks and pores in the plating layer improves the corrosion resistance of the heat-treated reinforced steel sheet and freely implements the desired part shape.
  • the plating layer is brittle.
  • cobalt suppresses oxide formation by Si and Mn on the steel plate surface, and improves plating wettability.
  • the steel sheet is subjected to Al-Si plating before hot pressing to prevent high temperature oxidation scale.
  • an oxide formed of Si and Mn is formed on the surface of the steel sheet, an unplated layer is formed on the portion where the oxide is formed.
  • the content of phosphorus (P) and sulfur (S), which are impurity elements that inhibit hot workability, is controlled to a very small amount so that hot workability is improved.
  • the present invention improves the press workability at a high temperature to enable hot press working without cracking even at a high temperature of 600 to 900 ° C. by controlling the conditions of Co, Zr, Sb, P, and S and the content ratio.
  • the final microstructure of the present invention as the martensite secures a tensile strength of 1400MPa or more, and secures an elongation of 20% or more at a high temperature of 600 ⁇ 900 °C.
  • Carbon (C) is an indispensable element for imparting high strength to the steel sheet. However, in order to improve the heat treatment hardenability of the steel sheet it is necessary to control the appropriate carbon (C) content. If the content of carbon (C) is less than 0.15wt%, the heat treatment hardenability of the steel is lowered and thus it is not possible to secure tensile strength through sufficient martensite formation after heat treatment.
  • Silicon (C) is added as a deoxidizer to remove oxygen in the steel in the steelmaking process. And silicon also has the function of improving the quenchability. However, when excessively added, oxides are formed on the surface of the steel sheet, thereby inhibiting the plating property and increasing the viscosity of the molten metal in the trimming process of the part manufacturing process, thereby causing problems on the cut surface of the steel sheet, so the upper limit is limited to 0.5 wt%. And when the silicon content is less than 0.05wt% the effect can not be obtained.
  • Manganese (Mn) inhibits perlite production and promotes austenite formation and carbon concentration in the inside, thereby contributing to the formation of residual austenite, enhancing the hardenability of the steel sheet and stably securing the strength of the steel sheet after the quenching.
  • Manganese must be added at least 1.0wt% to secure a tensile strength of 1400MPa or more. However, when added more than 2.0wt% corrosion resistance and weldability is lowered, it is preferable not to add more than 2.0wt%.
  • Boron (B) is added to increase the hardenability of the steel sheet by delaying the ferrite transformation of austenite. Therefore, a product of high tensile strength can be obtained after quenching. Boron should be added more than 0.0005wt% to increase the hardenability of the steel sheet. However, if it is added in excess of 0.0040 wt%, it is difficult to control the steelmaking process, so that a material deviation occurs after heat treatment, so it is not preferable to add in excess of 0.0040 wt%.
  • Calcium (Ca) may be added to improve the toughness of the steel sheet. Calcium improves toughness by spheroidizing sulfur inclusions (MnS). Even if sulfur is controlled in a very small amount, the impact and toughness are deteriorated when the sulfur inclusion is linear.
  • the weight ratio of Ca / S is to satisfy the range of 0.5 to 3.0. This is because the spheroidizing effect of sulfur inclusion (MnS) is increased when the weight ratio of Ca / S satisfies the range of 0.5 to 3.0.
  • the toughness maximizing effect is insignificant, and if it exceeds 3.0, the effect is not only saturated but also impossible in the steelmaking process.
  • Copper (Cu) may be added to prevent sulfide cathodic reactions and hydrogen delay fracture at grain boundaries in steel or in welds.
  • Copper has the effect of increasing the hardenability of the steel sheet and the stabilization of the strength after the quenching, and suppressing the intrusion of hydrogen at the sulfide cathode reaction and grain boundary in the steel or the welded portion.
  • Cu is located at the grain boundary to suppress the invasion of hydrogen and surround the outer circumferential surface of the sulfide to prevent hydrogen from meeting with sulfides, thereby sulfides by hydrogen present in the steel It will suppress the cathode reaction.
  • the copper is added less than 0.05wt%, it is difficult to expect the effect of improving the hydrogen delayed fracture, and if it exceeds 1.0wt%, Cu penetrates into the grain boundary during slab reheating and causes cracking during hot working.
  • the content of copper is set to 0.05 ⁇ 1.0wt%.
  • S Sulfur
  • S Sulfur
  • Phosphorus (P) is contained in the molten steel about 0.020wt% after the usual dephosphorization process. However, since phosphorus deteriorates the hot workability of steel at high temperature, very small amount of control is required to improve the high temperature workability. It is possible to control less than 0.012wt% due to the recent development of steelmaking technology.
  • Zirconium may be added for the purpose of removing nitrogen.
  • Nitrogen in the steel contained in the steelmaking process is an unavoidable element. Nitrogen in the steel combines with boron and precipitates as a BN compound, thereby reducing hardenability. Therefore, zirconium is added to form a compound with nitrogen at high temperature in order to maximally suppress the existence of nitrogen alone in the steel.
  • Zirconium is expected to be 0.0005wt% or more, and when added more than 0.1wt% loses its commercial meaning is limited.
  • Co Co
  • Sb Antimony
  • Cobalt and antimony must be added more than 0.0005wt% to have an effective effect. If it exceeds 0.5wt%, the steelmaking process is difficult to control and the steel sheet is deteriorated. In addition, even if any element of cobalt and antimony is added, the said range applies for the same reason.
  • the present invention includes the components of the alloy steel, the remainder is iron (Fe) and inevitable elements, and the elements contained in accordance with the situation of raw materials, materials, manufacturing facilities, etc. of the inevitable impurities such as nitrogen (N), oxygen (O) Fine incorporation is also allowed.
  • Steel slab having the composition as described above is obtained by ingot or continuous casting process after obtaining molten steel through the steelmaking process, in which hot-rolled or cold-rolled steel sheet is hot-pressed to produce a heat-treated reinforced steel sheet The following process is performed.
  • the steel slab of the present invention is obtained through ingot or continuous casting process after obtaining molten steel through a steelmaking process.
  • the slab is reheated at a temperature of 1100 ° C. or higher and hot rolled at Ar3 to Ar3 + 50 to produce a single-phase hot rolled coil.
  • CT coiling temperature
  • Cold rolling is carried out at a rolling rate of about 50wt%.
  • Cold rolled steel sheets are used in unplated state or plated to prevent oxidation.
  • Plating is performed by Al-Si plating to suppress the generation of oxide scale during press working at high temperatures.
  • the hot rolled steel sheet may be used in an unplated state or plated to prevent oxidation, and then Al-Si plating may be performed.
  • Hot press work is heated to 700 ° C or more than the temperature of Ar3 or more and then press the temperature at 600 ⁇ 900 ° C to manufacture a part. Cooling takes place simultaneously with the press working.
  • the elongation of 20% or more can be secured at a high temperature state by controlling the content of Co, Zr, Sb, P, S condition.
  • the steel slab is heated at a temperature of 1100 ° C. or more for 2 hours, finish-rolled at a temperature of about 900 ° C. and then wound up at 400-700 ° C., and cold-rolled to a room temperature after 1 hour of cold rolling. After heating one steel plate to 700 degreeC or more, it hot-pressed at 600-900 degreeC, and cooled in the metal mold
  • Table 1 shows the present invention and the conventional alloy design is divided into Comparative Examples and Inventive Examples, and Table 2 shows the results of the mechanical properties of the high-temperature and room temperature components of the steel sheet manufactured according to the alloy design of Table 1.
  • the hot press working by the above process can be applied to the Al-Si plated steel sheet.
  • the heat-treatment-reinforced steel sheet manufactured by the above-described method is capable of hot pressing in the range of 600 to 900 ° C., thereby securing a high tensile strength while protecting the plating layer and preventing generation of oxide scale.
  • Figure 3 is an electron microscope (SEM) photograph showing the plating layer after hot press working of (a) Comparative Example 1 and (b) Inventive Example 1
  • Figure 4 is a depth from the surface layer of (a) Comparative Example 1 steel sheet after hot pressing It is a glow discharge analysis (GDS) profile which measured the element distribution of the direction
  • FIG. 5 is a glow discharge analysis (GDS) profile which measured the element distribution of the depth direction from the surface layer of (b) invention example 1 after hot press work.

Abstract

본 발명은 열간 프레스 가공성이 우수한 열처리 강화형 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명은 탄소(C) 0.15~0.30wt%, 실리콘(Si) 0.05~0.5wt%, 망간(Mn) 1.0~2.0wt%, 보론(B) 0.0005~0.0040wt%, 황(S) 0.003wt% 이하, 인(P) 0.012wt% 이하이고, 칼슘(Ca) 0.0010~0.0040wt%, 구리(Cu) 0.05~1.0wt%, 중 선택된 1종 이상을 포함하고, 코발트(Co), 지르코늄(Zr), 안티몬(Sb) 중 적어도 2종 이상을 포함하며, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖는다. 본 발명은 합금원소제어로 고온연성이 향상되어 600~900℃범위에서 프레스 가공이 가능하므로 도금층이 보호되는 것은 물론, 가공후에도 1400MPa이상의 인장강도와 8%이상의 연신율을 확보할 수 있는 이점이 있다.

Description

열간 프레스 가공성이 우수한 열처리 강화형 강판 및 그 제조방법
본 발명은 열간 프레스 가공성이 우수한 열처리 강화형 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 프레스 성형 후 1400MPa이상의 인장강도와 8%이상의 연신율이 확보되는 열간 프레스 가공성이 우수한 열처리 강화형 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차 산업은 안전성 및 경량화 요구에 부응하기 위해 초고강도 강판의 적용이 증가하고 있다. 하지만 초고강도 강판의 경우 강판의 가공성형성이 저하되어 복잡한 형상으로의 가공이 필요한 자동차 부품에의 적용이 제한된다. 따라서 강판을 가열하고 고온상태에서 프레스 성형을 한 후 급냉하여 고강도를 확보할 수 있도록 한 열처리 강화형 강판에 대한 요구가 높아지고 있다.
본 발명의 목적은 열처리 강화형 강판에서 고온 프레스 가공이 용이하도록 고온연성이 향상된 열간 프레스 가공성이 우수한 열처리 강화형 강판 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 다른 목적은 미도금 강판에서 산화스케일 발생을 최소화하고 도금강판의 도금표면 손상이 방지되도록 600℃의 저온에서도 프레스가공이 가능한 열간 프레스 가공성이 우수한 열처리 강화형 강판 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.
상기 코발트(Co)와 안티몬(Sb)의 함량은 0.0005wt% ≤(Co + Sb) ≤ 0.5wt%의 식을 만족하는 범위로 함유된다.
상기 Ca/S의 중량비는 0.5~3.0의 범위를 만족한다.
상기 열간 프레스 가공은 상기 도금강판을 700℃ 이상으로 가열한 후 금형에 추출하여 600~900℃의 온도에서 프레스 가공하고 동시에 금형에서 냉각한다.
상기 도금강판은 Al-Si도금강판이다.
본 발명은 열간 프레스 가공 과정에서 강판에 크랙을 발생하는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 몰리브덴(Mo), 크롬(Cr) 등을 첨가하지 않고, 대신 코발트(Co), 안티몬(Sb), 지르코늄(Zr) 중 적어도 2종 이상을 선택적으로 첨가하여서 고온연성을 확보한다. 따라서 낮은 온도에서 프레스 가공이 가능하므로 에너지를 절감할 수 있는 것은 물론 도금강판의 경우 도금층을 보호하고, 미도금 강판의 경우 산화스케일 발생을 방지할 수 있는 효과가 있다.
특히, 본 발명은 도금층이 10~30㎛ 두께로 얇게 형성되어도 스케일이 생성되지 않으며 도금층 크랙 및 기공 또한 저감되어 내식성이 향상된다.
또한 본 발명은 알루미늄 대신 저가인 실리콘을 제강공정 중 탈산제로 사용하여 경제성을 극대화하였다.
또한 본 발명은 칼슘(Ca)을 첨가하여 황(S)개재물을 구상화시키는 방향으로 개재물 형상을 제어한다. 따라서 열처리 강화형 강판의 인성 향상에 기여하는 효과가 크다.
또한, 본 발명은 구리(Cu)첨가를 통해 강 중 또는 용접부에서의 수소지연파괴를 방지한다. 따라서 제조공정의 추가 및 비용증대 없이도 강의 수소지연파괴 저항성이 향상된 열처리 강화형 강판을 제조할 수 있다.
이에 따라 비교적 저렴한 비용으로도 프레스 가공성이 우수하고 가공 후에도 1400MPa이상의 인장강도와 8%이상의 연신율을 만족할 수 있는 열처리 강화형 강판을 제조할 수 있는 효과를 가진다.
이러한 열처리 강화형 강판은 보다 저렴한 비용으로 자동차용 부품에 폭넓게 적용할 수 있으며, 특히, 수소 취화에 민감한 자동차용 부품에 안정적으로 적용할 수 있는 유용한 효과가 있다.
도 1은 Cu미첨가 강에서 강판 표면에 수분이 부착하여 수소지연파괴가 발생하는 모습을 보인 모식도.
도 2는 Cu가 수소지연 파괴 저항성을 향상시키는 원리를 보인 모식도.
도 3은 (a)비교예 1과 (b)발명예 1의 열간 프레스 가공 후 도금층을 보인 전자현미경(SEM) 사진.
도 4는 열간 프레스 가공 후 (a)비교예 1 강판의 표층으로부터 깊이 방향의 원소 분포를 측정한 글로 방전 분석(GDS)프로파일.
도 5는 열간 프레스 가공 후 (b)발명예 1 강판의 표층으로부터 깊이 방향의 원소 분포를 측정한 글로 방전 분석(GDS)프로파일.
이하 본 발명에 의한 열간 프레스 가공성이 우수한 열처리 강화형 강판 및 그 제조방법의 바람직한 실시예를 상세하게 설명한다.
본 발명의 열처리 강화형 강판은 탄소(C) 0.15~0.30wt%, 실리콘(Si) 0.05~0.5wt%, 망간(Mn) 1.0~2.0wt%, 보론(B) 0.0005~0.0040wt%, 황(S) 0.003wt% 이하, 인(P) 0.012wt% 이하이고, 칼슘(Ca) 0.0010~0.0040wt%, 구리(Cu) 0.05~1.0wt%, 중 선택된 1종 이상을 포함하고, 코발트(Co), 지르코늄(Zr), 안티몬(Sb) 중 적어도 2종 이상을 포함하며, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖는다.
제조방법은 상술한 합금조성을 갖는 도금강판을 700℃ 이상으로 가열한 후 금형에 추출하여 600~900℃의 온도에서 프레스 가공하고 동시에 금형에서 냉각한다. 여기서, 도금강판은 Al-Si도금강판이다.
더 상세히 설명하면 열간 프레스 가공 과정에서 강판에 크랙을 발생하는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 몰리브덴(Mo), 크롬(Cr)을 첨가하지 않고, 대신 코발트(Co), 안티몬(Sb), 지르코늄(Zr) 중 적어도 2종 이상을 선택적으로 첨가하여서 고온연성이 확보되는 열처리 강화형 강판을 제조하는 것이다.
티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 몰리브덴(Mo), 크롬(Cr)은 펄라이트나 베이나이트 등 제 2상의 생성을 억제하고 마르텐사이트 조직을 얻도록 변태를 지연하는 합금원소이나, 강중의 탄소 및 질소와 결합하여 석출물을 형성하므로 강판의 고온연성을 저하시킨다.
코발트(Co)는 0.0005~0.5wt%, 지르코늄(Zr)은 0.0005~0.1wt%, 안티몬(Sb)은 0.0005~0.5wt% 범위로 첨가하되, 선택되는 2종 중 코발트와 안티몬은 식 0.0005wt% ≤(Co + Sb) ≤ 0.5wt% 범위를 만족하도록 한다.
이는 열간 프레스 가공 후의 강판 강도의 안정화를 높이도록 하기 위한 것으로 코발트와 안티몬의 합이 0.0005wt%미만이면 강도 안정화 효과가 없고, 0.5wt%를 초과하면 제강공정 제어가 어렵고, 강판이 열화되는 문제점이 있다.
지르코늄과 코발트는 N, S, C 및 H와의 친화력이 Ti보다 강해 이들의 고정원소로 적합하다. 지르코늄은 TiN과 같이 N과 반응하여 ZrN을 형성함으로써 B가 BN으로 형성되는 것을 방지한다. B는 BN으로 형성시 입계에 석출되고, 소입성(담금질성)이 저하된다.
또한, 지르코늄과 코발트는 미려한 표면외관을 나타내면서 입계간 부식을 억제하여 내식성을 강화시킨다.
그 원리를 설명하면, 지르코늄과 코발트는 강판이 도금처리된 후 도금층 내에 분산되어 무수한 핵을 형성시킨다. 이러한 핵은 도금재가 응고되는 과정에서 결정입계간에 상호 간섭하는 작용을 하여 결정립의 성장을 제어하는 역할로 작용한다. 이러한 결정립의 성장 제어는 미려한 표면외관을 나타내면서 입계간 부식을 억제하여 내식성을 강화시키게 된다.
특히, 도금층 내에 분산되어 형성된 무수한 핵은 다층형의 합금도금층을 형성시키는데, 이 다층형의 합금도금층이 외부환경의 각종 요소, 예컨데 수소에 의한 침투를 억제하고 저지(Blocking)하는 역할을 한다.
또한, 다층형의 합금도금층은 알루미늄과 철의 반응을 방지하여 합금층의 성장을 억제함으로써 가공성이 우수한 도금층을 형성시킨다. 이는 도금층의 두께를 10~30㎛범위로 얇게 하여도 스케일이 생성되지 않으며 열간 프레스 가공 후의 도금층 크랙 및 기공 또한 저감한다.
도금층 크랙 및 기공의 저감은 열처리 강화형 강판의 내식성을 향상시키고 원하는 부품형상을 자유롭게 구현할 수 있도록 한다. 참고로, 도금시 알루미늄과 철과의 합금층이 형성되면 도금층이 브리틀(Brittle)해진다.
또한, 코발트는 강판 표면에 Si, Mn에 의한 산화물 형성을 억제하여 도금 젖음성을 향상시킨다. 열간 프레스 가공전 강판은 고온 산화스케일 방지를 하기 위해 Al-Si 도금을 하는데, 강판 표면에 Si, Mn에 의한 산화물이 형성되면 산화물이 형성된 부분에는 도금이 되지 않는 미도금층이 형성된다.
그리고, 열간 가공성을 저해하는 불순물 원소인 인(P)과 황(S)의 함량을 극미량으로 제어하여 열간 가공성이 향상되도록 한다.
즉, 본 발명은 Co, Zr, Sb, P, S의 함량과 성분비 조건제어를 통하여 600~900℃의 고온상태에서도 크랙발생 없이 열간 프레스 가공이 가능하도록 고온에서의 프레스 가공성을 향상시킨 것이다.
본 발명의 최종 미세조직은 마르텐사이트로서 1400MPa이상의 인장강도를 확보하고, 600~900℃의 고온상태에서 20%이상의 연신율을 확보한다.
이하 본 발명의 합금원소들의 기능과 함유량에 대하여 상세히 설명한다.
탄소(C): 0.15~0.30 wt%
탄소(C)는 강판에 고강도를 부여하기 위한 불가결한 원소이다. 하지만 강판의 열처리 경화능을 향상시키기 위해서는 적절한 탄소(C) 함량 조절이 필요하다. 탄소(C)는 함량이 0.15wt% 미만이면 강의 열처리 경화능이 낮아져 열처리 후 충분한 마르텐사이트 형성을 통한 인장강도를 확보할 수 없다.
그리고 탄소(C)는 함량이 0.30 wt% 이상인 경우에는 열처리 경화능의 향상에 의하여 충분한 인장강도를 확보할 수 있으나, 강의 열처리 이전 강도가 증가되어 제품의 성형에 어려움이 있다.
실리콘(Si): 0.05~0.5 wt%
실리콘(C)은 제강공정에서 강중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가된다. 그리고 실리콘은 담글질성을 향상시키는 기능도 수반한다. 하지만 과다 첨가되면 강판 표면에 산화물을 형성하여 도금특성을 저해하고 부품 제조공정 중 트리밍(Trimming)공정에서 용융금속의 점도를 높여 강판 절단면에 문제를 야기하므로 상한치를 0.5wt%로 제한한다. 그리고 실리콘은 함량이 0.05wt% 미만인 경우 그 효과를 얻을 수 없다.
망간(Mn): 1.0~2.0 wt%
망간(Mn)은 펄라이트 생성을 억제하고 오스테나이트 형성 및 내부에 탄소농화를 촉진하여 잔류 오스테나이트 형성에 기여하며, 강판의 담금질성을 높이고 담금질 후에 강판의 강도를 안정적으로 확보하는 기능을 갖는다. 망간은 1.0wt% 이상을 첨가하여야 1400MPa 이상의 인장강도를 확보할 수 있다. 하지만 2.0wt%이상 첨가시에는 내식성과 용접성이 저하되므로 2.0wt%이상은 첨가하지는 않는 것이 바람직하다.
보론(B): 0.0005~0.0040wt%
보론(B)은 오스테나이트의 페라이트 변태를 지연시킴으로써 강판의 담금질성을 높이기 위해 첨가된다. 따라서 담금질 후 높은 인장강도의 제품을 얻을 수 있다. 보론은 강판의 담금질성을 높이기 위해서 0.0005wt%이상은 첨가되어야 한다. 그러나 0.0040 wt%를 초과하여 첨가되면 제강 공정제어가 어려워져 열처리 후 재질편차가 발생되므로 0.0040 wt%를 초과하여 첨가하는 것은 바람직하지 않다.
칼슘(Ca) 0.0010~0.0040wt%
칼슘(Ca)은 강판의 인성을 향상시키기 위해 첨가될 수 있다. 칼슘은 황개재물(MnS)을 구상화시켜 인성을 향상시킨다. 황을 극미량으로 제어하더라도 황개재물이 선형으로 존재할 경우 충격 및 인성이 저하된다.
칼슘은 제강공정에서 탈황공정을 거친 후 첨가된다.
칼슘은 0.0010wt% 미만으로 첨가되면 그 효과가 미비하고, 0.0040wt%를 초과하면 그 효과가 포화될 뿐아니라 제강공정상 제어가 불가능하다.
특히, 열간 프레스 가공 후의 강판의 인성을 극대화하기 위해 Ca/S의 중량비는 0.5~3.0의 범위를 만족하도록 한다. 이는 Ca/S의 중량비가 0.5~3.0의 범위를 만족할 경우 황개재물(MnS)의 구상화 효과가 증대되기 때문이다.
Ca/S의 중량비는 0.5 미만이면 인성 극대화 효과가 미비하고, 3.0을 초과하는 것은 그 효과가 포화될 뿐아니라 제강공정상 제어가 불가능하다.
구리(Cu) 0.05~1.0wt%
구리(Cu)는 강 중 또는 용접부 내에서 황화물 음극반응 및 입계에서의 수소지연파괴를 방지를 위해 첨가될 수 있다.
구리는 강판의 담금질성을 높이고 담금질 후 강도의 안정화를 높이는 효과와 함께 강 중 또는 용접부 내에서의 황화물 음극반응 및 입계에서 수소의 침입을 억제하는 효과를 갖는다.
도 1에 도시된 바와 같이, 강판이 수분환경에 노출되면 수분은 모재인 철로부터 방출되는 전자들의 이동에 의해 2H++2e------→H2의 환원반응을 발생한다. 환원반응에 의해 생성된 수소(H2)는 저온에서도 입계를 통해 빠른속도로 모재 내부로 확산되고, 입계 결합력을 약화시키게 된다.
그리고, 수소가 강 중에 개재된 황화물과 만나면 입계 결합력이 더욱 약화되고 크랙의 시발점이 된다. 그에 따라 일정시간을 경과하면 돌연 파괴가 발생한다.
반면, 구리를 첨가하면 도 2에 도시된 바와 같이, Cu가 입계에 위치하여 수소의 내부 침입을 억제하고, 황화물의 외주면을 감싸 수소가 황화물과 만나는 것을 방지하여 강 내부에 존재하는 수소에 의한 황화물 음극반응을 억제하게 된다.
이러한 구리는 0.05wt% 미만으로 첨가되면 수소지연파괴 향상 효과를 기대하기 어렵고, 1.0wt%를 초과하면 슬라브 재가열시 Cu가 입계에 침투하여 열간 가공시 크랙발생을 유발한다.
따라서 구리의 함량은 0.05~1.0wt%로 설정한다.
황(S): 0.003 wt%이하
황(S)은 통상 탈황공정 후 용강에 0.015wt%정도 함유된다. 하지만 황은 인과 마찬가지로 고온상태에서 강의 열간 가공성을 저하시키므로 고온 가공성 향상을 위하여 극미량 제어가 필요하다. 최근의 제강기술의 발달로 인하여 0.003wt% 이하 제어가 가능하므로 이를 최대값으로 설정한다.
특히, 황은 함유량이 낮을수록 열처리 후 충격 흡수에너지가 상승하며, 0.010wt% 함유된 강에 비해 0.003wt% 이하로 제어할 시 2배 이상의 충격에너지 흡수값을 가진다.
실험결과, 황의 함유량이 0.010wt%일때 충격흡수에너지가 35J이던 강판이 황의 함유량을 0.003wt%로 제어한 경우 충격흡수에너지가 70J로 2배 상승하였다.
인(P): 0.012 wt%이하
인(P)은 통상의 탈린공정 후 용강에 0.020wt%정도 함유된다. 하지만 인은 고온상태에서 강의 열간 가공성을 저하하므로 고온 가공성 향상을 위하여 극미량 제어가 필요하다. 최근의 제강기술의 발달로 인하여 0.012wt% 이하 제어가 가능하므로 최대값으로 설정한다.
지르코늄(Zr): 0.0005~0.1wt%
지르코늄(Zr)은 질소를 제거할 목적으로 첨가될 수 있다. 제강공정 중에 포함되어 있는 강중의 질소는 불가피한 원소이다. 강중의 질소는 보론과 결합하여 BN화합물로 석출되면 담금질성을 저하시키게 된다. 따라서 강중에 질소가 단독으로 존재하는 것을 최대한 억제하기 위해 고온에서 질소와 화합물을 형성하는 지르코늄이 첨가된다. 지르코늄은 0.0005wt% 이상 되어야 효과가 기대되며, 0.1wt% 이상 첨가시에는 상업적인 의미를 잃게 되므로 제한한다.
코발트(Co), 안티몬(Sb): 0.0005~0.5 wt%
이들 원소들은 강판의 담금질성을 높이고 열간 프레스 가공 후 강판 강도의 안정화를 높이는 효과를 갖는다. 따라서 고온상태의 내산화성을 확보하고 연신율을 향상시킬 목적으로 첨가된다.
코발트와 안티몬은 합이 0.0005wt%이상이 첨가되어야 효과가 유효하며 0.5wt% 초과시에는 제강공정 제어가 어렵고 강판이 열화된다. 그리고, 코발트와 안티몬 중 어느 한 원소가 첨가되는 경우에도 동일한 이유로 상술한 범위가 적용된다.
본 발명은 상기 합금강의 성분들을 포함하고, 나머지는 철(Fe) 및 불가피한 원소들이며, 원료, 자재, 제조설비 등의 상황에 따라 함유되는 원소로서 질소(N),산소(O) 등 불가피한 불순물의 미세한 혼입도 허용된다.
상술한 바와 같은 조성을 갖는 강슬라브는 제강공정을 통해 용강을 얻은 다음에 주괴 또는 연속주조공정을 통해 제조되며, 여기서는 열간압연 또는 냉간압연한 강판을 도금처리 후 열간 프레스 가공하여 열처리 강화형 강판으로 제조되는 아래의 공정을 거치게 된다.
[열처리 강화형 강판의 제조방법]
본 발명의 강슬라브는 제강공정을 통해 용강을 얻은 다음에 주괴 또는 연속주조공정을 통해 제조된다. 이 슬라브를 주조시 편석된 성분을 재고용하기 위하여 가열로에서 1100℃이상의 온도에서 재가열하고 Ar3~Ar3+50 온도에서 열간압연을 마무리하여 단상의 열연코일을 제조한다. 권취는 냉간압연을 용이하게 하기 위하여 400℃~700℃의 코일링 온도(CT)로 마무리한다. 그리고 강판 표면을 피클링하여 산화물을 제거한다.
다음으로 냉간압연을 실시한다. 냉간압연은 50wt%정도의 압하율로 실시하며, 냉간압연된 강판은 미도금 상태로 사용하거나 산화방지를 위하여 도금한다.
도금은 고온에서의 프레스 가공중 산화스케일 생성을 억제하도록 Al-Si도금을 수행한다. 물론, 열간압연된 강판을 미도금 상태로 사용하거나 산화방지를 위하여 도금한 후 Al-Si도금을 수행할 수도 있다.
이후 최종 원하는 형상의 부품으로 가공하기 위해 열간 프레스 가공을 실시한다. 열간 프레스 가공은 Ar3 이상 온도인 700℃ 이상으로 가열한 후 600~900℃ 온도에서 프레스를 실시하여 부품을 제조한다. 냉각은 프레스 가공과 동시에 이루어진다.
이때, 강판은 통상적인 가열온도보다 낮은 600~900℃범위로 가열하더라도 Co, Zr, Sb, P, S의 함량과 성분비 조건제어에 의해 고온상태에서 20%이상의 연신율이 확보가능하다.
그리고, 상술한 합금원소의 성분비를 제어하여 600~900℃의 범위에서 열간 프레스 가공이 가능하도록 하는 것은 도금강판의 경우 고온에 의한 도금박리를 방지하고, 미도금 강판의 경우 고온에 의한 강판 표면 산화스케일 생성을 방지할 수 있도록 하기 위함이다. 그리고 열간 프레스 가공은 600℃ 미만에서 실시하면 요구되는 프레스 가공성을 확보하기 어렵다.
이하, 상술한 열간 프레스 가공성이 우수한 열처리 강화형 강판 및 그 제조방법을 실시예를 통해 상세히 설명하기로 한다.
[실시예]
아래의 표 1의 합금설계를 강슬라브를 1100℃이상의 온도에서 2시간 가열하고, 약 900℃전후의 온도에서 마무리 압연한 다음 400~700℃에서 권취하고, 권취 1시간 후 상온까지 노냉하여 냉간압연한 강판을 700℃ 이상으로 가열한 후 600~900℃ 온도에서 열간 프레스 가공을 실시하고 금형에서 냉각하였다.
표 1은 본 발명과 종래의 합금설계안을 비교예와 발명예로 구분하여 나타낸 것이고, 표 2는 표1의 합금설계안에 따라 제조된 강판의 고온 및 상온 부품에서의 기계적 성질의 결과치를 나타낸 것이다.
표 1 (강판의 최종 합금성분 wt% : 잔부 Fe)
구분 C Si Mn P S Cu Ca Al Ti Cr Co Zr Sb B 비고
비교예1 0.20 0.3 1.2 0.018 0.006 - - 0.02 0.035 0.2 - - - 0.002 Al탈산
발명예1 0.23 0.3 1.2 0.005 0.001 0.05 - - - - 0.10 0.03 0.02 0.002 Si탈산
발명예2 0.23 0.3 1.5 0.007 0.002 0.05 - - - - 0.05 - 0.03 0.002 Si탈산
발명예3 0.23 0.3 1.5 0.012 0.003 0.05 - - - - 0.20 0.05 - 0.002 Si탈산
발명예4 0.23 0.3 1.5 0.012 0.003 0.05 0.0030 - - - 0.20 0.05 - 0.002 Si탈산
발명예5 0.23 0.3 1.5 0.012 0.003 - 0.0030 - - - 0.20 0.05 - 0.002 Si탈산
표 2
온도 600℃ 700℃ 900℃ 상온 부품
인장강도 연신율 인장강도 연신율 인장강도 연신율 인장강도 연신율
비교예1 228 16 132 17 104 22 1520 6
발명예1 223 22 153 24 106 28 1550 10
발명예2 232 20 169 23 118 26 1507 9
발명예3 201 20 128 21 98 23 1560 8
발명예4 203 20 129 21 99 24 1560 10
발명예5 202 20 127 21 98 24 1559 10
[MPa:인장강도, EL(wt%):연신율]
표 1과 표 2를 살펴보면, 알루미늄(Al), 티타늄(Ti), 크롬(Cr) 대신 코발트(Co), 안티몬(Sb), 지르코늄(Zr) 중 선택되는 2종 이상을 첨가한 경우 600~900℃ 범위의 고온에서도 강의 연신율이 20%이상 확보됨을 확인할 수 있다.
그리고, 고온 연신율이 20%이상 확보된 강판을 열간 프레스 가공한 상온 부품의 경우 금형냉각 후 1400MPa의 인장강도와 8%이상의 연신율을 확보함을 알 수 있다.
그리고, Ca/S의 중량비는 0.5~3.0의 범위를 만족하는 칼슘(Ca)첨가에 의해 연신율이 더 향상됨이 확인된다.(발명예 3 내지 발명예 5 참조)
상술한 과정에 의해 진행되는 열간 프레스 가공은 Al-Si 도금강판에 적용될 수 있다.
그리고, 상술한 방법에 의해 제조된 열처리 강화형 강판은 600~900℃범위의 열간 프레스 가공이 가능하므로 도금층을 보호하고 산화스케일 발생을 방지하면서도 높은 인장강도를 확보할 수 있게 되는 것이다.
도 3은 (a)비교예 1과 (b)발명예 1의 열간 프레스 가공 후 도금층을 보인 전자현미경(SEM) 사진이고, 도 4는 열간 프레스 가공 후 (a)비교예 1 강판의 표층으로부터 깊이 방향의 원소 분포를 측정한 글로 방전 분석(GDS)프로파일이며, 도 5는 열간 프레스 가공 후 (b)발명예 1 강판의 표층으로부터 깊이 방향의 원소 분포를 측정한 글로 방전 분석(GDS)프로파일이다.
도 3에 도시된 바에 의하면, (a)비교예 1의 경우 도금층 크랙 및 기공이 발생하였으며, (b)발명예 1의 경우 도금층 크랙 및 기공이 발생하지 않았다.
도 4 및 도 5에 도시된 바에 의하면, (a)비교예 1의 경우 도금 표층으로부터 깊이가 40㎛인 지점에서 철의 함량이 급속히 많아진 반면, (b)발명예 1의 경우 도금 표층으로부터 깊이가 25㎛인 지점에서 철의 함량이 급속히 많아졌다. 철의 함량이 급속히 많아지는 것은 도금층이 끝난것을 의미하며 이로써 도금층의 두께를 예측한다.
이를 통해, 도금층이 10~30㎛ 두께로 얇게 형성되어도 스케일이 생성되지 않으며 도금층 크랙 및 기공 또한 저감되어 내식성이 향상됨을 알 수 있다.
이와 같은 본 발명의 기본적인 기술적 사상의 범주 내에서, 당업계의 통상의 지식을 가진 자에게 있어서는 다른 많은 변형이 가능함은 물론이고, 본 발명의 권리범위는 첨부한 특허청구 범위에 기초하여 해석되어야 할 것이다.

Claims (10)

  1. 탄소(C) 0.15~0.30wt%, 실리콘(Si) 0.05~0.5wt%, 망간(Mn) 1.0~2.0wt%, 보론(B) 0.0005~0.0040wt%, 황(S) 0.003wt% 이하, 인(P) 0.012wt% 이하이고,
    칼슘(Ca) 0.0010~0.0040wt%, 구리(Cu) 0.05~1.0wt%, 중 선택된 1종 이상을 포함하고,
    코발트(Co), 지르코늄(Zr), 안티몬(Sb) 중 적어도 2종 이상을 포함하며, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 가지는 것을 특징으로 하는 열처리 강화형 강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 지르코늄(Zr)은 0.0005~0.1wt% 범위로 함유됨을 특징으로 하는 열처리 강화형 강판.
  3. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    상기 코발트(Co)와 안티몬(Sb)의 함량은 0.0005wt% ≤(Co + Sb) ≤ 0.5wt%의 식을 만족하는 범위로 함유되는 것을 특징으로 하는 열처리 강화형 강판.
  4. 청구항 3에 있어서,
    상기 Ca/S의 중량비는 0.5~3.0의 범위를 만족하는 것을 특징으로 하는 열처리 강화형 강판.
  5. 탄소(C) 0.15~0.30wt%, 실리콘(Si) 0.05~0.5wt%, 망간(Mn) 1.0~2.0wt%, 보론(B) 0.0005~0.0040wt%, 황(S) 0.003wt% 이하, 인(P) 0.012wt% 이하이고,
    칼슘(Ca) 0.0010~0.0040wt%, 구리(Cu) 0.05~1.0wt%, 중 선택된 1종 이상을 포함하고,
    코발트(Co), 지르코늄(Zr), 안티몬(Sb) 중 적어도 2종 이상을 포함하며, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖는 도금강판을
    600~900℃의 온도에서 열간 프레스 가공하여서 인장강도가 1400MPa이상, 연신율이 8%이상이 되도록 한 것을 특징으로 하는 열처리 강화형 강판의 제조방법.
  6. 청구항 5에 있어서,
    상기 지르코늄(Zr)은 0.0005~0.1wt% 범위로 함유됨을 특징으로 하는 열처리 강화형 강판의 제조방법.
  7. 청구항 5 또는 청구항 6에 있어서,
    상기 코발트(Co)와 안티몬(Sb)의 함량은 0.0005wt% ≤(Co + Sb) ≤ 0.5wt%의 식을 만족하는 범위로 함유되는 것을 특징으로 하는 열처리 강화형 강판의 제조방법.
  8. 청구항 7에 있어서,
    상기 Ca/S의 중량비는 0.5~3.0의 범위를 만족하는 것을 특징으로 하는 열처리 강화형 강판의 제조방법.
  9. 청구항 8에 있어서,
    상기 열간 프레스 가공은 상기 도금강판을 700℃ 이상으로 가열한 후 금형에 추출하여 600~900℃의 온도에서 프레스 가공하고 동시에 금형에서 냉각하는 것을 특징으로 하는 열처리 강화형 강판의 제조방법.
  10. 청구항 9에 있어서,
    상기 도금강판은 Al-Si도금강판인 것을 특징으로 하는 열처리 강화형 강판의 제조방법.
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Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3081921B1 (en) * 2015-04-16 2019-08-14 Heraeus Electro-Nite International N.V. Spectrometer calibration method
KR102010048B1 (ko) 2017-06-01 2019-10-21 주식회사 포스코 도장 밀착성과 도장 후 내식성이 우수한 열간 프레스 성형 부재용 강판 및 그 제조방법
CN110129669A (zh) * 2019-04-25 2019-08-16 首钢集团有限公司 一种汽车管状纵臂用钢及其制备方法和钢管及其制备方法
CN115305469A (zh) * 2022-09-17 2022-11-08 兰州城市学院 一种焊接接头处激光熔覆用合金钢及其制备方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001348647A (ja) * 2000-06-07 2001-12-18 Nippon Steel Corp 成形性の優れた鋼管およびその製造方法
JP2006037130A (ja) * 2004-07-23 2006-02-09 Nippon Steel Corp ホットプレス用めっき鋼板の製造方法
JP2007284776A (ja) * 2006-04-20 2007-11-01 Nippon Steel Corp プレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びにそれらの製造方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59222526A (ja) * 1983-05-30 1984-12-14 Nippon Steel Corp 耐硫化物腐食割れ性の優れた鋼の製造方法
CN1088119C (zh) * 1997-09-11 2002-07-24 川崎制铁株式会社 具有超细晶粒的加工用热轧钢板及其制造方法
FR2787735B1 (fr) * 1998-12-24 2001-02-02 Lorraine Laminage Procede de realisation d'une piece a partir d'une bande de tole d'acier laminee et notamment laminee a chaud
JP3758549B2 (ja) * 2001-10-23 2006-03-22 住友金属工業株式会社 熱間プレス加工方法
JP4280078B2 (ja) * 2003-01-24 2009-06-17 新日本製鐵株式会社 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板及びめっき鋼板、加工性に優れた鋼管、並びに、それらの製造方法
JP4317491B2 (ja) * 2004-06-29 2009-08-19 新日本製鐵株式会社 熱間プレス用鋼板
JP5014807B2 (ja) * 2007-01-15 2012-08-29 新日本製鐵株式会社 熱間プレス用鋼板
KR101008117B1 (ko) * 2008-05-19 2011-01-13 주식회사 포스코 표면특성이 우수한 고가공용 고강도 박강판 및용융아연도금강판과 그 제조방법

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001348647A (ja) * 2000-06-07 2001-12-18 Nippon Steel Corp 成形性の優れた鋼管およびその製造方法
JP2006037130A (ja) * 2004-07-23 2006-02-09 Nippon Steel Corp ホットプレス用めっき鋼板の製造方法
JP2007284776A (ja) * 2006-04-20 2007-11-01 Nippon Steel Corp プレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びにそれらの製造方法

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