WO2017051997A1 - 성형체 제조방법 - Google Patents

성형체 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
WO2017051997A1
WO2017051997A1 PCT/KR2016/000392 KR2016000392W WO2017051997A1 WO 2017051997 A1 WO2017051997 A1 WO 2017051997A1 KR 2016000392 W KR2016000392 W KR 2016000392W WO 2017051997 A1 WO2017051997 A1 WO 2017051997A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel
weight
hot
molded body
cooling
Prior art date
Application number
PCT/KR2016/000392
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
유병길
이승하
도형협
송치웅
Original Assignee
현대제철 주식회사
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 현대제철 주식회사 filed Critical 현대제철 주식회사
Priority to EP16848723.9A priority Critical patent/EP3354364B1/en
Priority to JP2018509803A priority patent/JP2018532594A/ja
Priority to US15/759,185 priority patent/US11400504B2/en
Priority to CN201680052945.5A priority patent/CN108025349B/zh
Publication of WO2017051997A1 publication Critical patent/WO2017051997A1/ko

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/20—Deep-drawing
    • B21D22/208—Deep-drawing by heating the blank or deep-drawing associated with heat treatment
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/20—Deep-drawing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D35/00—Combined processes according to or processes combined with methods covered by groups B21D1/00 - B21D31/00
    • B21D35/002—Processes combined with methods covered by groups B21D1/00 - B21D31/00
    • B21D35/005—Processes combined with methods covered by groups B21D1/00 - B21D31/00 characterized by the material of the blank or the workpiece
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D37/00—Tools as parts of machines covered by this subclass
    • B21D37/16—Heating or cooling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D53/00—Making other particular articles
    • B21D53/88—Making other particular articles other parts for vehicles, e.g. cowlings, mudguards
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a molded article. More specifically, the present invention relates to a molded article manufacturing method used as a component material for the collision member.
  • B-pillar which is an important part for collision members of automobiles, is mainly used for heat treated steel of 150K class or more. This plays a very important role in securing the driver's survival space during side impact.
  • the high toughness steel member used as a collision member causes brittle fracture that threatens the driver's safety during side impact, thereby improving the collision absorption ability by connecting the low toughness steel member to the lower end of the brittle B-pillar.
  • Such a steel member is called steel for Taylor Welded Blank (TWB).
  • the TWB steel is manufactured through a hot pressing process such as hot stamping after hot rolling and cold rolling.
  • it is to provide a method for producing a molded body that can minimize the material deviation according to the process variable during the hot press process.
  • the method for manufacturing a molded product includes preparing a first steel material and a second steel material; Manufacturing a bonded steel material by bonding the first steel material and the second steel material; Heating the bonded steel to 910 ° C. to 950 ° C .; Hot pressing the heated bonded steel material to produce an intermediate molded body; And cooling the intermediate molded body, wherein the first steel material has a higher tensile strength TS than the second steel material.
  • the cooling may cool the intermediate body at a cooling rate of 50 ⁇ 150 °C / s.
  • the heated bonded steel material can be transferred to the hot press mold within 5 to 20 seconds.
  • the tensile strength of the first steel is 1300 ⁇ 1600MPa
  • the tensile strength of the second steel may be 600MPa or more.
  • the second steel carbon (C): 0.04-0.06% by weight, silicon (Si): 0.2-0.4% by weight, manganese (Mn): 1.6-2.0% by weight, phosphorus (P): 0% by weight More than 0.018% by weight or less, sulfur (S): more than 0 and 0.003% by weight or less, chromium (Cr): 0.1 to 0.3% by weight, boron (B): 0.0009 to 0.0011% by weight, titanium (Ti): 0.01 to 0.03 weight %, Niobium (Nb): reheating a steel slab containing 0.04 to 0.06% by weight and the balance of iron (Fe) and unavoidable impurities at 1,200 to 1,250 ° C; Hot rolling the reheated steel slab; Winding the hot rolled steel slab to produce a hot rolled coil; Uncoiling the hot rolled coil and cold rolling to prepare a cold rolled sheet; And annealing the cold rolled sheet material.
  • the annealing may be performed by heating the cold rolled sheet at 810 ° C. to 850 ° C., and cooling the heated cold rolled sheet at a cooling rate of 10 to 50 ° C./s.
  • the winding may be made at a winding temperature of 620 ⁇ 660 °C.
  • Figure 1 shows a molded article manufacturing method according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 2 shows a process for producing a bonding material of the present invention.
  • Figure 3 shows the bonding material of the present invention.
  • Figure 4 (a) shows the final microstructure change according to the hot press mold transfer time of the embodiment of the present invention
  • Figure 4 (b) shows the final microstructure change according to the hot press mold transfer time of the comparative example for the present invention It is shown.
  • FIG. 5 is a graph showing the change in tensile strength according to the hot press die transfer time of the embodiment of the present invention and the comparative example for the present invention.
  • FIG. 6 is a graph showing the change in elongation according to the hot press die transfer time of the embodiment of the present invention and the comparative example for the present invention.
  • Figure 7 shows the surface structure according to the hot press die transfer time of the embodiment.
  • Figure 1 shows a molded article manufacturing method according to an embodiment of the present invention.
  • the molded product manufacturing method may include preparing a steel material (S10); (S20) bonding steel manufacturing step; (S30) bonding steel heating step; (S40) step of manufacturing an intermediate molded product; And (S50) cooling step.
  • the method for producing a molded article (S10) preparing a first steel and a second steel; (S20) manufacturing the bonded steel material by bonding the first steel material and the second steel material; (S30) heating the bonding steel to 910 °C ⁇ 950 °C; (S40) hot press molding the heated bonded steel to produce an intermediate molded body; And (S50) cooling the intermediate body.
  • the step is to prepare a first steel and a second steel.
  • the first steel uses a higher tensile strength TS than the second steel.
  • the first steel can be manufactured using boron steel.
  • the boron steel is a steel having improved hardenability by adding boron (B). Boron steel is excellent in toughness and impact resistance, in particular, may be excellent in high strength, high hardness, wear resistance.
  • the first steel is carbon (C): 0.2-0.3 wt%, silicon (Si): 0.2-0.5 wt%, manganese (Mn): 1.0-2.0 wt%, phosphorus (P): 0 wt% Greater than 0.02% by weight or less, sulfur (S): greater than 0% by weight 0.001% by weight or less, copper (Cu): greater than 0% by weight and 0.05% by weight or less, aluminum (Al): greater than 0% by weight and 0.05% by weight or less, titanium ( Ti): 0.01 to 0.10% by weight, chromium (Cr): 0.1 to 0.5% by weight, molybdenum (Mo): 0.1 to 0.5% by weight, boron (B): 0.001 to 0.005% by weight, and the balance of iron (Fe) and unavoidable It may contain impurities. Including the alloying element in the above range may be excellent in toughness and impact resistance, in particular, high strength, high hardness, wear
  • the tensile strength of the first steel may be 1300 ⁇ 1600MPa, yield strength is 900 ⁇ 1200MPa, elongation may be 4 ⁇ 8%.
  • the tensile strength of the second steel may be 600 ⁇ 950MPa, yield strength is 300 ⁇ 700 MPa, elongation may be 8-18%.
  • the molded article of the present invention may be suitable for use for a collision member such as a vehicle.
  • the second steel material steel slab reheating step; Hot rolling step; Winding step; Cold rolling step; And annealing step; can be prepared including.
  • the second steel is carbon (C): 0.04-0.06% by weight, silicon (Si): 0.2-0.4% by weight, manganese (Mn): 1.6-2.0% by weight, phosphorus (P): 0% by weight More than 0.018% by weight or less, sulfur (S): more than 0% by weight 0.003% by weight or less, chromium (Cr): 0.1 to 0.3% by weight, boron (B): 0.0009 to 0.0011% by weight, titanium (Ti): 0.01 to 0.03 Reheating a steel slab comprising: by weight, niobium (Nb): 0.04 to 0.06 weight percent, and the balance of iron (Fe) and unavoidable impurities at 1,200 to 1,250 ° C .; Hot rolling the reheated steel slab; Winding the hot rolled steel slab to produce a
  • the step is carbon (C): 0.04-0.06% by weight, silicon (Si): 0.2-0.4% by weight, manganese (Mn): 1.6-2.0% by weight, phosphorus (P): more than 0% by weight 0.018% by weight, Sulfur (S): more than 0 and 0.003 wt% or less, Chromium (Cr): 0.1 to 0.3 wt%, boron (B): 0.0009 to 0.0011 wt%, titanium (Ti): 0.01 to 0.03 wt%, niobium (Nb): Reheating the steel slab containing 0.04 to 0.06% by weight, and the balance of iron (Fe) and unavoidable impurities.
  • the carbon (C) is a main element for determining the strength and hardness of the steel, and is added for the purpose of securing tensile strength after the hot pressing process.
  • the carbon may be included in an amount of 0.04 to 0.06% by weight based on the total weight of the steel slab.
  • the carbon is included in less than 0.04% by weight, the material properties of the present invention is lowered, and when the carbon is more than 0.45% by weight, the toughness of the second steel may be lowered.
  • the silicon (Si) serves as an effective deoxidizer and is included as a major element in the ferrite strengthening in the matrix.
  • the silicon may be included 0.2 to 0.4% by weight based on the total weight of the steel slab.
  • the silicon is included in less than 0.2% by weight, the addition effect is insignificant, and when included in excess of 0.4% by weight, the toughness of the steel is deteriorated, thereby reducing the formability, so that forging and workability may be reduced.
  • the manganese (Mn) is added for the purpose of increasing hardenability and strength during heat treatment.
  • the manganese is included 1.6 to 2.0% by weight based on the total weight of the steel slab. Hardness and strength may be reduced when the manganese is included in an amount less than 1.6 wt%, and ductility and toughness due to manganese segregation may be decreased when it is included in an amount exceeding 2.0 wt%.
  • Phosphorus (P) is an element that segregates well and is an element that inhibits toughness of steel.
  • the phosphorus (P) may be included in more than 0% by weight to 0.018% by weight based on the total weight of the steel slab. When included in the above range can be reduced the toughness. When the phosphorus is included in an amount exceeding 0.025% by weight, cracks may occur during the process, and an iron phosphide compound may be formed to reduce toughness.
  • S is an element that inhibits workability and physical properties.
  • the sulfur may be included more than 0 0.003% by weight based on the total weight of the steel slab.
  • the sulfur is included in excess of 0.003% by weight, the hot workability is degraded, and surface defects such as cracks may occur due to the formation of large inclusions.
  • the chromium (Cr) is added for the purpose of improving the hardenability and strength of the second steel.
  • the chromium is included in 0.1 to 0.3% by weight based on the total weight of the steel slab.
  • the chromium is included in an amount less than 0.1 wt%, the effect of chromium addition may not be properly exhibited, and when it is included in an amount exceeding 0.3 wt%, the toughness of the second steel may be reduced.
  • the boron (B) is added for the purpose of compensating for quenchability by replacing molybdenum, an expensive quenchable element, and has a grain refinement effect by increasing austenite grain growth temperature.
  • the boron may be included in 0.0009 ⁇ 0.0011% by weight relative to the total weight of the steel slab.
  • the boron is included in an amount less than 0.0009% by weight, the hardenability effect is insufficient, and when it is included in an amount exceeding 0.0011% by weight, the risk of inferior elongation may increase.
  • the titanium (Ti) forms a precipitated phase such as Ti (C, N) at a high temperature, thereby effectively contributing to the refinement of austenite grains.
  • the titanium is included 0.01 to 0.03% by weight based on the total weight of the steel slab. When the titanium is included in less than 0.01% by weight, the addition effect is insignificant, and when included in excess of 0.03% by weight may cause surface cracks due to excessive precipitation.
  • the niobium (Nb) is added for the purpose of increasing the strength and toughness according to the reduction of martensite packet size.
  • the niobium is included 0.04 to 0.06% by weight based on the total weight of the steel slab.
  • the grain refining effect is insignificant, and when it contains more than 0.06% by weight, steelmaking coarse precipitates may be generated, which is disadvantageous in terms of cost.
  • the steel slab may be heated at slab reheating temperature (SRT): 1,200 ° C to 1,250 ° C.
  • SRT slab reheating temperature
  • the homogenizing effect of the alloying elements is advantageous.
  • the homogenization effect of the alloying elements may be reduced, and the process cost may be increased when the reheating exceeds 1,250 ° C.
  • the slab reheating temperature can be heated at 1,220 ° C to 1,250 ° C.
  • the step is hot rolling the reheated steel slab at a finish rolling temperature (FDT): 860 ° C to 900 ° C.
  • FDT finish rolling temperature
  • the rigidity and formability of the second steel may be excellent at the same time.
  • the step is a step of winding the hot rolled steel slab to produce a hot rolled coil.
  • the winding may wind the hot-rolled steel slab at a coiling temperature (Coiling Temperature, CT): 620 °C ⁇ 660 °C temperature.
  • CT Coiling Temperature
  • the hot rolled steel slab can be wound up to cool to the winding temperature.
  • the low temperature phase fraction due to subcooling at the winding temperature condition is increased to prevent the increase in strength due to the addition of Nb, while preventing the rolling load during cold rolling.
  • the cooling may be cooled by a shear quenching method.
  • the step is to uncoil the hot rolled coil and cold rolled to produce a cold rolled sheet material.
  • the hot rolled coil may be uncoiled, then pickled, and cold rolled.
  • the pickling may be carried out for the purpose of removing the scale formed on the hot rolled coil surface.
  • the cold rolling may be carried out at a reduction ratio of 60% to 80%.
  • the cold rolling at the rolling reduction may reduce deformation of the hot rolled structure, and may have excellent elongation and formability.
  • the step is annealing the cold rolled sheet material.
  • the annealing may include a heating step and a cooling step. More specifically, the annealing may include the annealing heating the cold rolled sheet at 810 ° C. to 850 ° C., and cooling the heated cold rolled sheet at a cooling rate of 10 to 50 ° C./s. have.
  • the process efficiency at the time of annealing, strength and formability may be excellent at the same time.
  • the step is to join the first steel and the second steel to produce a joining steel.
  • 2 illustrates a process of manufacturing a bonding material by bonding the first steel and the second steel
  • FIG. 3 illustrates a bonding material in which the first steel and the second steel are joined.
  • the first steel 10 and the second steel 20 may be aligned with each other, and then bonded to each other by laser welding to manufacture a bonded steel.
  • the first steel 10 and the second steel 20 may have different thicknesses.
  • the second steel 20 may be thicker than the first steel 10. Stable collision performance can be secured under the above conditions.
  • the first steel 10 may be located at an upper portion of the joined material, and the second steel 20 may be located at a lower portion of the joined material.
  • the step is a step of heating the bonding steel to 910 °C ⁇ 950 °C.
  • the bonding steel can be heated for 4 minutes to 6 minutes at 910 °C ⁇ 950 °C.
  • the moldability of the joining steel can be secured in the above range.
  • the heating temperature is performed at less than 910 °C, it is difficult to secure the formability of the joining steel, and when carried out above 950 °C productivity is lowered and can be separated in terms of energy.
  • the molding time is less than 4 minutes, it is difficult to secure the formability of the joining steel, and when carried out for more than 6 minutes the productivity is lowered and can be separated in terms of energy.
  • the step is hot pressing the heated bonded steel material to produce an intermediate molded body.
  • the heated bonded steel material may be transferred to a hot press mold within 5 to 20 seconds to be hot press formed.
  • it is possible to minimize the material deviation by position of the joining steel. For example, it may be 9 to 11 seconds.
  • the step is cooling the intermediate body.
  • the cooling may cool the intermediate body at a cooling rate of 50 ⁇ 150 °C / s.
  • phase transformation may occur into a completely martensite structure, and thus physical properties such as toughness may be excellent.
  • material variation such as tensile strength and elongation of each part of the molded body according to the process variable during the hot press process can be minimized, and the stiffness and moldability of the manufactured molded article are excellent, The overall toughness can be improved, and the material variation according to the process variable can be minimized, so that the productivity and economy can be excellent.
  • the first steel 10 and the second steel 20 was bonded by using laser welding to prepare a bonded steel material.
  • the bonded steel material was heated at 930 ° C. for 5 minutes, and then the heated bonded steel material was transferred to a hot press mold in 10 seconds to hot press molding to produce an intermediate molded body, and the intermediate molded body was 50 to 150 ° C./s.
  • the molded article was prepared by cooling at a cooling rate of.
  • Figure 4 (a) shows the final microstructure change according to the hot press die transfer time of the second steel corresponding site of the embodiment
  • Figure 4 (b) is according to the hot press mold transfer time of the second steel corresponding site of the comparative example Final microstructure changes are shown.
  • the second steel material of the comparative example is a change in the time to transfer to the die for hot pressing after heating of the bonded steel material than the embodiment, and the intermediate
  • the rapid change of martensite and ferrite fractions occurred according to the cooling rate of the molded body and the mold, and it was found that there was a high possibility of material variation by parts of the molded body. I could see.
  • the second steel of the above embodiment boron (B) and chromium (Cr) and niobium (Nb) in order to prevent the material deviation of the molded body caused by the process variable, such as the transfer time of the hot press die difficult to control.
  • Addition increases the hardenability, decreases the amount of carbon (C) added to reduce the martensite fraction, thereby stably securing the bainite structure within the range of the hot press process (transfer time of the hot press die)
  • Mo molybdenum
  • Figure 5 shows the change in tensile strength according to the hot press die transfer time of the corresponding parts of the second steel material of the molded body of the Examples and Comparative Examples.
  • the comparative example has a larger change in tensile strength with a transfer time than the example, and the example shows that the change in tensile strength with a change in transfer time is small.
  • Figure 6 shows the change in elongation according to the hot press die transfer time of the corresponding parts of the second steel material of the molded articles of the Examples and Comparative Examples.
  • the comparative example has a larger change in elongation according to the transfer time than in the example, and the example shows that the change in elongation due to the change in the transfer time is small.
  • Figure 7 shows the surface structure according to the hot press die transfer time of the corresponding portion of the second steel material of the embodiment molded body. Referring to FIG. 7, it can be seen that the embodiment has little change in microstructure according to the transfer time.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

성형체 제조방법에 대한 발명이 개시된다. 상기 성형체 제조방법은 제1 강재 및 제2 강재를 마련하는 단계; 상기 제1 강재 및 제2 강재를 접합하여 접합강재를 제조하는 단계; 상기 접합강재를 910℃~950℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 접합강재를 열간 프레스 성형하여 중간성형체를 제조하는 단계; 및 상기 중간성형체를 냉각하는 단계;를 포함하며, 상기 제1 강재는 상기 제2 강재보다 인장강도(TS)가 높은 것을 특징으로 한다.

Description

성형체 제조방법
본 발명은 성형체 제조방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는 충돌 부재용 부품 소재로 사용되는 성형체 제조방법에 관한 것이다.
자동차의 충돌 부재용 중요 부품인 B-필러(Pillar)에는 주로 150K급 이상의 열처리강이 사용된다. 이는 측면 충돌시 운전자의 생존공간을 확보하는데 매우 중요한 역할을 하고 있다. 또한 충돌 부재로 사용되는 고인성의 강부재는 측면 충돌 시 운전자의 안전을 위협하는 취성파단 현상이 발생하므로, 취성이 발생하는 B-필러 하단부에 저인성의 강 부재를 연결하여 충돌흡수능력을 향상시킨다. 이러한 강 부재를, 테일러 웰디드 강재(Taylor Welded Blank, TWB)용 강재라 한다. 상기 TWB용 강재는 열연, 냉연 공정 후 핫 스탬핑(Hot stamping) 등의 열간 프레스 공정을 통하여 제조된다.
본 발명과 관련한 배경기술은 대한민국 등록특허공보 제1304621호 (2013.08.30. 공고, 발명의 명칭: 영역별로 상이한 강도를 갖는 프레스 성형품의 제조방법)에 개시되어 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 열간프레스 공정시 공정변수에 따른 재질 편차를 최소화 할 수 있는 성형체 제조방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 강성 및 성형성이 우수한 성형체 제조방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 생산성 및 경제성이 우수한 성형체 제조방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 하나의 관점은 성형체 제조방법에 관한 것이다. 한 구체예에서 상기 성형체 제조방법은 제1 강재 및 제2 강재를 마련하는 단계; 상기 제1 강재 및 제2 강재를 접합하여 접합강재를 제조하는 단계; 상기 접합강재를 910℃~950℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 접합강재를 열간 프레스 성형하여 중간성형체를 제조하는 단계; 및 상기 중간성형체를 냉각하는 단계;를 포함하며, 상기 제1 강재는 상기 제2 강재보다 인장강도(TS)가 높은 것을 특징으로 한다.
한 구체예에서 상기 냉각은 상기 중간성형체를 50~150℃/s의 냉각속도로 냉각할 수 있다.
한 구체예에서 상기 열간 프레스 성형시, 상기 가열된 접합강재를 5~20초 이내로 열간 프레스용 금형에 이송할 수 있다.
한 구체예에서 상기 제1 강재의 인장강도는 1300~1600MPa 이며, 상기 제2 강재의 인장강도는 600MPa 이상일 수 있다.
한 구체예에서 상기 제2 강재는, 탄소(C): 0.04~0.06 중량%, 실리콘(Si): 0.2~0.4 중량%, 망간(Mn): 1.6~2.0 중량%, 인(P): 0 중량% 초과 0.018 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 크롬(Cr): 0.1~0.3 중량%, 보론(B): 0.0009~0.0011 중량%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03 중량%, 니오븀(Nb): 0.04~0.06 중량%, 및 잔부의 철(Fe)과 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬래브를 1,200~1,250℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬래브를 열간 압연하는 단계; 상기 열간 압연된 강 슬래브를 권취하여 열연코일을 제조하는 단계; 상기 열연코일을 언코일링하고, 냉간 압연하여 냉연판재를 제조하는 단계; 및 상기 냉연판재를 소둔하는 단계;를 포함하여 제조될 수 있다.
한 구체예에서 상기 소둔은 상기 냉연판재를 810℃~850℃에서 가열하고, 그리고 상기 가열된 냉연판재를 10~50℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하여 이루어질 수 있다.
한 구체예에서 상기 권취는 620~660℃의 권취온도에서 이루어질 수 있다.
본 발명의 성형체 제조방법을 적용시, 열간프레스 공정시 공정변수에 따른 성형체의 부위별 인장강도 및 연신율 등의 재질 편차를 최소화 할 수 있으며, 제조된 성형체의 강성 및 성형성이 우수하고, 상기 공정 변수에 따른 재질 편차를 최소화함에 따라 생산성 및 경제성이 우수하여 충돌 부재용 부품 소재로 사용되기 적합할 수 있다.
도 1은 본 발명의 한 구체예에 따른 성형체 제조방법을 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 접합소재를 제조하는 공정을 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 접합소재를 나타낸 것이다.
도 4(a)는 본 발명의 실시예의 열간 프레스 금형 이송 시간에 따른 최종 미세조직 변화를 나타낸 것이며, 도 4(b)는 본 발명에 대한 비교예의 열간 프레스 금형 이송 시간에 따른 최종 미세조직 변화를 나타낸 것이다.
도 5는 본 발명의 실시예 및 본 발명에 대한 비교예의 열간 프레스 금형 이송시간에 따른 인장강도 변화를 나타낸 그래프이다.
도 6는 본 발명의 실시예 및 본 발명에 대한 비교예의 열간 프레스 금형 이송시간에 따른 연신율 변화를 나타낸 그래프이다.
도 7은 실시예의 열간 프레스 금형 이송시간에 따른 표면조직을 나타낸 것이다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다. 이때, 본 발명을 설명함에 있어서 관련된 공지기술 또는 구성에 대한 구체적인 설명이 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있다고 판단되는 경우에는 그 상세한 설명은 생략할 것이다.
그리고 후술되는 용어들은 본 발명에서의 기능을 고려하여 정의된 용어들로서 이는 사용자, 운용자의 의도 또는 관례 등에 따라 달라질 수 있으므로 그 정의는 본 발명을 설명하는 본 명세서 전반에 걸친 내용을 토대로 내려져야 할 것이다.
본 발명의 하나의 관점은 성형체 제조방법에 관한 것이다. 도 1은 본 발명의 한 구체예에 따른 성형체 제조방법을 나타낸 것이다. 상기 도 1을 참조하면, 상기 성형체 제조방법은 (S10) 강재 마련단계; (S20) 접합강재 제조단계; (S30) 접합강재 가열단계; (S40) 중간성형체 제조단계; 및 (S50) 냉각단계;를 포함한다. 좀 더 구체적으로, 상기 성형체 제조방법은 (S10) 제1 강재 및 제2 강재를 마련하는 단계; (S20) 제1 강재 및 제2 강재를 접합하여 접합강재를 제조하는 단계; (S30) 상기 접합강재를 910℃~950℃로 가열하는 단계; (S40) 상기 가열된 접합강재를 열간 프레스 성형하여 중간성형체를 제조하는 단계; 및 (S50) 상기 중간성형체를 냉각하는 단계;를 포함한다.
이하, 본 발명에 따른 성형체 제조방법을 단계별로 상세히 설명하도록 한다.
(S10) 강재 마련단계
상기 단계는 제1 강재 및 제2 강재를 마련하는 단계이다.
제1 강재는 제2 강재보다 인장강도(TS)가 높은 것을 사용한다. 한 구체예에서 제1 강재는 보론강을 사용하여 제조할 수 있다. 상기 보론강(boron steel)은 보론(B)를 첨가하여 경화능을 향상시킨 강이다. 보론강은 인성과 내충격성이 우수하며 특히, 고강도, 고경도, 내마모성이 우수할 수 있다.
한 구체예에서 상기 제1 강재는 탄소(C): 0.2~0.3 중량%, 실리콘(Si): 0.2~0.5 중량%, 망간(Mn): 1.0~2.0 중량%, 인(P): 0 중량% 초과 0.02 중량% 이하, 황(S): 0 중량% 초과 0.001 중량% 이하, 구리(Cu): 0 중량% 초과 0.05 중량% 이하, 알루미늄(Al): 0 중량% 초과 0.05 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0.01~0.10 중량%, 크롬(Cr): 0.1~0.5 중량%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.5 중량%, 보론(B): 0.001~0.005 중량% 및 잔부의 철(Fe)과 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 상기 범위의 합금원소를 포함시 인성과 내충격성이 우수하며 특히, 고강도, 고경도, 내마모성이 우수할 수 있다.
한 구체예에서 상기 제1 강재의 인장강도는 1300~1600MPa, 항복강도는 900~1200MPa, 연신율은 4~8% 일 수 있다. 이때, 상기 제2 강재의 인장강도는 600~950MPa, 항복강도는 300~700 MPa, 연신율은 8~18% 일 수 있다. 상기 범위에서 본 발명의 성형체가 차량 등의 충돌 부재 용도로 사용하기 적합할 수 있다.
한 구체예에서 상기 제2 강재는, 강 슬래브 재가열단계; 열간 압연단계; 권취단계; 냉간 압연단계; 및 소둔 단계;를 포함하여 제조될 수 있다. 좀 더 구체적으로 상기 제2 강재는 탄소(C): 0.04~0.06 중량%, 실리콘(Si): 0.2~0.4 중량%, 망간(Mn): 1.6~2.0 중량%, 인(P): 0 중량% 초과 0.018 중량% 이하, 황(S): 0 중량% 초과 0.003 중량% 이하, 크롬(Cr): 0.1~0.3 중량%, 보론(B): 0.0009~0.0011 중량%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03 중량%, 니오븀(Nb): 0.04~0.06 중량%, 및 잔부의 철(Fe)과 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬래브를 1,200~1,250℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬래브를 열간 압연하는 단계; 상기 열간 압연된 강 슬래브를 권취하여 열연코일을 제조하는 단계; 상기 열연코일을 언코일링하고, 냉간 압연하여 냉연판재를 제조하는 단계; 및 상기 냉연판재를 소둔하는 단계;를 포함하여 제조될 수 있다.
이하, 상기 제2 강재 제조방법을 단계별로 상세히 설명하도록 한다.
강 슬래브 재가열단계
상기 단계는 탄소(C): 0.04~0.06 중량%, 실리콘(Si): 0.2~0.4 중량%, 망간(Mn): 1.6~2.0 중량%, 인(P): 0 중량% 초과 0.018 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 크롬(Cr): 0.1~0.3 중량%, 보론(B): 0.0009~0.0011 중량%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03 중량%, 니오븀(Nb): 0.04~0.06 중량%, 및 잔부의 철(Fe)과 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬래브를 재가열하는 단계이다.
이하, 상기 제2 강재의 강 슬래브에 포함되는 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 상세히 설명하도록 한다.
탄소(C)
상기 탄소(C)는 강의 강도, 경도를 결정하는 주요 원소이며, 열간 프레스 공정 이후 인장강도를 확보하는 목적으로 첨가된다.
한 구체예에서 상기 탄소는 상기 강 슬래브 전체중량에 대하여 0.04~0.06 중량%로 포함될 수 있다. 상기 탄소가 0.04 중량% 미만으로 포함되는 경우, 본 발명의 재질 특성이 저하되며, 0.45 중량%를 초과하는 경우 상기 제2 강재의 인성이 저하될 수 있다.
실리콘(Si)
상기 실리콘(Si)은 유효한 탈산제로의 역할을 하며, 기지 내 페라이트 강화에 주요한 원소로서 포함된다.
한 구체예에서 상기 실리콘은 상기 강 슬래브 전체중량에 대하여 0.2~0.4 중량% 포함될 수 있다. 상기 실리콘을 0.2 중량% 미만으로 포함시 첨가 효과가 미미하며, 0.4 중량%를 초과하여 포함시 강의 인성을 해쳐 성형성을 저하시키므로 단조 및 가공성이 저하될 수 있다.
망간(Mn)
상기 망간(Mn)은 열처리시 소입성 및 강도 증가 목적으로 첨가된다.
한 구체예에서 상기 망간은 상기 강 슬래브 전체중량에 대하여 1.6~2.0 중량% 포함된다. 상기 망간을 1.6 중량% 미만으로 포함시 소입성 및 강도가 저하될 수 있으며, 2.0 중량%를 초과하여 포함시 망간 편석에 의한 연성 및 인성이 저하될 수 있다.
인(P)
상기 인(P)은 편석이 잘 되는 원소로 강의 인성을 저해하는 원소이다. 한 구체예에서 상기 인(P)은 상기 강 슬래브 전체중량에 대하여 0 중량% 초과 0.018 중량% 이하로 포함될 수 있다. 상기 범위로 포함시 인성 저하를 방지할 수 있다. 상기 인을 0.025 중량%를 초과하여 포함시, 공정중 크랙을 유발하고, 인화철 화합물이 형성되어 인성이 저하될 수 있다.
황(S)
상기 황(S)은 가공성 및 물성을 저해하는 원소이다. 한 구체예에서 상기 황은 상기 강 슬래브 전체중량에 대하여 0 초과 0.003 중량% 이하 포함될 수 있다. 상기 황을 0.003 중량%를 초과하여 포함시 열간 가공성을 떨어뜨리고, 거대 개재물 생성에 의해 크랙 등 표면 결함이 발생할 수 있다.
크롬(Cr)
상기 크롬(Cr)은 제2 강재의 소입성 및 강도를 향상시키는 목적으로 첨가된다. 한 구체예에서 상기 크롬은 상기 강 슬래브 전체중량에 대하여 0.1~0.3 중량%로 포함된다. 상기 크롬을 0.1 중량% 미만으로 포함시 크롬 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없으며, 0.3 중량%를 초과하여 포함시 상기 제2 강재의 인성이 저하될 수 있다.
보론(B)
*상기 보론(B)은 고가의 소입성 원소인 몰리브덴을 대체하여 소입성을 보상하는 목적으로 첨가되며, 오스테나이트 결정립 성장 온도 증가로 결정립 미세화 효과를 가진다.
한 구체예에서 상기 보론은 상기 강 슬래브 전체중량에 대하여 0.0009~0.0011 중량% 포함될 수 있다. 상기 보론을 0.0009 중량% 미만으로 포함시 소입성 효과가 부족하며, 0.0011 중량%를 초과하여 포함시 연신율 열위 위험성이 증가할 수 있다.
티타늄(Ti)
상기 티타늄(Ti)은 고온에서 Ti(C,N) 등의 석출상을 형성하여, 오스테나이트 결정립 미세화에 효과적으로 기여한다. 한 구체예에서 상기 티타늄은 상기 강 슬래브 전체중량에 대하여 0.01~0.03 중량% 포함된다. 상기 티타늄을 0.01 중량% 미만으로 포함시 첨가 효과가 미미하며, 0.03 중량%를 초과하여 포함시 과도한 석출물 생성에 의해 표면 크랙을 유발할 수 있다.
니오븀(Nb)
상기 니오븀(Nb)은 마르텐사이트(Martensite) Packet size 감소에 따른 강도 및 인성 증가를 목적으로 첨가된다.
한 구체예에서 상기 니오븀은 상기 강 슬래브 전체중량에 대하여 0.04~0.06중량% 포함된다. 상기 니오븀을 0.04 중량% 미만으로 포함시 결정립 미세화 효과가 미미하고, 0.06 중량%를 초과하여 포함시 제강성 조대 석출물이 생성될 수 있으며, 원가 측면에서 불리하다.
한 구체예에서 상기 강 슬래브는 슬래브 재가열 온도(Slab Reheating Temperature, SRT): 1,200℃~1,250℃에서 가열할 수 있다. 상기 강 슬래브 재가열 온도에서, 합금원소 성분의 균질화 효과가 유리하다. 상기 강 슬래브를 1,200℃ 미만에서 재가열시 합금원소 성분의 균질화 효과가 저하되며, 1,250℃를 초과하여 재가열시 공정비용이 증가할 수 있다. 예를 들면 슬래브 재가열 온도: 1,220℃~1,250℃에서 가열할 수 있다.
열간 압연단계
상기 단계는 상기 재가열된 강 슬래브를 마무리 압연온도(FDT): 860℃~900℃에서 열간 압연하는 단계이다. 상기 마무리 압연온도에서 열간 압연시 상기 제2 강재의 강성 및 성형성이 동시에 우수할 수 있다.
권취단계
상기 단계는 상기 열간 압연된 강 슬래브를 권취하여 열연코일을 제조하는 단계이다. 한 구체예에서 상기 권취는 상기 열간 압연된 강 슬래브를 권취온도(Coiling Temperature, CT): 620℃~660℃ 온도에서 권취할 수 있다. 한 구체예에서, 상기 열간 압연된 강 슬래브를, 상기 권취 온도까지 냉각하여 권취할 수 있다. 상기 권취 온도 조건에서 과냉으로 인한 저온상 분율이 높아져 Nb첨가에 의한 강도 증가를 방지하면서, 냉간 압연시 압연부하를 방지할 수 있다. 한 구체예에서 상기 냉각은 전단 급냉 방식으로 냉각할 수 있다.
냉간 압연단계
상기 단계는 상기 열연코일을 언코일링하고, 냉간 압연하여 냉연판재를 제조하는 단계이다. 한 구체예에서 상기 열연코일은 언코일링한 다음, 산세 처리한 후, 냉간 압연할 수 있다. 상기 산세는 열연코일 표면에 형성된 스케일을 제거하기 위한 목적으로 실시할 수 있다.
한 구체예에서 상기 냉간 압연은 60%~80%의 압하율로 실시할 수 있다. 상기 압하율로 냉간 압연시 열연 조직의 변형이 적고, 연신율 및 성형성이 우수할 수 있다.
소둔 단계
상기 단계는 냉연판재를 소둔하는 단계이다. 한 구체예에서 상기 소둔은 가열단계 및 냉각단계를 포함할 수 있다. 좀 더 구체적으로, 상기 소둔은 상기 소둔은 상기 냉연판재를 810℃~850℃에서 가열하고, 그리고 상기 가열된 냉연판재를 10~50℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하여 이루어질 수 있다.
상기 조건으로 소둔시 공정 효율성, 강도 및 성형성이 동시에 우수할 수 있다.
(S20) 접합강재 제조단계
상기 단계는 제1 강재 및 제2 강재를 접합하여 접합강재를 제조하는 단계이다. 도 2는 상기 제1 강재 및 제2 강재를 접합하여 접합소재를 제조하는 공정을 나타낸 것이며, 도 3은 상기 제1 강재 및 제2 강재가 접합된 접합소재를 나타낸 것이다.
상기 도 2 및 도 3을 참조하면, 한 구체예에서 제1 강재(10)와 제2 강재(20)를 서로 맞대어 정렬한 후, 레이저 용접을 이용하여 하나로 접합하여 접합강재를 제조할 수 있다. 한 구체예에서 제1 강재(10)와 제2 강재(20)는 서로 상이한 두께를 가질 수 있다. 예를 들면, 제2 강재(20)는 상기 제1 강재(10)보다 두꺼울 수 있다. 상기 조건에서 안정적인 충돌성능을 확보할 수 있다.
상기 도 2 및 도 3을 참조하면, 제1 강재(10)는 접합소재의 상부에 위치하고, 상기 제2 강재(20)는 접합소재의 하부에 위치할 수 있다.
(S30) 접합강재 가열단계
상기 단계는 상기 접합강재를 910℃~950℃로 가열하는 단계이다. 한 구체예에서 상기 접합강재를 910℃~950℃에서 4분~6분 동안 가열할 수 있다.
상기 범위에서 접합강재의 성형성을 확보할 수 있다. 상기 가열온도를 910℃ 미만에서 실시하는 경우 상기 접합강재의 성형성을 확보하기 어려우며, 950℃를 초과하여 실시하는 경우 생산성이 저하되고 에너지 측면에서 분리할 수 있다.
상기 성형시간이 4분 미만인 경우, 상기 접합강재의 성형성을 확보하기 어려우며, 6분을 초과하여 실시하는 경우 생산성이 저하되고 에너지 측면에서 분리할 수 있다.
(S40) 중간성형체 제조단계
상기 단계는 상기 가열된 접합강재를 열간 프레스 성형하여 중간성형체를 제조하는 단계이다.
한 구체예에서 상기 열간 프레스 성형시, 상기 가열된 접합강재를 5~20초 이내로 열간 프레스용 금형에 이송하여 열간 프레스 성형할 수 있다. 상기 범위로 이송시, 상기 접합강재의 위치별 재질 편차를 최소화 할 수 있다. 예를 들면 9~11초 일 수 있다.
(S50) 냉각단계
상기 단계는 상기 중간성형체를 냉각하는 단계이다. 한 구체예에서 상기 냉각은 상기 중간성형체를 50~150℃/s의 냉각속도로 냉각할 수 있다.
상기 냉각속도로 냉각시 상기 중간성형체의 미세조직이 완전한 마르텐사이트(martensite) 조직으로 상변태가 이루어져 인성 등의 물성이 우수할 수 있다.
본 발명의 성형체 제조방법을 적용시, 열간프레스 공정시 공정변수에 따른 성형체의 부위별 인장강도 및 연신율 등의 재질 편차를 최소화 할 수 있으며, 제조된 성형체의 강성 및 성형성이 우수하고, 성형체의 전반적인 인성 향상을 도모할 수 있으며, 상기 공정 변수에 따른 재질 편차를 최소화함에 따라 생산성 및 경제성이 우수하여 충돌 부재용 부품 소재로 사용되기 적합할 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.
실시예 및 비교예
탄소(C): 0.2~0.3 중량%, 실리콘(Si): 0.2~0.5 중량%, 망간(Mn): 1.0~2.0 중량%, 인(P): 0 중량% 초과 0.02 중량% 이하, 황(S): 0 중량% 초과 0.001 중량% 이하, 구리(Cu): 0 중량% 초과 0.05 중량% 이하, 알루미늄(Al): 0 중량% 초과 0.05 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0.01~0.10 중량%, 크롬(Cr): 0.1~0.5 중량%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.5 중량%, 보론(B): 0.001~0.005 중량% 및 잔부의 철(Fe)과 불가피한 불순물을 포함하며, 인장강도가 1,510 MPa인 제1 강재를 마련하였다.
하기 표 1의 함량의 합금 성분과, 잔부의 철(Fe)과 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬래브를 슬래브 재가열 온도: 1,220℃에서 재가열하고, 마무리 압연온도: 880℃에서 열간 압연하고, 권취온도: 650℃에서 권취하여 열연코일을 제조하였다. 상기 열연코일을 언코일링하고, 산세 후 냉간 압연하여 냉연판재를 제조한 다음, 상기 냉연판재를 810℃로 가열하고, 상기 가열된 냉연판재를 33℃/s의 냉각속도로 냉각하여 소둔하여 제2 강재를 마련하였다.
상기 도 2 및 도 3과 같이, 제1 강재(10) 및 제2 강재(20)를 레이저 용접을 이용하여 접합하여 접합강재를 제조하였다. 상기 접합강재를 930℃에서 5분간 가열한 다음, 상기 가열된 접합강재를 10초 만에 열간 프레스용 금형에 이송하여 열간 프레스 성형하여 중간성형체를 제조하고, 상기 중간성형체를 50~150℃/s의 냉각속도로 냉각하여 성형체를 제조하였다.
구분(단위: 중량%) C Si Mn P S Cr B Ti Nb Mo
실시예 0.05 0.3 1.8 0.015 0.002 0.15 0.001 0.02 0.05 -
비교예 0.07 0.03 1.8 0.015 0.002 0.05 0.0009 0.06 0.05 0.15
상기 실시예 및 비교예의 성형체에 대하여, 제2 강재에 해당하는 부위의 인장강도, 항복강도 및 연신율을 각각 측정하여 하기 표 2에 나타내었다.
　구분 인장강도(MPa) 항복강도(MPa) 연신율(%)
실시예 780 227 14%
비교예 695 225 13%
도 4(a)는 실시예의 제2 강재 해당 부위의 열간 프레스 금형 이송 시간에 따른 최종 미세조직 변화를 나타낸 것이며, 도 4(b)는 비교예의 제2 강재 해당 부위의 열간 프레스 금형 이송 시간에 따른 최종 미세조직 변화를 나타낸 것이다.
상기 표 2, 도 4(a) 및 도 4(b)를 참조하면, 상기 비교예의 제2 강재는, 실시예 보다 상기 접합강재의 가열 이후 열간 프레스용 금형에 이송하는 시간의 변화와, 상기 중간성형체 및 금형의 냉각 속도에 따라 마르텐사이트(martensite) 및 페라이트(ferrite) 분율의 급격한 변화가 발생하여, 성형체의 부위별 재질 편차가 발생할 가능성이 높은 것을 알 수 있었고, 차량의 충돌 부재 부품 용도로 부적합함을 알 수 있었다.
반면, 상기 실시예의 제2 강재는, 제어가 어려운 열간 프레스 금형의 이송시간 등의 공정 변수에 따라 발생하는 성형체의 재질편차를 방지하기 위해 보론(B) 및 크롬(Cr) 및 니오븀(Nb)을 첨가하여 소입성을 높이고, 탄소(C) 첨가량을 감소하여 마르텐사이트(Martensite) 분율을 감소시켜, 열간 프레스 공정 변수(열간 프레스 금형의 이송시간) 범위 내에서 베이나이트(Bainite) 조직을 안정적으로 확보하여, 성형체의 부위별 재질 편차를 방지할 수 있음을 알 수 있었다. 또한 고가의 몰리브덴(Mo)을 배제하고도 비교예의 제2 강재보다 인성이 우수하여, 경제성이 우수함을 알 수 있었다.
도 5는 실시예 및 비교예의 성형체의 제2 강재 해당 부위의 열간 프레스 금형 이송시간에 따른 인장강도의 변화를 나타낸 것이다. 상기 도 5를 참조하면, 비교예는 실시예에 비해 이송시간에 따라 인장강도의 변화가 컸으며, 실시예는 이송시간의 변화에 따른 인장강도의 변화가 적음을 알 수 있었다.
도 6은 실시예 및 비교예의 성형체의 제2 강재 해당 부위의 열간 프레스 금형 이송시간에 따른 연신율의 변화를 나타낸 것이다. 상기 도 5를 참조하면, 비교예는 실시예에 비해 이송시간에 따라 연신율의 변화가 컸으며, 실시예는 이송시간의 변화에 따른 연신율의 변화가 적음을 알 수 있었다.
도 7은 실시예 성형체의 제2 강재 해당 부위의 열간 프레스 금형 이송시간에 따른 표면조직을 나타낸 것이다. 상기 도 7을 참조하면, 상기 실시예는 이송시간에 따른 미세조직의 변화가 적은 것을 알 수 있었다.
본 발명의 단순한 변형 내지 변경은 이 분야의 통상의 지식을 가진 자에 의하여 용이하게 실시될 수 있으며, 이러한 변형이나 변경은 모두 본 발명의 영역에 포함되는 것으로 볼 수 있다.

Claims (7)

  1. 제1 강재 및 제2 강재를 마련하는 단계;
    상기 제1 강재 및 제2 강재를 접합하여 접합강재를 제조하는 단계;
    상기 접합강재를 910℃~950℃로 가열하는 단계;
    상기 가열된 접합강재를 열간 프레스 성형하여 중간성형체를 제조하는 단계; 및
    상기 중간성형체를 냉각하는 단계;를 포함하며,
    상기 제1 강재는 상기 제2 강재보다 인장강도(TS)가 높은 것을 특징으로 하는 성형체 제조방법.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 냉각은 상기 중간성형체를 50~150℃/s의 냉각속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 성형체 제조방법.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 열간 프레스 성형시, 상기 가열된 접합강재를 5~20초 이내로 열간 프레스용 금형에 이송하는 것을 특징으로 하는 성형체 제조방법.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 제1 강재의 인장강도는 1300~1600 MPa 이며, 상기 제2 강재의 인장강도는 600 MPa 이상인 것을 특징으로 하는 성형체 제조방법.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 제2 강재는,
    탄소(C): 0.04~0.06 중량%, 실리콘(Si): 0.2~0.4 중량%, 망간(Mn): 1.6~2.0 중량%, 인(P): 0 중량% 초과 0.018 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 크롬(Cr): 0.1~0.3 중량%, 보론(B): 0.0009~0.0011 중량%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03 중량%, 니오븀(Nb): 0.04~0.06 중량%, 및 잔부의 철(Fe)과 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬래브를 1,200~1,250℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬래브를 열간 압연하는 단계;
    상기 열간 압연된 강 슬래브를 권취하여 열연코일을 제조하는 단계;
    상기 열연코일을 언코일링하고, 냉간 압연하여 냉연판재를 제조하는 단계; 및
    상기 냉연판재를 소둔하는 단계;를 포함하여 제조되는 것을 특징으로 하는 성형체 제조방법.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 소둔은 상기 냉연판재를 810℃~850℃에서 가열하고, 그리고
    상기 가열된 냉연판재를 10~50℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하여 이루어지는 것을 특징으로 하는 성형체 제조방법.
  7. 제5항에 있어서,
    상기 권취는 620~660℃의 권취온도에서 이루어지는 것을 특징으로 하는 성형체 제조방법.
PCT/KR2016/000392 2015-09-23 2016-01-14 성형체 제조방법 WO2017051997A1 (ko)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP16848723.9A EP3354364B1 (en) 2015-09-23 2016-01-14 Molded body manufacturing method
JP2018509803A JP2018532594A (ja) 2015-09-23 2016-01-14 成形体の製造方法
US15/759,185 US11400504B2 (en) 2015-09-23 2016-01-14 Molded body manufacturing method
CN201680052945.5A CN108025349B (zh) 2015-09-23 2016-01-14 模制体制造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2015-0134340 2015-09-23
KR1020150134340A KR101770031B1 (ko) 2015-09-23 2015-09-23 성형체 제조방법

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2017051997A1 true WO2017051997A1 (ko) 2017-03-30

Family

ID=58386226

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2016/000392 WO2017051997A1 (ko) 2015-09-23 2016-01-14 성형체 제조방법

Country Status (6)

Country Link
US (1) US11400504B2 (ko)
EP (1) EP3354364B1 (ko)
JP (1) JP2018532594A (ko)
KR (1) KR101770031B1 (ko)
CN (1) CN108025349B (ko)
WO (1) WO2017051997A1 (ko)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019004541A1 (ko) * 2017-06-27 2019-01-03 현대제철 주식회사 테일러 웰디드 블랭크용 강재 및 이를 이용한 핫 스탬핑 부품의 제조방법
KR101978072B1 (ko) 2017-06-27 2019-05-13 현대제철 주식회사 테일러 웰디드 블랭크용 강재 및 이를 이용한 핫 스탬핑 부품의 제조방법
EP3976838A1 (de) * 2019-05-29 2022-04-06 ThyssenKrupp Steel Europe AG Bauteil, hergestellt durch umformen einer stahlblechplatine und verfahren zu seiner herstellung
KR102412625B1 (ko) * 2021-07-15 2022-06-24 현대제철 주식회사 핫 스탬핑 부품, 및 이의 제조 방법

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009287114A (ja) * 2008-05-27 2009-12-10 Posco 耐リジング性に優れた低比重高強度鋼板、低比重高強度メッキ鋼板及びこれらの製造方法
KR20120033009A (ko) * 2010-09-29 2012-04-06 현대제철 주식회사 열연 롤피로 결함이 개선된 고성형성 연질냉연강판 및 그 제조방법
KR20120060970A (ko) * 2010-09-29 2012-06-12 현대제철 주식회사 산세성 및 성형성이 우수한 극저탄소 냉연용 열연강판 및 그 제조 방법
KR20140083542A (ko) * 2012-12-26 2014-07-04 주식회사 포스코 다른 강도를 갖는 핫 프레스 포밍 제품의 제조방법 및 이를 통해 제조된 핫 프레스 포밍 제품
KR20140118310A (ko) * 2013-03-28 2014-10-08 현대제철 주식회사 열연강판 및 이를 이용한 강 제품 제조 방법

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4316842B2 (ja) * 2002-07-26 2009-08-19 アイシン高丘株式会社 テーラードブランクプレス成形品の製造方法
JP2005126733A (ja) * 2003-10-21 2005-05-19 Nippon Steel Corp 高温加工性にすぐれた熱間プレス用鋼板及び自動車用部材
JP4575799B2 (ja) * 2005-02-02 2010-11-04 新日本製鐵株式会社 成形性に優れたホットプレス高強度鋼製部材の製造方法
JP5895437B2 (ja) * 2010-10-22 2016-03-30 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および強度上昇能に優れた温間成形用薄鋼板およびそれを用いた温間成形方法
KR101304621B1 (ko) 2011-06-28 2013-09-05 주식회사 포스코 영역별로 상이한 강도를 갖는 프레스 성형품의 제조방법
KR101318060B1 (ko) * 2013-05-09 2013-10-15 현대제철 주식회사 인성이 향상된 핫스탬핑 부품 및 그 제조 방법

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009287114A (ja) * 2008-05-27 2009-12-10 Posco 耐リジング性に優れた低比重高強度鋼板、低比重高強度メッキ鋼板及びこれらの製造方法
KR20120033009A (ko) * 2010-09-29 2012-04-06 현대제철 주식회사 열연 롤피로 결함이 개선된 고성형성 연질냉연강판 및 그 제조방법
KR20120060970A (ko) * 2010-09-29 2012-06-12 현대제철 주식회사 산세성 및 성형성이 우수한 극저탄소 냉연용 열연강판 및 그 제조 방법
KR20140083542A (ko) * 2012-12-26 2014-07-04 주식회사 포스코 다른 강도를 갖는 핫 프레스 포밍 제품의 제조방법 및 이를 통해 제조된 핫 프레스 포밍 제품
KR20140118310A (ko) * 2013-03-28 2014-10-08 현대제철 주식회사 열연강판 및 이를 이용한 강 제품 제조 방법

Also Published As

Publication number Publication date
EP3354364A1 (en) 2018-08-01
KR20170035468A (ko) 2017-03-31
JP2018532594A (ja) 2018-11-08
KR101770031B1 (ko) 2017-08-21
US20180257122A1 (en) 2018-09-13
CN108025349A (zh) 2018-05-11
EP3354364A4 (en) 2019-05-08
CN108025349B (zh) 2020-01-14
EP3354364B1 (en) 2020-05-13
US11400504B2 (en) 2022-08-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2013069937A1 (ko) 온간프레스 성형용 강판, 온간프레스 성형 부재 및 이들의 제조방법
WO2015174605A1 (ko) 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
WO2014181907A1 (ko) 인성이 향상된 핫스탬핑 부품 및 그 제조 방법
WO2020050573A1 (ko) 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
WO2013002441A1 (ko) 충돌성능이 우수한 열처리 경화강 및 이를 이용한 열처리 경화형 부품 제조 방법
WO2009145563A2 (ko) 열처리성이 우수한 초고강도 열간성형 가공용 강판, 열처리 경화형 부재 및 이들의 제조방법
WO2018074887A1 (ko) 고강도 철근 및 이의 제조 방법
WO2017171366A1 (ko) 항복강도와 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법
WO2017051997A1 (ko) 성형체 제조방법
WO2015099222A1 (ko) 용접성 및 버링성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법
WO2017188654A1 (ko) 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 이의 제조방법
WO2019125083A1 (ko) 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법
WO2017222159A1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
WO2017034216A1 (ko) 고 경도 강판 및 그 제조방법
WO2020111856A2 (ko) 연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
WO2022124609A1 (ko) 연성 및 성형성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
WO2017051998A1 (ko) 도금 강판 및 이의 제조방법
WO2019132384A1 (ko) 고온 특성과 상온 가공성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법
WO2019004540A1 (ko) 핫 스탬핑 부품 및 이의 제조방법
WO2021117989A1 (ko) 초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법
WO2016182098A1 (ko) 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조 방법
WO2021172604A1 (ko) 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법
WO2021085800A1 (ko) 항복비가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
WO2021010599A2 (ko) 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
WO2013154254A1 (ko) 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판 및 이의 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 16848723

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2018509803

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15759185

Country of ref document: US

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE